DE68920346T2

DE68920346T2 - Auf Aluminiumlegierung basierendes Verbundmaterial, welches in einer Matrix zwischen Verstärkungselementen fein verteilte intermetallische Verbindungen enthält.

Info

Publication number: DE68920346T2
Application number: DE68920346T
Authority: DE
Inventors: Tadashi Dohnomoto; Yoshio Fuwa; Kaneo Hamajima; Hirohumi Michioka; Atsuo Tanaka
Original assignee: Toyota Motor Corp
Current assignee: Toyota Motor Corp
Priority date: 1988-03-09
Filing date: 1989-03-08
Publication date: 1995-06-08
Anticipated expiration: 2009-03-09
Also published as: US5449421A; AU3105889A; AU615265B2; EP0332430B1; DE68920346D1; EP0332430A1

Description

Fachgebiet der Erfindung

Die vorliegende Erfindung betrifft einen Verbundwerkstoff und insbesondere einen Verbundwerkstoff, der eine Matrix aus einer Aluminiumlegierung und ein Verstärkungsmaterial wie z.B. Kurzfasern, Whiskers oder Teilchen umfaßt, und ferner ein Gußteil auf Basis von Aluminiumlegierung, das einen Bereich aus einem Verbundwerkstoff umfaßt, der aus einer Matrix aus einer Aluminiumlegierung und einem Verstärkungsmaterial wie z.B. Fasern, Whiskers oder Teilchen hergestellt ist und eine ausgezeichnete Temperaturwechselbeständigkeit, Festigkeit, Abriebfestigkeit und Beständigkeit gegen Schmelzhaftung bzw. -adhäsion hat, und des weiteren einen Kolben für einen Verbrennungsmotor, der aus so einem Gußteil auf Basis von Aluminiumlegierung hergestellt ist, bei dem ein stark verschleißbeanspruchter Bereich aus so einem Verbundwerkstoff gebildet ist.

Beschreibung des bekannten Standes der Technik

Die Verstärkung von Aluminiumlegierungen mit verschiedenen Verstärkungsmaterialien wie z.B. Fasern, Whiskers oder Teilchen, um die Verschleißfestigkeit von Aluminiumlegierungen zu verbessern, während der Vorteil der Leichtigkeit von Aluminiumlegierungen genutzt wird, ist umfassend untersucht worden. In der EP-A 0080551 und der EP-A 0108281 und in den Japanischen Ausgelegten Patentpublikationen 59-218341 und 61-132260 ist beispielsweise vorgeschlagen worden, Aluminiumlegierungen mit Keramikfasern, Keramikwhiskers bzw. einer dreidimensionalen Netzstruktur aus Nickel und Gußeisenfasern zu verstärken.
Diese verstärkten Verbundwerkstoffe auf Basis von Aluminiumlegierung zeigen im allgemeinen eine ausgezeichnete Verschleißfestigkeit, die der von Aluminiumlegierungen überlegen ist. Obwohl die vorstehend erwähnten Verbundwerkstoffe auf Basis von Aluminiumlegierung, die mit Keramikfasern oder Keramikwhiskers verstärkt sind, eine ausgezeichnete Verschleißfestigkeit haben, bringen sie jedoch das Problem mit sich, daß das damit gepaarte Reibungsteil durch die harten Keramik-Verstärkungselemente stark verschlissen wird. Obwohl die Verbundwerkstoffe auf Basis von Aluminiumlegierung, die mit einer dreidimensionalen Netzstruktur aus Nickel oder Gußeisenfasern verstärkt sind, kein solches Problem des starken Verschleißes des damit gepaarten Reibungsteils mit sich bringen, weil diese Verstärkungsmaterialien eine verhältnismäßig niedrige Härte haben, bringen die Verbundwerkstoffe, die durch diese Verstärkungsmaterialien verstärkt sind, andererseits das Problem mit sich, daß ihre eigene Verschleißfestigkeit nicht ausreicht. Es ist deshalb nicht möglich, durch diese verstärkten Verbundwerkstoffe auf Basis Von Aluminiumlegierung nach dem bekannten Stand der Technik die Verschleißfestigkeit der Verbundwerkstoffteile zu erhöhen und auch den Reibverschleiß der damit gepaarten Teile zu vermindern.
Als Ergebnis von ausgedehnten experimentellen Untersuchungen über die verstärkten Verbundwerkstoffe auf Basis von Aluminiumlegierung nach dem bekannten Stand der Technik haben die Erfinder der vorliegenden Anmeldung bestätigt, daß die Aluminiumlegierung der Matrix im Fall der Verwendung dieser Verbundwerkstoffe nach dem bekannten Stand der Technik für ein Gleitreibungsteil wie z.B. einen Kolben eines Verbrennungsmotors, das einer verhältnismäßig hohen Temperatur wie z.B. mehr als 200 ºC ausgesetzt wird, schmilzt und an dem gepaarten Gleitreibungsteil anhaftet und bei beiden aufeinander gleitenden Teilen einen starken Verschleiß verursacht. Es wurde auch erkannt, daß solch ein Verschleiß, der durch Schmelzhaftung verursacht wird, vermieden wird, wenn die Matrix aus Aluminiumlegierung eine niedrige Temperatur hat, weil das Matrixmetall mit dem gepaarten Teil nicht in starken direkten Kontakt kommt, da es durch die Verstärkungsmaterialelemente gehalten wird, jedoch werden die Verstärkungsmaterialelemente in dem Fall, daß das Matrixmetall bei hoher Temperatur erweicht, nicht mehr test durch das Matrixmetall gehalten, und das Matrixmetall kommt seinerseits mit dem gepaarten Teil in starken direkten Kontakt.
Die Erscheinung des Verschleißes durch Schmelzhaftung war bekannt, und auf dem Fachgebiet der Verbundwerkstoffe aus verstärktem Metall wurde zur Vermeidung des Verschleißes durch Schmelzhaftung im allgemeinen vorgeschlagen, die Menge des Verstärkungsmaterials wie z.B. Fasern, Whiskers oder Teilchen zu erhöhen. Die Erfinder haben verschiedene experimentelle Untersuchungen durchgeführt, um die Wirkungen der Erhöhung der Menge von Verstärkungsmaterial zur Vermeidung von Verschleiß durch Schmelzhaftung zu bestätigen. Als Ergebnis wurde bestätigt, daß der Verschleißgrad des gepaarten Teils im Fall der Erhöhung der Menge von Verstärkungsmaterial zwangsläufig zunimmt und daß es nicht möglich ist, den Verschleiß durch Schmelzhaftung vollständig zu vermeiden, weil das Matrixmaterial auf jeden Fall im Oberflächenbereich des Verbundwerkstoffs vorhanden ist.
Die Erfinder der vorliegenden Anmeldung haben verschiedene experimentelle Untersuchungen über die vorstehend erwähnten Probleme in bezug auf die verstärkten Verbundwerkstoffe auf Basis von Aluminiumlegierung durchgeführt und gefunden, daß die Beständigkeit der verstärkten Verbundwerkstoffe auf Basis von Aluminiumlegierung gegen Schmelzhaftung stark verbessert werden kann, ohne daß der Verschleißgrad des gepaarten Teils erhöht wird, indem die Matrix des verstärkten Verbundwerkstoffs auf Basis von Aluminiumlegierung mit intermetallischen Verbindungen aus Al und bestimmten metallischen Elementen versehen wird, die darin in einem bestimmten Bereich des prozentualen Volumenanteils fein verteilt sind.
Bei bekannten Untersuchungen über die verstärkten Verbundwerkstoffe auf Basis von Aluminiumlegierung wurde allgemein angenommen, daß die Matrix des Verbundwerkstoffs als Träger für die Übertragung von Kräften zwischen Verstärkungselementen dienen sollte und die Matrix deshalb eine verhältnismäßig hohe Zähigkeit haben muß. Es sind deshalb große Anstrengungen unternommen worden, um die Entwicklung solcher intermetallischen Verbindungen in der Matrix, die eine Versprödung der Matrix verursachen würden, zu verhindern oder zu vermeiden. Als Ergebnis verschiedener experimenteller Untersuchungen, die von den Erfindern der vorliegenden Anmeldung durchgeführt wurden, wurde jedoch bestätigt, daß es zur Verbesserung der Beständigkeit der verstärkten Verbundwerkstoffe auf Basis von Aluminiumlegierung gegen Schmelzhaftung bei Temperaturen von mehr als 200 ºC in bedeutendem Maße wirksam ist, in der Matrix intermetallische Verbindungen zu entwickeln, und daß es möglich ist, durch zweckmäßige Wahl der Arten und Mengen der intermetallischen Verbindungen Verbundwerkstoffe zu erhalten, die ausgezeichnete Verschleißfestigkeit und Beständigkeit gegen Schmelzhaftung bei erhöhter Temperatur haben, ohne daß der Verschleißgrad der gepaarten Teile erhöht wird.
Wie in den vorstehend erwähnten Japanischen Ausgelegten Patentpublikationen 59-218341 und 61-132260 beschrieben ist, ist ein Verbundwerkstoff bekannt, der eine Matrix aus Aluminiumlegierung hat und intermetallische Verbindungen enthält. Bei dem Verbundwerkstoff nach dem bekannten Stand der Technik sind die intermetallischen Verbindungen jedoch nur in einem Matrixbereich um eine Netz struktur aus Verstärkungsmaterial oder eine Masse aus Verstärkungsfasern herum und nicht in den Zellenbereichen der Netzstruktur oder in den Hohlraumbereichen der Masse aus Verstärkungsfasern gebildet. Mit anderen Worten, die Matrix ist im inneren Bereich des Verbundwerkstoffs nur aus einer Aluminiumlegierung hergestellt, was bei hoher Temperatur wie z.B. bei mehr als 200 ºC die Schmelzhaftung verursachen würde.
Da die intermetallischen Verbindungen im allgemeinen hart und spröde sind, ist es unvermeidlich, daß der Verbundwerkstoff als Folge der Einbeziehung solcher intermetallischen Verbindungen spröde wird. Vor allem in dem Fall, daß solche Verbundwerkstoffe scharfen Erhitzungs- und Abkühlungszyklen ausgesetzt werden, werden darin oft durch thermische Ermüdung Risse gebildet.
Die Erfinder der vorliegenden Anmeldung haben verschiedene experimentelle Untersuchungen durchgeführt, um zu verhindern, daß in den Verbundwerkstoffen, die intermetallische Verbindungen enthalten, Risse auftreten, die auf thermische Ermüdung zurückzuführen sind, und gefunden, daß es möglich ist, sogar unter scharfen Erhitzungs- und Abkühlungszyklen zu verhindern, daß solche Risse in einem Gußteil auf Basis von Aluminiumlegierung auftreten, der einen aus einem Verbundwerkstoff gebildeten Oberflächenbereich hat, und die Festigkeit des Bereichs aus Verbundwerkstoff zu verbessern, indem die Gestalten der in dem Bereich aus Verbundwerkstoff gebildeten intermetallischen Verbindungen gesteuert bzw. eingestellt werden.
Bei dem Kolben eines Verbrennungsmotors neigt die obere Kolbenringnut dazu, leicht abgerieben zu werden, und es ist deshalb vorgeschlagen und ausgeübt worden, einen Bereich, der sich um die obere Kolbenringnut des Kolbens herum befindet, zu verstärken, indem darein verschiedene Arten von Verstärkungsmaterial im Verbund eingebaut werden. Beispielsweise ist in der vorstehend erwähnten EP-A 0080551, die von derselben Rechtsnachfolgerin (Anmelderin) wie bei der vorliegenden Anmeldung eingereicht wurde, beschrieben, daß ein Bereich, der sich um die obere Kolbenringnut eines Kolbens herum befindet, mit Keramikfasern im Verbund verstärkt wird, und ist in den vorstehend erwähnten Japanischen Ausgelegten Patentpublikationen Nrn. 59-218341 und 61-132260 beschrieben, daß ein Bereich, der sich um die obere Kolbenringnut eines Kolbens herum befindet, mit einem Schaummetallwerkstoff bzw. mit Gußeisenfasern verstärkt wird.
Bei den vorstehend beschriebenen Kolben, bei denen ein Bereich, der sich um die obere Kolbenringnut herum befindet, mit einem Verstärkungsmaterial im Verbund verstärkt wird, kann die Verschleißfestigkeit der Wandoberfläche der oberen Kolbenringnut und folglich die Haltbarkeit des Kolbens im Vergleich zu einem Kolben, der nur aus einer Aluminiumlegierung hergestellt ist, beträchtlich verbessert werden. Wenn jedoch so ein Kolben bei einer verhältnismäßig hohen Temperatur angewendet wird, um den Wirkungsgrad des Verbrennungsmotors zu verbessern, nimmt der Verschleiß an der Wandoberfläche der oberen Kolbenringnut zu, und wenn die Teinperatur der Wandoberfläche der oberen Kolbenringnut auf mehr als 250 ºC ansteigt, kann solch ein Kolben nur dieselbe Verschleißfestigkeit zeigen wie ein Kolben, der nur aus einer Aluminiumlegierung hergestellt ist.
Die Erfinder der vorliegenden Anmeldung haben unter Verwendung solcher Kolben nach dem bekannten Stand der Technik verschiedene Arten von Versuchen durchgeführt und gefunden, daß die Aluminiumlegierung der Matrix im Fall der Anwendung solcher Kolben unter scharfen thermischen Bedingungen derart, daß die Wandoberfläche der oberen Kolbenringnut auf mehr als 250 ºC erhitzt wird, dazu neigt, zu dem oberen Kolbenring überzutreten, und an der unteren Oberfläche der oberen Kolbenringnut einen Verschleiß durch Schmelzhaftung verursacht. Es wurde auch gefunden, daß sich dieser auf Schmelzhaftung zurückzuführende Verschleiß durch den folgenden Mechanismus ergibt: Das Verstärkungsmaterial verhindert zwar bei normaler Temperatur, daß die Matrixlegierung in dem Gebiet, das in der Nähe der äußeren Oberfläche des aus Verbundwerkstoff bestehenden Bereichs des Kolbens liegt, mit dem oberen Kolbenring direkt in Kontakt kommt, jedoch erweicht die Aluminiumlegierung bei einer erhöhten Temperatur, und das Verstärkungsmaterial kann durch die Matrix nicht zweckmäßig gehalten werden, so daß die erweichte Aluminiumlegierung mit dem oberen Kolbenring in direkten Kontakt kommt. Es ist deshalb im Fall der Anwendung solcher Kolben nach dem bekannten stand der Technik notwendig, daß die Temperatur um die obere Kolbenringnut herum höchstens unter 220 ºC und vorzugsweise unter 200 ºC gehalten wird, und folglich ist dies zusätzlich zu den Grenzen in bezug auf die Positionierung der oberen Kolbenringnut, die Festlegung der Abmessungen von Teilen des Kolbens, die Bildung der Ölkanäle usw. eine der Einflußgrößen, die die Freiheit der Gestaltung der Kolben beschränken.
Die Erfinder der vorliegenden Anmeldung haben ferner gefunden, daß es zur Verminderung des Verschleißes an der Wandoberfläche der oberen Kolbenringnut bei einer erhöhten Temperatur wie z.B. 250 ºC oder darüber erforderlich ist, daß der Verbundwerkstoff selbst eine hohe Verschleißfestigkeit zeigt und einen niedrigen Verschleiß des damit gepaarten Teils gewährleistet, und die Verbundwerkstoffe sollten zu diesen Zwecken die folgenden zwei Bedingungen erfüllen:
(a) Das Verstärkungsmaterial hat eine hohe Steifigkeit, die ausreicht, um den oberen Kolbenring bei einer erhöhten Temperatur zu tragen bzw. abzustützen.
(b) Die Matrix hat eine hohe Hitzebeständigkeit bei einer erhöhten Temperatur, die ausreicht, um das Verstärkungsmaterial in einem zweckmäßigen Zustand ohne wesentliche plastische Verformung zu halten.
Es wurde angenommen, daß diese zwei Eigenschaften sehr wichtig sind und daß der Verbundwerkstoff, der in der vorstehend erwähnten EP-A 0080551 beschrieben wird, in bezug auf die Bedingung (b) nicht ausreichend ist, während die Verbundwerkstoffe, die in den vorstehend erwähnten Japanischen Ausgelegten Patentpublikationen Nrn. 59-218341 und 61-132260 beschrieben sind, in bezug auf die Bedingung (a) nicht ausreichend sind.
Die Erfinder der vorliegenden Anwendung haben ferner Untersuchungen über die vorstehenden Probleme durchgeführt und gefunden, daß die Kolben, bei denen mindestens ein unterer Oberflächenbereich der oberen Kolbenringnut durch einen Verbundwerkstoff abgegrenzt wird, der eine Matrix aus einer Aluminiumlegierung und ein Verstärkungsmaterial aus Kurzfasern oder Whiskers umfaßt, wobei die Matrix aus Aluminiumlegierung intermetallische Verbindungen aus Aluminium und vorgegebenen metallischen Elementen enthält, die darin fein verteilt sind, und wobei die Volumenanteile des Verstärkungsmaterials, der intermetallischen Verbindungen und der Summe des Verstärkungsmaterials und der intermetallischen Verbindungen vorgegebene zweckmäßige Werte haben, an der unteren Oberfläche der oberen Kolbenringnut eine stark verbesserte Verschleißfestigkeit und Beständigkeit gegen Schmelzhaftung zeigen können, ohne daß der Verschleißgrad des oberen Kolbenringes erhöht wird, wodurch eine Minimierung der Masse und eine Maximierung des Wirkungsgrades des Verbrennungsmotors ermöglicht wird.

Zusammenfassung der Erfindung

Im Hinblick auf die vorstehenden Ausführungen ist es eine erste Aufgabe der vorliegenden Erfindung, auf der Grundlage der Gegebenheiten, die die Erfinder als Ergebnis verschiedener experimenteller Untersuchungen gefunden haben, einen Verbundwerkstoff auf Basis Von Aluminiumlegierung bereitzustellen, der eine hohe Verschleißfestigkeit und Beständigkeit gegen Schmelzhaftung bei hoher Temperatur hat, ohne daß der Verschleiß von damit gepaarten Teilen erhöht wird, und der auch dieselbe Zähigkeit wie oder eine höhere Zähigkeit als die Verbundwerkstoffe nach dem bekannten Stand der Technik beibehält.
Ferner ist es eine zweite Aufgabe der vorliegenden Erfindung, auf der Grundlage der Ergebnisse, die durch die Untersuchungen erhalten worden sind, solch ein Gußteil auf Basis von Aluminiumlegierung bereitzustellen, das einen Bereich aus Verbundwerkstoff umfaßt, der aus einer Matrix aus einer Aluminiumlegierung und einem Verstärkungsmaterial aus Kurzfasern oder Whiskers gebildet ist und einen Oberflächenbereich davon abgrenzt, unter verhältnismäßig scharfen Erhitzungs- und Abkühlungszyklen unempfindlich gegen auf thermische Ermüdung zurückzuführende Rißbildung ist und ausgezeichnete mechanische Eigenschaften wie z.B. Festigkeit, Zähigkeit, Verschleißfestigkeit und Beständigkeit gegen Schmelzhaftung hat.
Ferner ist es eine dritte Aufgabe der vorliegenden Erfindung, auf der Grundlage der Ergebnisse und Erkenntnisse, die durch die verschiedenen exPerimentellen Untersuchungen, die die Erfinder der vorliegenden Anmeldung durchgeführt haben, erzielt worden sind, einen Kolben für einen Verbrennungsmotor bereitzustellen, der an der Wandoberfläche der oberen Kolbenringnut eine hohe Verschleißfestigkeit und eine hohe Beständigkeit gegen Schmelzhaftung zeigt und einen hohen Grad der Freiheit der Kolbengestaltung erlaubt, ohne daß der Verschleiß des damit gepaarten oberen Kolbenringes erhöht wird, wodurch eine Minimierung der Masse und eine Maximierung des Wirkungsgrades des Verbrennungsmotors ermöglicht wird.
Die vorstehend erwähnte erste Aufgabe wird gemäß der vorliegenden Erfindung durch einen Verbundwerkstoff auf Basis von Aluminiumlegierung mit einer Matrix aus einer Aluminiumlegierung, die in geschmolzenem Zustand in ein Verstärkungsmaterial aus Kurzfasern, Whiskers oder Teilchen hineingepreßt worden ist, gelöst, dadurch gekennzeichnet, daß ein Pulver aus mindestens einem metallischen Element, das aus einer Gruppe ausgewählt ist, die aus Fe, Ni, Co, Cr, Cu, Mn, Mo, V, W, Ta, Nb, Ti und Zr besteht, das im voraus mit dem Verstärkungsmaterial vermischt worden ist, mit der geschmolzenen Aluminiumlegierung zur Reaktion gebracht wird, um intermetallische Verbindungen in einer Menge von 5 bis 70 Volumen% zu erzeugen, die in dem Verstärkungsmaterial fein verteilt sind.
Gemäß dieser Erfindung sind die intermetallischen Verbindungen aus Al und vorgegebenen metallischen Elementen in einer Matrix aus Aluminiumlegierung fein verteilt, und dadurch wird das Matrixmaterial zwischen benachbarten Verstärkungsmaterialien durch diese intermetallischen Verbindungskomponenten verstärkt und gehärtet, so daß die Verstärkungsmaterialien auch bei einer erhöhten Temperatur in einem bestimmten Zustand gehalten werden, und dadurch wird verhindert oder vermieden, daß das Matrixmaterial mit dem gepaarten Teil in starken direkten Kontakt kommt. Der Verbundwerkstoff zeigt deshalb eine verbesserte Verschleißfestigkeit und eine verbesserte Beständigkeit gegen Schmelzhaftung, die denen der Verbundwerkstoffe nach dem bekannten Stand der Technik überlegen sind. Ferner wird der Verschleißgrad der gepaarten Teile nicht erhöht, da der Volumenanteil des Verstärkungsmaterials gemäß der vorliegenden Erfindung nicht erhöht wird. Obwohl die intermetallischen Verbindungen im allgemeinen hart und spröde sind, hat der Verbundwerkstoff gemäß der vorliegenden Erfindung dieselbe Zähigkeit wie oder eine höhere Zähigkeit als die Verbundwerkstoffe nach dem bekannten Stand der Technik, die keine solche intermetallischen Verbindungen enthalten, weil die Matrix solche intermetallischen Verbindungen im Bereich von 5 bis 70 Volumen% enthält, die darin fein verteilt sind.
Gemäß einem Ergebnis der experimentellen Untersuchungen, die die Erfinder der vorliegenden Anmeldung durchgeführt haben, gilt für den Verbundwerkstoff gemäß der vorliegenden Erfindung tatsächlich, daß die Verschleißfestigkeit und die Beständigkeit gegen Schmelzhaftung des Verbundwerkstoffs nicht vollständig verbessert werden, wenn die Volumenmenge des Verstärkungsmaterials nicht ausreicht, während der Verschleißgrad des gepaarten Teils zunimmt, wenn die Volumenmenge des Verstärkungsmaterials zu hoch ist. Die Menge des Verstärkungsmaterials sollte deshalb gemäß einem Merkmal der vorliegenden Erfindung erwünschtermaßen derart gewählt werden, daß sie 3 bis 30 Volumen% beträgt.
Ferner kann die Menge der intermetallischen Verbindungen in der Matrix gemäß einem Ergebnis der experimentellen Untersuchungen, die die Erfinder der vorliegenden Anmeldung durchgeführt haben, 5 bis 70 Volumen%, jedoch vorzugsweise 10 bis 40 Volumen% betragen, damit die Beständigkeit gegen Schmelzhaftung des Verbundwerkstoffs bei erhöhten Temperaturen weiter verbessert wird. Die Menge der intermetallischen Verbindungen in der Matrix sollte deshalb gemäß einem anderen Merkmal der vorliegenden Erfindung erwünschtermaßen derart gewählt werden, daß sie 10 bis 40 Volumen% beträgt.
Ferner ist es gemäß einem Ergebnis der experimentellen Untersuchungen, die die Erfinder der vorliegenden Anmeldung durchgeführt haben, erwünscht, daß die intermetallischen Verbindungen in dem Matrixmaterial so fein wie möglich verteilt sind und der kürzeste Abstand zwischen zwei benachbarten Elementen aus intermetallischen Verbindungen durchschnittlich weniger als 100 Mikrometer (100 × 10&supmin;&sup6; m) und vorzugsweise durchschnittlich weniger als 50 Mikrometer beträgt. Andererseits muß dieser Abstand durchschnittlich mehr als 3 Mikrometer und vorzugsweise durchschnittlich mehr als 5 Mikrometer betragen, damit die Versprödung der Matrix vermieden wird. Der kürzeste Abstand zwischen den Elementen aus intermetallischen Verbindungen wird deshalb gemäß noch einem anderen Merkmal der vorliegenden Erfindung derart gewählt, daß er durchschnittlich 3 bis 100 Mikrometer und vorzugsweise 5 bis 50 Mikrometer beträgt.
Gemäß einem Ergebnis der experimentellen Untersuchungen, die die Erfinder der vorliegenden Anmeldung durchgeführt haben, kann die intermetallische Verbindung irgendeine intermetallische Verbindung sein, die aus Al und einem aus den vorstehend erwähnten metallischen Elementen ausgewählten Element hergestellt ist, und sollte vorzugsweise eine Vickers-Härte haben, die mehr als 300 beträgt und niedriger ist als die des Verstärkungsmaterials. Die Härte der intermetallischen Verbindung in Form der Vickers-Härte sollte deshalb gemäß einem weiteren Merkmal der vorliegenden Erfindung mehr als 300 betragen und sollte niedriger sein als die des Verstärkungsmaterials.
Ferner sollte gemäß einem Ergebnis der Versuche, die die Erfinder der vorliegenden Anmeldung durchgeführt haben, in dem Fall, daß die intermetallischen Verbindungen die Form von Teilchen haben, die maximale Teilchengröße vorzugsweise weniger als 50 Mikrometer und insbesondere weniger als 30 Mikrometer betragen, und sollte in dem Fall, daß die intermetallischen Verbindungen in Form von Nadeln gebildet werden, die maximale Länge vorzugsweise weniger als 100 Mikrometer und insbesondere weniger als 50 Mikrometer betragen.
Gemäß der vorliegenden Erfindung können als Verstärkungsmaterial irgendwelche geeigneten Materialien verwendet werden, die bei der Herstellung von Verbundwerkstoffen gewöhnlich verwendet werden. Keramischer Werkstoff ist ein vorzuziehendes Material, weil er eine ausgezeichnete Hitzebeständigkeit hat und eine Verbesserung der Verschleißfestigkeit des Verbundwerkstoffs liefert.
Ferner wird die vorstehend erwähnte zweite Aufgabe durch ein Gußteil auf Basis von Aluminiumlegierung, das einen Bereich aus einem Verbundwerkstoff einschließt, der einen Oberflächenbereich des Gußteils auf Basis von Aluminiumlegierung abgrenzt und eine Matrix aus einer Aluminiumlegierung umfaßt, die in geschmolzenem Zustand in ein Verstärkungsmaterial aus Kurzfasern oder Whiskers hineingepreßt worden ist, gelöst, dadurch gekennzeichnet, daß ein Pulver aus mindestens einem metallischen Element, das aus einer Gruppe ausgewählt ist, die aus Fe, Ni, Co, Cr, Cu, Mn, Mo, V, W, Ta, Nb, Ti und Zr besteht, das im voraus mit dem Verstärkungsmaterial vermischt worden ist, mit der geschmolzenen Aluminiumlegierung zur Reaktion gebracht wird, um intermetallische Verbindungen in einer Menge von 5 bis 60 Volumen% zu erzeugen, die in dem Verstärkungsmaterial fein verteilt sind, und das Gußteil einen Oberflächenbereich zeigt, in dem der Flächenanteil in der Oberfläche solcher intermetallischen Verbindungen, die ein Verhältnis L/D haben, das größer als 3 ist, weniger als 30 % beträgt, wobei L und D die Länge bzw. die Breite jedes Elements aus intermetallischer Verbindung bedeuten.
Da ein Gußteil auf Basis von Aluminiumlegierung gemäß der vorliegenden Erfindung in der Matrix seines aus Verbundwerkstoff bestehenden Bereichs fein verteilte intermetallische Verbindungen enthält, die aus Al und vorgegebenen metallischen Elementen hergestellt sind, so daß das Matrixmaterial zwischen Verstärkungsfasern oder Whisker-Elementen durch die intermetallischen Verbindungen verstärkt und festgehalten wird, um das Verstärkungsmaterial bei einer erhöhten Temperatur in einem gewünschten Zustand zu halten und den direkten Kontakt der Matrix mit den gepaarten Teilen zu verhindern, zeigt das Gußteil auf Basis von Aluminiumlegierung eine viel stärker verbesserte Festigkeit, Verschleißfestigkeit und Beständigkeit gegen Schmelzhaftung bei hoher Temperatur als die herkömmlichen Verbundwerkstoffe, die keine solche intermetallischen Verbindungen enthalten. Ferner zeigt das Gußteil auf Basis von Aluminiumlegierung in dem Fall, daß die intermetallischen Verbindungen derart gebildet sind, daß sie die Gestalt von Nadeln mit jeweiligen Richtungen haben, und das Gußteil einen Oberflächenbereich zeigt, in dem der Flächenanteil in der Oberfläche solcher intermetallischen Verbindungen, die ein Verhältnis L/D haben, das größer als 3 ist, weniger als 30 % beträgt, ein ausgezeichnetes Temperaturwechselverhalten, so daß in dem Bereich aus Verbundwerkstoff selbst unter verhältnismäßig scharfen Erhitzungs- und Abkühlungszyklen keine Risse, die auf thermische Ermüdung zurückzuführen sind, verursacht werden.
Gemäß einem Ergebnis der experimentellen Untersuchungen, die die Erfinder der vorliegenden Anmeldung durchgeführt haben, ist es in dem Fall, daß eine Schicht, in der der Flächenanteil der intermetallischen Verbindungen, die ein Verhältnis L/D haben, das größer als 3 ist, weniger als 30 % beträgt, gebildet wird, deren Tiefe von der äußeren Oberfläche des aus Verbundwerkstoff bestehenden Bereichs her mehr als 1 mm und vorzugsweise mehr als 1,5 mm beträgt, möglich, mit Sicherheit zu verhindern, daß in dem Bereich aus Verbundwerkstoff die auf thermische Ermüdung zurückzuführende Rißbildung eintritt. Die Schicht, in der die intermetallischen Verbindungen, die ein Verhältnis L/D haben, das größer als 3 ist, weniger als 30 % der Fläche einnehmen, sollte deshalb gemäß einem Merkmal der vorliegenden Erfindung derart gebildet werden, daß ihre Tiefe von der äußeren Oberfläche des aus Verbundwerkstoff bestehenden Bereichs her mehr als 1 mm und vorzugsweise mehr als 1,5 mm beträgt.
Gemäß einem Ergebnis der experimentellen Untersuchungen, die die Erfinder der vorliegenden Anmeldung durchgeführt haben, können die Verschleißfestigkeit und die Beständigkeit gegen Schmelzhaftung des Bereichs aus Verbundwerkstoff in dem Fall, daß die Volumenmenge des Verstärkungsmaterials zu gering ist, nicht verbessert werden, während der Verschleiß der gepaarten Teile zunimmt, wenn die Volumenmenge des Verstärkungsmaterials zu hoch ist. Ferner kann die Beständigkeit gegen Schmelzhaftung des Bereichs aus Verbundwerkstoff nicht vollständig verbessert werden, wenn die Volumenmenge der intermetallischen Verbindungen ungenügend ist, während eine zu hohe Volumenmenge der intermetallischen Verbindungen eine starke Versprödung des Bereichs aus Verbundwerkstoff verursacht, wodurch es schwierig gemacht wird, eine erforderliche Festigkeit zu gewährleisten. Deshalb wird gemäß einem anderen Merkmal der vorliegenden Erfindung die Menge des Verstärkungsmaterials derart gewählt, daß sie 3 bis 50 Volumen% beträgt, und die Menge der intermetallischen Verbindungen derart gewählt, daß sie 5 bis 60 Volumen% beträgt.
Gemäß einem Ergebnis der experimentellen Untersuchungen, die die Erfinder der vorliegenden Anmeldung durchgeführt haben, ist es zur Verbesserung der Festigkeit, der Verschleißfestigkeit und der Beständigkeit gegen Schmelzhaftung des Bereichs aus Verbundwerkstoff erwünscht, daß das Verhältnis der nadelförmigen intermetallischen Verbindungen zu der Gesamtmenge der intermetallischen Verbindungen hoch ist. Der Bereich aus Verbundwerkstoff wird deshalb gemäß noch einem anderen Merkmal der vorliegenden Erfindung so gebildet, daß er die intermetallischen Verbindung derart enthält, daß die intermetallischen Verbindungen, die ein Verhältnis L/D haben, das größer als 3 ist, im Querschnitt eines Oberflächenbereichs des erwähnten Werkstoffs mehr als 20 % der Fläche einnehmen.
Gemäß einem Ergebnis der experimentellen Untersuchungen, die die Erfinder der vorliegenden Anmeldung durchgeführt haben, ist es erwünscht, daß die intermetallischen Verbindungen so fein wie möglich verteilt sind und der kürzeste Abstand zwischen zwei benachbarten intermetallischen Verbindungen durchschnittlich weniger als 100 Mikrometer und vorzugsweise durchschnittlich weniger als 50 Mikrometer beträgt. Es ist jedoch erwünscht, daß der kürzeste Abstand durchschnittlich mehr als 3 Mikrometer und vorzugsweise durchschnittlich mehr als 5 Mikrometer beträgt, damit eine Versprödung der Matrix vermieden wird. Der kürzeste Abstand zwischen je zwei benachbarten intermetallischen Verbindungen sollte deshalb gemäß einem anderen Merkmal der vorliegenden Erfindung erwünschtermaßen derart gewählt werden, daß er durchschnittlich 3 bis 100 Mikrometer und vorzugsweise durchschnittlich 5 bis 50 Mikrometer beträgt.
Gemäß einem Ergebnis der experimentellen Untersuchungen, die die Erfinder der vorliegenden Anmeldung durchgeführt haben, können die intermetallischen Verbindungen irgendeine intermetallische Verbindung sein, die aus Al und den vorstehend erwähnten metallischen Elementen hergestellt ist, jedoch sollten sie vorzugsweise eine Vickers-Härte haben, die mehr als 300 beträgt und niedriger ist als die des Verstärkungsmaterials. Die Härte der intermetallischen Verbindungen in Form der Vickers-Härte sollte deshalb gemäß einem weiteren Merkmal der vorliegenden Erfindung mehr als 300 betragen und niedriger sein als die des Verstärkungsmaterials.
Ferner sollte gemäß einem Ergebnis der experimentellen Untersuchungen, die die Erfinder der vorliegenden Anmeldung durchgeführt haben, in dem Fall, daß die intermetallischen Verbindungen Teilchen sind, der maximale Durchmesser vorzugsweise weniger als 50 Mikrometer und insbesondere weniger als 30 Mikrometer betragen, und sollte in dem Fall, daß die intermetallischen Verbindungen Nadeln sind, die maximale Länge vorzugsweise weniger als 100 Mikrometer und insbesondere weniger als 50 Mikrometer betragen.
Als Verstärkungsmaterial können irgendwelche geeigneten Materialien verwendet werden, die bei der Herstellung der Verbundwerkstoffe gewöhnlich verwendet werden, jedoch sind keramische Werkstoffe wegen der ausgezeichneten Wirkung der Verbesserung der Verschleißfestigkeit und der hohen Hitzebeständigkeit bevorzugte Materialien.
Ferner wird die vorstehend erwähnte dritte Aufgabe gemäß der vorliegenden Erfindung durch einen Kolben für einen Verbrennungsmotor, der aus einer faserverstärkten Aluminiumlegierung hergestellt ist, bei dem mindestens eine untere Oberfläche einer oberen Ringnut durch einen Verbundwerkstoff abgegrenzt ist, der eine Matrix aus einer Aluminiumlegierung umfaßt, die in geschmolzenem Zustand in ein Verstärkungsmaterial aus Kurzfasern oder Whiskers hineingepreßt worden ist, gelöst, dadurch gekennzeichnet, daß ein Pulver aus mindestens einem metallischen Element, das aus einer Gruppe ausgewählt ist, die aus Fe, Ni, Co, Cr, Cu, Mn, Mo, V, W, Ta, Nb, Ti und Zr besteht, das im voraus mit dem Verstärkungsmaterial vermischt worden ist, mit der geschmolzenen Aluminiumlegierung zur Reaktion gebracht wird, um intermetallische Verbindungen in einer Menge von 10 bis 50 Volumen% zu erzeugen, die in dem Verstärkungsmaterial fein verteilt sind, wobei die Menge des Verstärkungsmaterials in dem Verbundwerkstoff mehr als 3 % seines Volumens beträgt, während die Gesamtmenge des Verstärkungsmaterials und der intermetallischen Verbindungen in dem Verbundwerkstoff weniger als 60 % Volumen% beträgt.
Gemäß der vorliegenden Erfindung sind die intermetallischen Verbindungen aus Al und anderen gewünschten metallischen Elementen in dem Matrixmaterial aus Aluminiumlegierung fein verteilt, und deshalb wird das Matrixmaterial zwischen den Elementen aus Verstärkungsmaterial durch diese intermetallischen Verbindungen verstärkt und festgehalten, so daß die Elemente aus Verstärkungsmaterial bei einer erhöhten Temperatur in einem gewünschten Zustand gehalten werden, und deshalb wird verhindert, daß das Matrixmaterial mit dem oberen Kolbenring in direkten Kontakt kommt, und auf diese Weise werden die Verschleißfestigkeit und die Beständigkeit gegen Schmelzhaftung der Wandoberfläche der oberen Kolbenringnut im Vergleich zu dem bekannten Stand der Technik stark verbessert. Dadurch, daß für die Menge des Verstärkungsmaterials und der intermetallischen Verbindungen bestimmte vorgegebene Werte gewählt werden, ist es möglich, eine Erhöhung des Verschleißes des gepaarten oberen Kolbenringes zu vermeiden.
Gemäß einem Ergebnis der experimentellen Untersuchungen, die die Erfinder der vorliegenden Anmeldung durchgeführt haben, ist in dem Fall, daß die Volumenmenge des in dem aus Verbundwerkstoff bestehenden Bereich des Kolbens enthaltenen Verstärkungsmaterials zu niedrig ist, an der unteren Oberfläche der oberen Kolbenringnut keine ausreichende Verbesserung der Verschleißfestigkeit und der Beständigkeit gegen Schmelzhaftung erzielbar, während in dem Fall, daß die Volumenmenge des Verstärkungsmaterials zu hoch ist, der Verschleiß bei dem gepaarten oberen Kolbenring zunimmt und die Bildung der oberen Kolbenringnut durch maschinelle Bearbeitung schwierig wird. Gemäß einer bevorzugten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung beträgt die Menge des Verstärkungsmaterials 3 bis 40 Volumen% und vorzugsweise 3 bis 30 Volumen%.
Ferner kann die intermetallische Verbindung gemäß einem Ergebnis der experimentellen Untersuchungen, die die Erfinder der vorliegenden Anmeldung durchgeführt haben, irgendeine intermetallische Verbindung sein, die aus Al und einem oder mehr als einem der vorstehend erwähnten metallischen Elemente gebildet wird, jedoch ist es erwünscht, daß die Menge der intermetallischen Verbindungen aus Al und einem oder mehr als einem aus Fe, Co und Ni ausgewählten metallischen Element mehr als 50 Volumen% der Gesamtmenge der intermetallischen Verbindungen beträgt und daß die Menge dieser intermetallischen Verbindungen mehr als 10 Volumen% der Gesamtmenge des Verbundwerkstoffs beträgt. Die Menge der intermetallischen Verbindungen, die aus Al und einem oder mehr als einem aus Fe, Co und Ni ausgewählten metallischen Element hergestellt sind, sollte deshalb gemäß einem anderen Merkmal der vorliegenden Erfindung vorzugsweise mehr als 50 Volumen% der intermetallischen Verbindungen betragen, und ihre Menge sollte vorzugsweise mehr als 10 Volumen% des Verbundwerkstoffs betragen.
Ferner ist es gemäß einem Ergebnis der experimentellen Untersuchungen, die die Erfinder der vorliegenden Anmeldung durchgeführt haben, erwünscht, daß die intermetallischen Verbindungen in dem Matrixmaterial so fein wie möglich verteilt sind und der kürzeste Abstand zwischen zwei benachbarten Elementen aus intermetallischen Verbindungen durchschnittlich weniger als 100 Mikrometer und vorzugsweise durchschnittlich weniger als 50 Mikrometer beträgt. Ferner ist es erwünscht, daß dieser Abstand durchschnittlich mehr als 3 Mikrometer und vorzugsweise 5 Mikrometer beträgt, damit eine Versprödung der Matrix vermieden wird. Der kürzeste Abstand zwischen zwei benachbarten Elementen aus intermetallischer Verbindung wird deshalb gemäß einem anderen Merkmal der vorliegenden Erfindung derart gewählt, daß er durchschnittlich 3 bis 100 Mikrometer und vorzugsweise 5 bis 50 Mikrometer beträgt.
Gemäß einem Ergebnis der Versuche, die die Erfinder der vorliegenden Erfindung durchgeführt haben, ist es in dem Fall, daß die intermetallischen Verbindungen als Teilchen gebildet werden, erwünscht, daß die maximale Teilchengröße weniger als 50 Mikrometer und vorzugsweise weniger als 30 Mikrometer beträgt, und wenn die intermetallischen Verbindungen in einer Nadelform gebildet werden, ist es erwünscht, daß ihre maximale Länge weniger als 100 Mikrometer und vorzugsweise 50 Mikrometer beträgt.
Ferner ist es gemäß einem Ergebnis der experimentellen Untersuchungen, die die Erfinder der vorliegenden Anmeldung durchgeführt haben, in dem Fall, daß die intermetallischen Verbindungen die Form von Teilchen haben, erwünscht, daß die maximale Korngröße 50 Mikrometer und vorzugsweise 30 Mikrometer beträgt, und wenn die intermetallischen Verbindungen die Form von Nadeln haben, beträgt ihre maximale Länge 100 Mikrometer und vorzugsweise 50 Mikrometer.
Bevorzugte Ausführungsformen der Erfindung sind in Ansprüchen 2 bis 10, 12 bis 20 und 22 bis 30 offenbart.
Das Verstärkungsmaterial in dem Verbundwerkstoff kann irgendein geeignetes Material sein, das bei der Herstellung von Verbundwerkstoffen gewöhnlich verwendet wird, jedoch sind keramische Werkstoffe vorzuziehen, weil sie die Verschleißfestigkeit und die Beständigkeit bei erhöhter Temperatur verbessern können.
In der vorliegenden Beschreibung und in den beigefügten Ansprüchen bedeutet "Volumenanteil der intermetallischen Verbindungen in der Matrix" oder "Volumenmenge der intermetallischen Verbindungen in der Matrix" die Volumenmenge in Form des prozentualen Anteils der intermetallischen Verbindungen, bezogen auf das Gesamtvolumen der von dem Verstärkungsmaterial verschiedenen Materialien, die in dem Verbundwerkstoff vorhanden sind, und "Volumenanteil der intermetallischen Verbindungen in dem Verbundwerkstoff" oder "Volumenmenge der intermetallischen Verbindungen in dem Verbundwerkstoff" bedeutet die Volumenmenge in Form des prozentualen Anteils der intermetallischen Verbindungen, bezogen auf die Gesamtmenge des Verbundwerkstoffs.

Kurze Beschreibung der Zeichnungen

In den beigefügten Zeichnungen
ist Fig. 1 eine Teilschnittansicht einer Hochdruckgießvorrichtung, durch die der Verbundwerkstoff gemäß der vorliegenden Erfindung gebildet wurde;
sind Fig. 2 und Fig. 3 Mikrophotographien mit 100facher und 400facher Vergrößerung der Querschnitte des Verbundwerkstoffs gemäß der vorliegenden Erfindung, die fein verteilte intermetallische Verbindung NiAl&sub3; zeigen;
sind Fig. 4 bis 6 graphische Darstellungen, die die Ergebnisse der Schmelzhaftungsprüfungen bei 250 ºC, der Zugfestigkeitsprüfungen bei 250 ºC und der Verschleißprüfungen bei Raumtemperatur der Verbundwerkstoffe von Beispiel 1 zeigen;
sind Fig. 7 und 8 graphische Darstellungen, die die Ergebnisse der Schmelzhaftungsprüfungen und der Zugfestigkeitsprüfungen bei 250 ºC der Verbundwerkstoffe von Beispiel 2 zeigen;
sind Fig. 9 und 10 graphische Darstellungen, die die Ergebnisse der Schmelzhaftungsprüfungen und der Zugfestigkeitsprüfungen bei 250 ºC des Verbundwerkstoffs von Beispiel 3 zeigen;
sind Fig. 11 bis 13 graphische Darstellungen, die die Ergebnisse der Schmelzhaftungsprüfungen bei 250 ºC, der Zugfestigkeitsprüfungen bei 250 ºC und der Verschleißprüfungen bei Raumtemperatur des Verbundwerkstoffs von Beispiel 4 zeigen;
sind Fig. 14 und 15 graphische Darstellungen, die die Ergebnisse der Schmelzhaftungsprüfungen und der Zugfestigkeitsprüfungen bei 250 ºC des Verbundwerkstoffs von Beispiel 5 zeigen;
ist Fig. 16 eine graphische Darstellung, die die Ergebnisse der Schmelzhaftungsprüfungen bei 250 ºC des Verbundwerkstoffs von Beispiel 6 zeigt, wobei die Abszisse den durchschnittlichen kürzesten Abstand zwischen intermetallischen Verbindungen angibt;
sind Fig. 17 und 18 schematische Ansichten des Verbundwerkstoffs, wobei die Teilchengröße der intermetallischen Verbindung FeAl&sub3; durchschnittlich 250 Mikrometer bzw. 40 Mikrometer beträgt und der kürzeste Abstand zwischen den intermetallischen Verbindungen durchschnittlich 150 Mikrometer bzw. 25 Mikrometer beträgt;
sind Fig. 19 und 20 schematische Ansichten der Querschnitte der intermetallischen Verbindungen, die ihre mehrschichtigen Strukturen zeigen;
ist Fig. 21 eine graphische Darstellung, die die Ergebnisse der Verschleißprüfungen des Verbundwerkstoffs von Beispiel 7 zeigt, wobei die Abszisse die Härte dieser intermetallischen Verbindungen angibt;
ist Fig. 22 eine graphische Darstellung der Ergebnisse der Verschleißprüfungen der Verbundwerkstoffe von Beispiel 8, wobei die Abszisse die Härte der Verstärkungsfasern angibt;
ist Fig. 23 eine graphische Darstellung, die die Ergebnisse der Verschleißprüfungen der Verbundwerkstoffe von Beispiel 9 zeigt, wobei die Abszisse die Volumenmenge der intermetallischen Verbindungen Al-Ni in den Verbundwerkstoffen angibt;
sind Fig. 24 und 25 graphische Darstellungen, die die Ergebnisse der Schmelzhaftungsprüfungen bei 250 ºC und der Verschleißprüfungen bei Raumtemperatur der Verbundwerkstoffe zum Vergleich mit den Ergebnissen der Prüfung des Verbundwerkstoffs gemäß der vorliegenden Erfindung zeigen;
ist Fig. 26 eine perspektivische Ansicht eines zylindrischen Formkörpers, der aus Aluminiumoxid-Kurzfasern und Ni-Pulver hergestellt ist;
ist Fig. 27 eine schematische Ansicht, die eine Hochdruckgießvorrichtung zeigt, durch die unter Verwendung des Formkörpers von Fig. 26 ein Gußteil gebildet wird;
ist Fig. 28 eine teilweise im Schnitt gezeigte perspektivische Ansicht eines Probestücks für die Temperaturwechselbeständigkeitsprüfung, das aus dem Gußteil hergestellt wurde, das durch die in Fig. 27 gezeigte Hochdruckgießvorrichtung gebildet worden war;
sind Fig. 29 bis 31 durch ein Lichtmikroskop aufgenommene Mikrophotographien mit 400facher Vergrößerung von Querschnitten der Verbundbereiche in Gußteilen, die in der in Fig. 27 gezeigten Hochdruckgießvorrichtung unter Verwendung von geschmolzener Aluminiumlegierung bei 750 ºC, 800 ºC bzw. 850 ºC gebildet wurden;
ist Fig. 32 eine graphische Darstellung, die den Temperaturzyklus einer Temperaturwechselbeständigkeitsprüfung zeigt;
ist Fig. 33 eine graphische Darstellung, die die Ergebnisse der Temperaturwechselbeständigkeitsprüfungen zeigt, wobei die Abszisse die Zahl der Temperaturzyklen angibt;
ist Fig. 34 eine graphische Darstellung, die die Ergebnisse der Temperaturwechselbeständigkeitsprüfungen zeigt, wobei die Abszisse den Flächenanteil nadelförmiger intermetallischer Verbindungen angibt, die ein Verhältnis L/D haben, das größer als 3 ist;
ist Fig. 35 eine graphische Darstellung, die die Ergebnisse der Temperaturwechselbeständigkeitsprüfungen zeigt, wobei die Abszisse die Breite der Struktur angibt, in der der Flächenanteil nadelförmiger intermetallischer Verbindungen, die ein Verhältnis L/D haben, das größer als 3 ist, 30 % beträgt;
ist Fig. 36 eine perspektivische Ansicht eines zylindrischen Formkörpers, der Aluminiumoxid-Kurzfasern und Ni-Pulver enthält;
ist Fig. 37 eine schematische Ansicht, die die Art der Herstellung von Kolben-Vorformteilen durch Hochdruckpreßformen unter Verwendung des in Fig. 36 gezeigten Formkörpers zeigt;
ist Fig. 38 eine graphische barstellung, die die Ergebnisse der Verschleißprüfungen zeigt, die mit den Verbundwerkstoffen von Beispiel 15, Beispiel 16 und einem zum Vergleich dienenden Beispiel durchgeführt wurden;
ist Fig. 39 eine Schnittansicht einer Ausführungsform des Kolbens gemäß der vorliegenden Erfindung;
ist Fig. 40 eine schematische Ansicht eines Kolbens, die die Art des Anbringens eines Thermoelements in dem Kolben zeigt; und
ist Fig. 41 eine graphische Darstellung, die die Ergebnisse der Haltbarkeitsprüfung in Beispiel 18 zeigt.

BESCHREIBUNG DER BEVORZUGTEN AUSFÜHRUNGSFORMEN

Nachstehend werden einige Ausführungsformen der vorliegenden Erfindung unter Bezugnahme auf die beigefügten Zeichnungen näher beschrieben.

Beispiel 1

Wie in Tabelle 1 gezeigt ist, wurden durch ein Saugformverfahren acht verschiedene poröse Formkörper gebildet, die jeweils 10 Volumen% Aluminiumoxid-Kurzfasern mit einem Durchmesser von durchschnittlich 2,8 Mikrometern und einer Länge von 2 bis 3 mm (95 % Al&sub2;O&sub3;, 5 % SiO&sub2;, "SUFFIL RF", Warenzeichen von ICI) und 0 Volumen%, 1 Volumen%, 2 Volumen%, 5 Volumen%, 7 Volumen%, 10 Volumen%, 15 Volumen% und 18 Volumen% Ni-Pulver (Reinheit: 99 %) mit einer Teilchengröße von durchschnittlich 5 Mikrometern umfaßten. Jeder Formkörper hatte eine zylindrische Form mit einem Durchmesser von 100 mm und einer Höhe von 20 mm, und die Fasern und das Pulver waren in den Formkörpern im wesentlichen gleichmäßig miteinander vermischt.
Die Formkörper 10 wurden jeweils in einer Atmosphäre aus Stickstoffgas auf 500 ºC vorerhitzt und dann in die Formhöhlung 16 der Form 14 einer Hochdruckgießvorrichtung 12, wie sie in Fig. 1 gezeigt ist, eingebracht und an ihrem Boden angebracht. Dann wurde geschinolzene Aluminiumlegierung 18 (JIS-AC1A, 4,5 % Cu, 1 % Si, Rest im wesentlichen Al) bei 800 ºC in die Formhöhlung gegossen und mit einem Preßstempel 20 unter Druck gesetzt und bei einem Druck von 1000 kg/cm² gehalten, bis die geschmolzene Aluminiumlegierung vollständig erstarrt war.
Aus den auf diese Weise erhaltenen Gußkörpern wurden Verbundwerkstoffe Nrn. 1 bis 8 hergestellt, indem ein Teil davon, der sich im Bereich des ursprünglichen Formkörpers befand, herausgeschnitten wurde, und bei jedem Verbundwerkstoff wurde die Verbundstruktur im Schnitt mit einem Mikroskop betrachtet. Es zeigte sich, daß die Matrix bei den Verbundwerkstoffen Nr. 2 bis 8, die aus den Formkörpern, die Ni-Pulver enthielten, hergestellt waren, fein verteilte intermetallische Al-Ni-Verbindungen enthielt. Durch Röntgenbeugungsanalyse wurde gefunden, daß diese intermetallischen Verbindungen NiAl&sub3; oder eine Kombination von NiAl&sub3; und Ni&sub2;Al&sub3; waren, und durch eine Bildanalyse wurde erkannt, daß im Fall der Zunahme der Menge des Ni-Pulvers in einem ursprünglichen Formkörper auch die Menge der intermetallischen Verbindungen zunimmt. Tabelle 1 zeigt Arten und Volumenanteil der intermetallischen Verbindungen in der Matrix, die durch die Verbundwerkstoffe Nrn. 1 bis 8 gebildet wird, wobei der Volumenanteil bei Werkstoff Nr. 8 jedoch außerhalb des beanspruchten Bereichs liegt. Fig. 2 und Fig. 3 sind Mikrophotographien von Querschnitten des Verbundwerkstoffs Nr. 4 mit 100facher und 400facher Vergrößerung, wobei weiße und graue Bereiche NiAl&sub3; sind und schwarze Bereiche Aluminiumoxid-Kurzfasern sind.
Nach der T&sub7;-Hitzebehandlung dieser Verbundwerkstoffe wurden aus diesen Verbundwerkstoffen Probestücke für die Schmelzhaftungsprüfung in Form einer Scheibe mit einem Durchmesser von 90 mm und einer Höhe von 10 mm, probestücke für die Zugfestigkeitsprüfung, die einen parallelen Teil mit einer Länge von 14 mm und einem Durchmesser von 14 mm hatten, und Probestücke für die Verschleißprüfung (16 × 6 × 10 mm) hergestellt. Diese Probestücke wurden dann Schmelzhaftungsprüfungen und Zugfestigkeitsprüfungen bei 250 ºC und Verschleißprüfungen bei Raumtemperatur unterzogen.
Die Schmelzhaftungsprüfungen wurden unter Verwendung dieser Probestücke und damit gepaarter Teile, die aus nichtrostendem Stahl (JIS-SUS 440A: 18 % Cr, 0,5 % Mo, 0,7 % C, Rest Fe) hergestellte C-förmige Teile mit einem Außendurchmesser von 82 mm, einem Innendurchmesser von 76 mm und einer Höhe von 2 mm waren, durchgeführt, indem jedes der Probestücke für die Schmelzhaftungsprüfung 30 Minuten lang bei 250 ºC und mit einem periodischen Druck von 10 kp/cm², 10 Hz und einem Hub von 5 mm gegen das gepaarte Teil gepreßt wurde. Danach wurde jedes probestück durch Bildanalyse untersucht, um die Fläche (mm²) der auf der Kontaktoberfläche gebildeten Schmelzhaftungsstelle zu messen.
Die Zugfestigkeitsprüfungen wurden auch bei 250 ºC durch ein allgemein angewandtes Verfahren durchgeführt, und die Zugfestigkeit jedes Probestücks wurde ermittelt, indem die maximale Zugbelastung, die auf das Probestück ausgeübt wurde, durch die anfängliche Querschnittsfläche des parallelen Teils des Probestücks dividiert wurde.
Ferner wurden mit den vor stehend erwähnten Probestücken für die Verschleißprüfung die Verschleißprüfungen durchgeführt, indem aus zementiertem und abgeschrecktem Lagerstahl (Oberflächenhärte: Hv 720) hergestellte zylindrische probestücke mit einem Außendurchmesser von 35 mm, einem Innendurchmesser von 30 mm und einer Höhe von 10 mm verwendet wurden, ein Probestück für die Verschleißprüfung mit der äußeren Oberfläche des zylindrischen Probestücks in Kontakt gebracht wurde, wobei der Kontaktfläche dazwischen Schmieröl (SAE 10W-30) bei Raumtemperatur (20 ºC) zugeführt wurde, und das zylindrische Probestück eine Stunde lang mit einem Kontaktdruck von 60 kg/mm² und einer Gleitgeschwindigkeit von 0,3 m/s gedreht wurde.
Die Ergebnisse dieser Prüfungen sind in Fig. 4 bis 6 gezeigt, wobei jedoch beachtet werden sollte, daß in den erwähnten Figuren gezeigte Volumenanteile intermetallischer Verbindungen, die größer als 70 % sind, außerhalb der beanspruchten Bereiche liegen. In Fig. 6 (und auch in Fig. 13, Fig. 21 bis 23 und Fig. 25) zeigt die obere Hälfte der graphischen Darstellung den Betrag der Verschleißtiefe (Mikrometer) der Probestücke für die Verschleißprüfung und zeigt die untere Hälfte der graphischen Darstellung den Verschleißgrad (mg) der gepaarten zylindrischen Probestücke.
Aus Fig. 4 ist ersichtlich, daß die Fläche der Schmelzhaftungsstelle beträchtlich vermindert ist, wenn die Menge der intermetallischen Verbindungen in der Matrix mehr als 5 Volumen% und insbesondere mehr als 10 Volumen% beträgt. Ferner ist aus Fig. 5 ersichtlich, daß diese Verbundwerkstoffe eine verhältnismäßig hohe Zugfestigkeit zeigen, wenn die Menge der intermetallischen Verbindungen in der Matrix 5 bis 70 Volumen% und insbesondere 10 bis 40 Volumen% beträgt. Des weiteren ist aus Fig. 6 ersichtlich, daß der Verschleißgrad an dem Verbundwerkstoff und an dem gepaarten Teil niedrig ist, wenn die Menge der intermetallischen Verbindungen in der Matrix 5 bis 70 Volumen% und insbesondere 10 bis 55 Volumen% beträgt. Man wird den Ergebnissen der Prüfungen zufolge erkennen, daß die Menge der intermetallischen Verbindungen in der Matrix 5 bis 70 Volumen% und insbesondere 10 bis 40 Volumen% betragen sollte, damit die Verbundwerkstoffe erhalten werden, die in bezug auf die Beständigkeit gegen Schmelzhaftung, die Zähigkeit und die Verschleißfestigkeit ausgezeichnet sind.

Beispiel 2

Wie in Tabelle 2 gezeigt ist, wurden die Verbundwerkstoffe Nrn. 9 bis 14 unter Anwendung desselben Verfahrens und unter denselben Bedingungen wie die in Beispiel 1 hergestellt, außer daß die Formkörper Ni-Pulver in einer Menge von 0 Volumen% und 3 Volumen% enthielten, die Legierungen, die in die Formkörper eingefüllt wurden, Aluminiumwalzlegierung (JIS-7075: 5,5 % Zn, 12,5 % Mg, 1,5 % Cu, Rest Al), Aluminiumgußlegierung (JIS-AC8: 2 % Si, 1 % Cu, 1 % Mg, 1 % Ni, Rest Al) und Aluminiumlegierung für Druckguß bzw. Kokillenguß (JIS-ADC10: 8 % Si, 3 % Cu, Rest Al) waren und diese geschmolzenen Legierungen bei Temperaturen von 800 ºC, 740 ºC bzw. 720 ºC erhitzt waren. Ferner wurde der Verbundwerkstoff Nr. 9 der T&sub6;-Hitzebehandlung anstelle der T&sub7;-Hitzebehandlung unterzogen.
Bei jedem Verbundwerkstoff, der durch das vorstehend erwähnte Verfahren hergestellt worden war, wurden die Arten und Mengen der intermetallischen Verbindungen in der Matrix durch dasselbe Verfahren wie in Beispiel 1 angewandt ermittelt. Einem Ergebnis dieser Untersuchungen zufolge wurde wie in Tabelle 2 gezeigt erkannt, daß bei den Verbundwerkstoffen Nrn. 9 bis 11, die kein Ni-Pulver enthielten, keine intermetallischen Verbindungen gebildet wurden, während bei den Verbundwerkstoffen Nrn. 12 bis 14, die 3 Volumen% Ni-Pulver enthielten, etwa 18 Volumen% NiAl&sub3; in fein verteiltem Zustand gebildet wurden.
Jeder Verbundwerkstoff, der durch das vorstehend erwähnte Verfahren hergestellt worden war, wurde nach demselben Verfahren und unter denselben Bedingungen wie die in Beispiel 1 den Schmelzhaftungsprüfungen und den Zugfestigkeitsprüfungen bei 250 ºC unterzogen. Die Ergebnisse dieser Prüfungen sind in Fig. 7 und Fig. 8 gezeigt.
Aus Fig. 7 ist ersichtlich, daß die Verbundwerkstoffe, die in ihrer Matrix die fein verteilten intermetallischen Verbindungen enthalten, auch im Fall der Verwendung dieser Aluminiumlegierungen als Matrixmetall eine viel bessere Beständigkeit gegen Schmelzhaftung zeigen als die Verbundwerkstoffe nach dem bekannten Stand der Technik, die in der Matrix keine solchen intermetallischen Verbindungen enthalten. Ferner ist aus Fig. 8 ersichtlich, daß die Zugfestigkeit der Verbundwerkstoffe, die in der Matrix die fein verteilten intermetallischen Verbindungen enthalten, dieselbe ist wie oder höher ist als die Zugfestigkeit der Verbundwerkstoffe nach dem bekannten Stand der Technik, die in der Matrix keine solchen intermetallischen Verbindungen enthalten.
Aus den Ergebnissen dieser Prüfungen ist ersichtlich, daß die Matrixlegierung irgendeine Legierung sein kann, die als Grundkomponente Al enthält, und es wird angenommen, daß Aluminiumwalzlegierungen wie z.B. JIS-2015, 3003, 4043, 5052 usw., Aluminiumgußlegierungen wie z.B. JIS-AC2B, AC4C, AC7A usw. und Aluminiumlegierungen für Druckguß bzw. Kokillenguß wie z.B. JIS-ADC1, ADC3, ADC7 usw. fast dieselben Ergebnisse liefern können.

Beispiel 3

Verbundwerkstoffe Nrn. 15 bis 20 wurden durch dasselbe Verfahren und unter denselben Bedingungen wie die in Beispiel 1 hergestellt, außer daß sechs verschiedene Formkörper hergestellt wurden, die als Verstärkungsmaterial 10 Volumen% Aluminiumoxid- Siliciumdioxid-Kurzfasern (55 % Al&sub2;O&sub3;, 45 % SiO&sub2;) mit einer Faserlänge von durchschnittlich 3 mm und einem Faserdurchmesser von durchschnittlich 3 Mikrometern, 15 Volumen% Siliciumcarbid- Whiskers (98 % beta-SiC) mit einer Faserlänge von 10 bis 200 Mikrometern und einem Faserdurchmesser von 0,05 bis 1 Mikrometer bzw. 30 Volumen% Siliciumnitrid-Teilchen (99 % alpha-Si&sub3;N&sub4;) mit einer Teilchengröße von durchschnittlich 1 Mikrometer, als Zusatzelement Ni-Pulver in einer Menge von 0 Volumen% bzw. 5 Volumen% und als Matrix Aluminiumlegierung (JIS-5056: 5 % Mg, 0,4 % Fe, 0,3 % Si, 0,1 % Cu, Rest Al) enthielten, wobei die geschmolzene Aluminiumlegierung auf 800 ºC erhitzt war. Jeder Verbundwerkstoff wurde derart hitzebehandelt, daß er drei Stunden lang bei 400 ºC gehalten und dann in einem Ofen abgekühlt wurde, statt daß die T&sub7;-Hitzebehandlung durchgeführt wurde.
Die Arten und die Mengen der intermetallischen Verbindungen in der Matrix jedes Verbundwerkstoffs wurden dann durch dasselbe Verfahren wie in Beispiel 1 angewandt ermittelt. Wie in Tabelle 3 gezeigt ist, wurden bei den Verbundwerkstoffen Nrn. 15 bis 17, die ohne Ni-Pulver gebildet wurden, in der Matrix keine intermetallischen Verbindungen gebildet, während bei den Verbundwerkstoffen Nrn. 18 bis 20, die mit 5 Volumen% Ni-Pulver gebildet worden waren, in der Matrix etwa 30 Volumen% NiAl&sub3; gebildet wurden, die darin fein verteilt waren.
Jeder Verbundwerkstoff, der durch das vorstehend erwähnte Verfahren hergestellt worden war, wurde nach demselben Verfahren und unter denselben Bedingungen wie die in Beispiel 1 den Schmelzhaftungsprüfungen und den Zugfestigkeitsprüfungen bei 250 ºC unterzogen. Die Ergebnisse dieser Prüfungen sind in Fig. 9 und Fig. 10 gezeigt.
Aus Fig. 9 ist ersichtlich, daß der Verbundwerkstoff, der in der Matrix die fein verteilten intermetallischen Verbindungen enthält, auch in dem Fall, daß es sich bei dem Verstärkungsmaterial nicht um Aluminiumoxid-Kurzfasern handelt, eine viel bessere Beständigkeit gegen Schmelzhaftung zeigt als die Verbundwerkstoffe nach dem bekannten Stand der Technik, die in der Matrix keine solchen intermetallischen Verbindungen enthalten. Ferner ist aus Fig. 10 ersichtlich, daß die Zugfestigkeit der Verbundwerkstoffe, die in der Matrix die fein verteilten intermetallischen Verbindungen enthalten, dieselbe ist wie oder höher ist als die Zugfestigkeit der Verbundwerkstoffe nach dem bekannten Stand der Technik, die in der Matrix keine solchen intermetallischen Verbindungen enthalten.
Den Ergebnissen dieser Prüfungen zufolge kann es sich bei dem Verstärkungsmaterial entweder um Fasern oder um Teilchen handeln. Ferner kann es sich den Ergebnissen dieser Prüfungen zufolge bei dem Verstärkungsmaterial um irgendwelche Fasern, Whiskers oder Teilchen handeln, soweit sie eine ausgezeichnete Verschleißfestigkeit und Beständigkeit bei einer erhöhten Temperatur haben. Solche Fasern können Kurzfasern, sogenannte "geschnittene bzw. gehackte Fasern", die durch Zerschneiden von Glasfasern, langen Aluminiumoxidfasern, langen Siliciumcarbidfasern und langen Si-Ti-C-Fasern hergestellt werden, Whiskers wie z.B. Siliciumnitrid-Whiskers, Aluminiumoxid-Whiskers und Kaliumtitanat-Whiskers und Teilchen wie z.B. Aluminiumoxid--
Teilchen, Zirkoniumdioxid-Teilchen, Siliciumcarbid-Teilchen, Wolframcarbid-Teilchen und Bornitrid-Teilchen einschließen.

Beispiel 4

Wie in Tabelle 4 gezeigt ist, wurden Verbundwerkstoffe Nrn. 21 bis 25 durch dasselbe Verfahren und unter denselben Bedingungen wie die in Beispiel 1 hergestellt, außer daß fünf verschiedene Formkörper als Verstärkungsmaterial 10 Volumen% Siliciumnitrid- Whiskers (97 % alpha-Si&sub3;N&sub4;) mit einer Faserlänge von 50 bis 300 Mikrometern und einem Faserdurchmesser von 0,1 bis 0,5 Mikrometern enthielten und vier der fünf Formkörper ferner 5 Volumen-% Fe-Pulver (Reinheit: 99 %) mit einer Teilchengröße von durchschnittlich 5 Mikrometern, 3 Volumen-% Co-Pulver (Reinheit: 99 %) mit einer Teilchengröße von durchschnittlich 5 Mikrometern, 3 Volumen-% Mn-Pulver (Reinheit: 98 %) mit einer Teilchengröße von durchschnittlich 10 Mikrometern bzw. 7 Volumen% Ti-Pulver (Reinheit: 99 %) mit einer Teilchengröße von durchschnittlich 8 Mikrometern enthielten, während ein Formkörper für den Verbundwerkstoff Nr. 21 nur 10 Volumen% Siliciumnitrid-Whiskers enthielt, und geschmolzene Aluminiumlegierung (JIS-AC5A: 4 % Cu, 1,5 % Mg, 2 % Ni, Rest Al) bei 760 ºC verwendet wurde.
Die Arten und die Mengen der intermetallischen Verbindungen in der Matrix jedes Verbundwerkstoffs wurden unter Anwendung desselben Verfahrens wie in Beispiel 1 ermittelt. Wie in Tabelle 4 gezeigt ist, wurden bei dem Verbundwerkstoff Nr. 21 in der Matrix keine intermetallischen Verbindungen erzeugt, während bei den Verbundwerkstoffen Nrn. 22 bis 25 in den Matrizen etwa 30 Volumen% FeAl&sub3;, Co&sub2;Al&sub9;, MnAl&sub6; oder TiAl&sub3; gebildet wurden, die darin fein verteilt waren.
Jeder Verbundwerkstoff wurde auch nach demselben Verfahren und unter denselben Bedingungen wie die in Beispiel 1 den Schmelzhaftungsprüfungen und den Zugfestigkeitsprüfungen bei 250 ºC und den Verschleißprüfungen bei Raumtemperatur unterzogen. Die Ergebnisse dieser Prüfungen sind in Fig. 11 bis 13 gezeigt.
Aus Fig. 11 und Fig. 13 ist ersichtlich, daß die Verbundwerkstoffe, die in der Matrix die fein verteilten intermetallischen Verbindungen enthalten, eine viel bessere Beständigkeit gegen Schmelzhaftung und Verschleißfestigkeit zeigen als der Verbundwerkstoff nach dem bekannten Stand der Technik, der in der Matrix keine solchen intermetallischen Verbindungen enthält, wenn die intermetallischen Verbindungen FeAl&sub3; usw. sind. Ferner zeigt Fig. 12, daß die Zugfestigkeit der Verbundwerkstoffe, die in der Matrix die fein verteilten intermetallischen Verbindungen enthalten, dieselbe ist wie oder höher ist als die Zugfestigkeit des Verbundwerkstoffs nach dem bekannten Stand der Technik, der in der Matrix keine solchen intermetallischen Verbindungen enthält.
Wie in Tabelle 9 gezeigt ist, wurden durch Verwendung von Cr- Pulver, No-Pulver, V-Pulver, W-Pulver, Ta-Pulver, Nb-Pulver, Zr-Pulver und Cu-Pulver Verbundwerkstoffe hergestellt, die in der Matrix fein verteilte intermetallische Verbindungen in einer Menge von etwa 30 Volumen% enthielten, und diese Verbundwerkstoffe wurden nach demselben Verfahren und unter denselben Bedingungen wie die in Beispiel 1 den Schmelzhaftungsprüfungen bei 250 ºC unterzogen. Ferner wurden auch Verbundwerkstoffe, die intermetallische Verbindungen enthielten, wie sie in Tabelle 10 gezeigt sind, nach demselben Verfahren und unter denselben Bedingungen wie die in Beispiel 1 den Schmelzhaftungsprüfungen bei 250 ºC unterzogen. Es wurde gefunden, daß die Verbundwerkstoffe auch mit diesen intermetallischen Verbindungen eine bessere Beständigkeit gegen Schmelzhaftung zeigen als die Verbundwerkstoffe nach dem bekannten Stand der Technik.
Aus den Ergebnissen dieser Prüfungen ist ersichtlich, daß die intermetallischen Verbindungen, die in der Matrix zu bilden sind, irgendeine intermetallische Verbindung sein können, die aus Al und einem oder mehr als einem metallischen Element wie z.B. den vorstehend erwähnten metallischen Elementen, die einen hohen Schmelzpunkt haben, besteht. Jede dieser intermetallischen Verbindungen hatte eine Vickers-Härte von mehr als 200 bei 250 ºC und eine ausgezeichnete Hitzebeständigkeit.

Beispiel 5

Wie in Tabelle 5 gezeigt ist, wurden Verbundwerkstoffe Nrn. 26 bis 30 durch dasselbe Verfahren und unter denselben Bedingungen hergestellt, außer daß fünf Formkörper als Verstärkungsmaterial 30 Volumen% Al&sub2;O&sub3;-Teilchen (99 % alpha-Al&sub2;O&sub3;, durchschnittliche Teilchengröße: 1 Mikrometer) enthielten und vier der fünf Formkörper ferner 3 Volumen-% Pulver aus Fe-Mn-Legierung (50 % Fe, 50 % Mn, durchschnittliche Teilchengröße: 10 Mikrometer), 1,6 Volumen-% Pulver aus Ni-Fe-Legierung (50 % Ni, 50 % Fe, durchschnittliche Teilchengröße: 10 Mikrometer), 7,8 Volumen-% Pulver aus Ni-Cu-Legierung (50 % Ni, 50 % Cu, durchschnittliche Teilchengröße: 10 Mikrometer) bzw. 9,3 Volumen-% Pulver aus Cu- Zn-Legierung (70 % Cu, 30 % Zn, durchschnittliche Teilchengröße: 10 Mikrometer) enthielten, während ein Formkörper für den Verbundwerkstoff Nr. 26 nur 30 Volumen% Al&sub2;O&sub3;-Teilchen enthielt, und geschmolzene Aluminiumlegierung (JIS-ADC7: 5 % Si, Rest im wesentlichen Al) bei 720 ºC verwendet wurde. Die Arten und die Mengen der intermetallischen Verbindungen in jeder Matrix wurden durch dasselbe Verfahren wie die in Beispiel 1 ermittelt. Wie in Tabelle 5 gezeigt ist, wurden bei dem Verbundwerkstoff Nr. 26, der ohne Legierungspulver gebildet worden war, in der Matrix keine intermetallischen Verbindungen gebildet, während bei den Verbundwerkstoffen Nrn. 27 bis 30, die mit Legierungspulver gebildet worden waren, die dem zugesetzten Legierungspulver entsprechenden intermetallischen Verbindungen, die darin fein verteilt waren, in einer Menge von etwa 30 Volumen% gebildet wurden.
Jeder Verbundwerkstoff wurde nach demselben Verfahren und unter denselben Bedingungen wie die in Beispiel 1 der Schmelzhaftungsprüfung und der Zugfestigkeitsprüfung bei 250 ºC unterzogen. Die Ergebnisse dieser Prüfungen sind in Fig. 14 und Fig. 15 gezeigt.
Aus Fig. 14 ist ersichtlich, daß die Beständigkeit gegen Schmelzhaftung der Verbundwerkstoffe, die in der Matrix die fein verteilten intermetallischen Verbindungen enthalten, viel besser ist als die der Verbundwerkstoffe nach dem bekannten Stand der Technik, die in der Matrix keine solchen intermetallischen Verbindungen enthalten, wenn die metallischen Elemente, die zur Bildung der intermetallischen Verbindungen dienen, Legierungen sind. Ferner ist aus Fig. 15 ersichtlich, daß die Zugfestigkeit der Verbundwerkstoffe, die in der Matrix solche fein verteilten intermetallischen Verbindungen enthalten, dieselbe ist wie oder höher ist als die Zugfestigkeit des Verbundwerkstoffs nach dem bekannten Stand der Technik, der in der Matrix keine solchen intermetallischen Verbindungen enthält.
Den Ergebnissen dieser Prüfungen zufolge können die intermetallischen Verbindungen, die in der Matrix des Verbundwerkstoffs fein verteilt sind, irgendwelche intermetallische Verbindungen sein, die aus Al und zwei metallischen Elementen mit hohem Schmelzpunkt, die aus Ni, Fe, Co, Mn, Ti, Cr, Mo, V, W, Ta, Nb, Ti, Zr, Be und Cu ausgewählt sind, bestehen.

Beispiel 6

Wie in Tabelle 6 gezeigt ist, wurden Verbundwerkstoffe Nrn. 31 bis 38 durch dasselbe Verfahren und unter denselben Bedingungen hergestellt, außer daß acht Formkörper hergestellt wurden, die als Verstärkungsmaterial 5 Volumen% Glasfasern (25 % Al&sub2;O&sub3;, 10 % MgO, Rest im wesentlichen SiO&sub2;) mit einem Faserdurchmesser von durchschnittlich 10 Mikrometern und einer Faserlänge von durchschnittlich 5 mm enthielten, und sieben der acht Formkörper ferner 5 Volumen-% Fe-Pulver (Reinheit: 99 %) mit einer Teilchengröße von durchschnittlich 200 Mikrometern, 150 Mikrometern, 100 Mikrometern, 90 Mikrometern, 60 Mikrometern, 30 Mikrometern und 5 Mikrometern enthielten, während ein Formkörper für den Verbundwerkstoff Nr. 31 nur 5 Volumen% Glasfasern enthielt, und als geschmolzenes Metall geschmolzene Aluminiumlegierung (JIS-AC4C: 7 % Si, 0,3 % Mg, Rest im wesentlichen Al) bei 740 ºC verwendet wurde.
Die Arten, die Mengen und die Größen der intermetallischen Verbindungen in der Matrix jedes Verbundwerkstoffs wurden durch dasselbe Verfahren wie das in Beispiel 1 ermittelt. Wie in Tabelle 6 gezeigt ist, wurde gefunden, daß bei dem Verbundwerkstoff Nr. 31 in der Matrix keine intermetallischen Verbindungen gebildet wurden und bei den Verbundwerkstoffen Nr. 37 und Nr. 38, die mit Fe-Pulver gebildet w6rden waren, das eine Teilchengröße von durchschnittlich weniger als 30 Mikrometern hatte, in der Matrix FeAl&sub3; gebildet wurde, das darin fein verteilt war, während bei den Verbundwerkstoffen Nrn. 32 bis 36, die mit Fe-Pulver gebildet worden waren, das eine Teilchengröße von durchschnittlich mehr als 60 Mikrometern hatte, in der Matrix zwar FeAl&sub3; gebildet wurde, das darin fein verteilt war, wobei jedoch in seinem Kernbereich reines Fe zurückgeblieben war. Die Verbundwerkstoffe, in denen solches reines Fe zurückgeblieben war, wurden dann hitzebehandelt, indem sie 50 Stunden lang bei 500 ºC gehalten wurden, um zurückgebliebenes Fe vollständig in FeAl&sub3; umzuwandeln. Es wurde auch gefunden, daß bei den Verbundwerkstoffen Nrn. 32 bis 38 die FeAl&sub3;-Menge in jeder Matrix etwa 28 Volumen% betrug und die durchschnittlichen Durchmesser 250 Mikrometer, 200 Mikrometer, 130 Mikrometer, 120 Mikrometer, 80 Mikrometer, 40 Mikrometer bzw. 7 Mikrometer betrugen.
Nach der T&sub7;-Hitzebehandlung wurde jeder Verbundwerkstoff nach demselben Verfahren und unter denselben Bedingungen wie die in Beispiel 1 der Schmelzhaftungsprüfung bei 250 ºC unterzogen. Die Ergebnisse der Prüfungen sind in Fig. 16 gezeigt.
Aus Fig. 16 ist ersichtlich, daß die Beständigkeit gegen Schmelzhaftung des Verbundwerkstoffs verbessert wird, wenn der mittlere kürzeste Abstand zwischen den intermetallischen Verbindungen kleiner ist, und daß die Fläche, in der die Schmelzhaftung auftritt, beträchtlich vermindert wird, wenn der mittlere kürzeste Abstand zwischen den intermetallischen Verbindungen weniger als 100 Mikrometer, vorzugsweise weniger als 80 Mikrometer und insbesondere weniger als 50 Mikrometer beträgt.
Nach den Schmelzhaftungsprüfungen wurde der Schmelzhaftungszustand jedes Probestücks untersucht, und es wurde gefunden, daß die Schmelzhaftung zuerst in einem Bereich von Al um die intermetallischen Verbindungen herum auftrat und sich die Schmelzhaftung dann zu der gesamten Kontaktfläche des Probestücks entwickelte. Es wurde auch gefunden, daß die Schmelzhaftung selbst in dem Fall, daß bei zwei Verbundwerkstoffen die gesamte Volumenmenge der intermetallischen Verbindungen dieselbe ist, leichter in dem Verbundwerkstoff auftritt, bei dem die Verteilung der intermetallischen Verbindungen weniger gleichmäßig ist.
Fig. 17 ist eine schematische Schnittansicht des Verbundwerkstoffs Nr. 32, bei dem der Durchmesser der intermetallischen Verbindung FeAl&sub3; durchschnittlich 250 Mikrometer beträgt und der kürzeste Abstand zwischen den intermetallischen Verbindungen durchschnittlich 150 Mikrometer beträgt, und Fig. 18 ist eine schematische Schnittansicht des Verbundwerkstoffs Nr. 36, bei dem der Durchmesser von FeAl&sub3; durchschnittlich 40 Mikrometer beträgt und der kürzeste Abstand zwischen den intermetallischen Verbindungen durchschnittlich 25 Mikrometer beträgt. In diesen Zeichnungen bezeichnen die Zahlen 22, 24 und 26 die intermetallischen Verbindungen FeAl&sub3;, die Glasfasern bzw. die Matrix. Aus einem Vergleich dieser beiden Zeichnungen ist ersichtlich, daß der kürzeste Abstand zwischen den intermetallischen Verbindungen kleiner und die Struktur der intermetallischen Verbindungen gleichmäßiger ist, wenn die intermetallischen Verbindungen einen kleineren Durchmesser haben. In diesen Beispielen wurde reines Fe durch 50stündige Hitzebehandlung bei 500 ºC wie vorstehend beschrieben in FeAl&sub3; umgewandelt, wenn die mittlere Teilchengröße von Fe-Pulver verhältnismäßig groß war, um ein vorgegebenes Volumen und eine vorgegebene Größe der intermetallischen Verbindungen (und folglich einen vorgegebenen Abstand zwischen den intermetallischen Verbindungen) zu erzielen. Es ist jedoch nicht notwendig, daß die intermetallischen Verbindungen nur eine einzige Art umfassen. Beispielsweise kann es sich bei den intermetallischen Verbindungen, die in der Matrix fein verteilt sind, um eine intermetallische Verbindung handeln, die in einer mehrschichtigen Struktur gebildet ist, die aus mehreren Arten von intermetallischen Verbindungen besteht, wie sie in Fig. 19 gezeigt ist, oder in einer mehrschichtigen Struktur gebildet ist, die aus mehreren Arten von intermetallischen Verbindungen und einem Kernbereich aus reinem Metall besteht, wie sie in Fig. 20 gezeigt ist, soweit die intermetallischen Verbindungen der äußersten Schicht eine bessere Hitzebeständigkeit haben als das Matrixmaterial.

Beispiel 7

Durch Vermischen von Siliciumcarbid-Whiskers (98 % beta-SiC) mit einer Faserlänge von 10 bis 200 Mikrometern und einem Faserdurchmesser von 0,05 bis 1,0 Mikrometern und einer Vickers- Härte von 3300 und Ni-Pulver (Reinheit: 99 %) mit einer Teilchengröße von durchschnittlich 3 Mikrometern im Verhältnis von 2 zu 1 und Zusammenpressen der resultierenden Mischung wurde ein zylinderfömiger Formkörper mit einem Durchmesser von 100 mm und einer Höhe von 20 mm hergestellt, der 10 Volumen% Whiskers und 5 Volumen% Ni-Pulver enthielt.
Aus diesem Formkörper wurde nach demselben Verfahren und unter denselben Bedingungen wie in Beispiel 1 ein Verbundwerkstoff Nr. 40 hergestellt, außer daß der Formkörper in Stickstoffgasatmosphäre auf 300 ºC vorerhitzt wurde und als geschmolzenes Metall für den Verbund Aluminiumlegierung (JIS-AC8A) bei 760 ºC verwendet wurde. In ähnlicher Weise, jedoch ohne Ni, wurde ein Verbundwerkstoff Nr. 39 hergestellt.
Ferner wurden auch Verbundwerkstoffe Nr. 41 bis Nr. 45 in ähnlicher Weise hergestellt, indem anstelle des vorstehend erwähnten Ni-Pulvers Mg-Pulver mit einer Teilchengröße von durchschnittlich 20 Mikrometern, Cu-Pulver mit einer Teilchengröße von durchschnittlich 10 Mikrometern, Cr-Pulver mit einer Teilchengröße von durchschnittlich 5 Mikrometern, Fe-Pulver mit einer Teilchengröße von durchschnittlich 3 Mikrometern und Ti- Pulver mit einer Teilchengröße von durchschnittlich 10 Mikrometern verwendet wurden, wie es in Tabelle 7 gezeigt ist.
Die Arten, die Mengen und die Härten der intermetallischen Verbindungen in jeder Matrix wurden dann nach demselben Verfahren wie die in Beispiel 1 ermittelt. Wie in Tabelle 7 gezeigt ist, wurden bei dem Verbundwerkstoff Nr. 39 in der Matrix keine intermetallischen Verbindungen gebildet, und bei den Verbundwerkstoffen Nrn. 40 bis 45 wurden in den jeweiligen Matrizen die intermetallischen Verbindungen Al&sub3;Ni (und eine sehr geringe Menge von Al&sub3;Ni&sub2; und AlNi), Mg&sub2;Al&sub3;, CuAl&sub2;, CrAl&sub7;, FeAl&sub3; und TiAl&sub3; (Vickers-Härte: 950, 190, 330, 370, 550 bzw. 740) in einem Anteil (Volumenanteil der intermetallischen Verbindungen in dem Verbundwerkstoff) von etwa 30 Volumen% gebildet.
Ferner wurden mit diesen Verbundwerkstoffen nach demselben Verfahren und unter denselben Bedingungen wie die in Beispiel 1 die Verschleißprüfungen bei Raumtemperatur durchgeführt. Die Ergebnisse dieser Verschleißprüfungen sind in Fig. 21 gezeigt, wobei die Abszisse die Härte der intermetallischen Verbindungen (in Form der Vickers-Härte) angibt.
Aus Fig. 21 ist ersichtlich, daß der Verschleißgrad der gepaarten Teile beträchtlich vermindert wird, wenn die Härte der intermetallischen Verbindungen in Form der Vickers-Härte mehr als 300 beträgt, und daß die Verbundwerkstoffe eine stärkere Verbesserung der Verschleißfestigkeit zeigen als die Verbundwerkstoffe, die eine Vickers-Härte von weniger als 300 haben.
Aus den Ergebnissen dieser Prüfungen ist ersichtlich, daß die intermetallischen Verbindungen, die in der Matrix fein verteilt sind, zur Verbesserung der Verschleißfestigkeit des Verbundwerkstoffs und der Abriebfestigkeit bei dem gepaarten Teil irgendwelche intermetallische Verbindungen sein können, die eine Vickers-Härte von mehr als 300 haben, wie z.B. Ni&sub2;Al&sub3;, FeAl&sub6;, MnAl&sub6;, ZrAl&sub3;, Co&sub2;Al&sub9;, MoAl&sub3;, (CuNi)&sub2;Al&sub3;, (FeSi)Al&sub5;, (CuFeMn)Al&sub6; oder dergleichen.

Beispiel 8

Verbundwerkstoffe Nrn. 46 bis 54 wurden durch dasselbe Verfahren und unter denselben Bedingungen wie für den Verbundwerkstoff Nr. 40 von Beispiel 7 hergestellt, außer daß als Verstärkungsfasern in den Formkörpern anstelle der Siliciumcarbid- Whiskers bei dem Verbundwerkstoff Nr. 40 verschiedene Arten von Fasern, die in Tabelle 8 gezeigt sind, verwendet wurden.
Zum Vergleich wurden Verbundwerkstoffe Nrn. 46' bis 54' durch dasselbe Verfahren und unter denselben Bedingungen wie die für die Verbundwerkstoffe Nrn. 46 bis 54 hergestellt, außer daß die Formkörper kein Ni-Pulver enthielten.
Unter Verwendung dieser Verbundwerkstoffe wurden nach demselben Verfahren und unter denselben Bedingungen wie die in Beispiel 1 die Verschleißprüfungen bei Raumtemperatur durchgeführt. Die Ergebnisse dieser Verschleißprüfungen sind in Fig. 22 gezeigt, wobei die Abszisse die Vickers-Härte der Verstärkungsfasern angibt.
Aus Fig. 22 ist ersichtlich, daß der Verschleißgrad des Verbundwerkstoffs selbst unabhängig von der Härte der Verstärkungsfasern kleiner ist, wenn die intermetallischen Verbindungen in der Matrix feiner verteilt sind. Wenn die Verstärkungsfasern Keramikfasern mit einer Härte von mehr als 500 (Vickers- Härte) sind, die gewöhnlich zur Verbesserung der Verschleißfestigkeit des Verbundwerkstoffs verwendet werden, verursacht der Verbundwerkstoff, der solche Fasern mit den darin fein verteilten intermetallischen Verbindungen enthält, bei dem gepaarten Teil einen viel geringeren Verschleiß und zeigt folglich gegenüber dem gepaarten Teil ein besseres Verhalten als derselbe Keramikfaser-Verbundwerkstoff, der in der Matrix keine solchen intermetallischen Verbindungen enthält.

Beispiel 9

Verbundwerkstoffe Nrn. 55 bis 66 wurden durch dasselbe Verfahren und unter denselben Bedingungen wie die in Beispiel 7 hergestellt, außer daß zehn verschiedene Arten von Formkörpern hergestellt wurden, die verschiedene Mengen von Ni-Pulver enthielten, und diese Verbundwerkstoffe wurden nach demselben Verfahren und unter denselben Bedingungen wie die in Beispiel 1 den Verschleißprüfungen bei Raumtemperatur unterzogen. Die Mengen der intermetallischen Verbindungen in den Verbundwerkstoffen Nrn. 55 bis 64 betrugen 3 Volumen%, 5 Volumen%, 10 Volumen-%, 20 Volumen%, 30 Volumen%, 40 Volumen%, 50 Volumen%, 60 Volumen%, 70 Volumen% bzw. 80 Volumen%, wobei 80 Volumen% jedoch außerhalb des beanspruchten' Bereichs liegen. Die Ergebnisse dieser Verschleißprüfungen sind in Fig. 23 gezeigt, worin auch das Ergebnis des Verbundwerkstoffs Nr. 39 gezeigt ist. In Fig. 23 gibt die Abszisse die Volumenmenge der intermetallischen Verbindung Al-Ni in den Verbundwerkstoffen an.
Aus Fig. 23 ist ersichtlich, daß der Verbundwerkstoff im Vergleich zu dem Verbundwerkstoff nach dem bekannten Stand der Technik (Nr. 39) ein verbessertes Abriebverhalten zeigt, wenn die Menge der intermetallischen Verbindungen in dem Verbundwerkstoff 3 bis 80 Volumen% beträgt, und die Menge der intermetallischen Verbindungen sollte deshalb vorzugsweise 10 bis 60 Volumen% betragen.
Wenn die intermetallischen Verbindungen eine Härte von mehr als 300 (Vickers-Härte) hatten wie in Beispiel 7, wurden dieselben Ergebnisse wie die in Fig. 23 erhalten.

vergleichsversuch

Verbundwerkstoffe A, B und C wurden durch dasselbe Verfahren und unter denselben Bedingungen wie die in Beispiel 1 hergestellt, außer daß es sich bei den verwendeten Formkörpern um einen Formkörper, der 30 Volumen% derselben Aluminiumoxid-Kurzfasern, wie sie in Beispiel 1 verwendet wurden, jedoch kein Ni- Pulver enthielt, einen Formkörper, der eine dreidimensionale Netzstruktur (Hohlraumanteil: 90 %, Zellengröße: 0,3 mm), die aus Ni bestand, enthielt, bzw. einen Formkörper, der 10 Volumen% derselben Aluminiumoxid-Kurzfasern, wie sie in Beispiel 1 verwendet wurden, und 8 Volumen% NiO-Pulver (Teilchengröße: durchschnittlich 2 Mikrometer, Reinheit: 99 %) enthielt, handelte. Die Arten und die Mengen der intermetallischen Verbindungen in der Matrix jedes Verbundwerkstoffs wurden nach demselben Verfahren wie in Beispiel 1 ermittelt. Den Ergebnissen zufolge wurde beobachtet, daß bei dem Verbundwerkstoff A in der Matrix keine intermetallischen Verbindungen gebildet wurden, während bei dem Verbundwerkstoff B um die Netzstrukturen herum Al&sub3;Ni (und eine geringe Menge von Al&sub3;Ni&sub2; und AlNi) gebildet wurden und bei dem Verbundwerkstoff C in der Matrix Al&sub3;Ni und Al&sub2;O&sub3; gebildet wurden, die darin fein verteilt waren. Es wird angenommen, daß die intermetallischen Verbindungen Al&sub3;Ni und Al&sub2;O&sub3; bei dem Verbundwerkstoff C bei dem Verfahren seiner Bildung durch Reduktion von NiO mit Al in der Matrix gebildet wurden. Bei dem Verbundwerkstoff C betrugen die Mengen von Al&sub3;Ni und Al&sub2;O&sub3; in der Matrix 30 Volumen% bzw. 7,4 Volumen%. Jeder der Verbundwerkstoffe A, B und C wurde nach demselben Verfahren und unter denselben Bedingungen wie die in Beispiel 1 der Schmelzhaftungsprüfung bei 250 ºC und der Verschleißprüfung bei Raumtemperatur unterzogen. Die Ergebnisse dieser Prüfungen sind in Fig. 24 und Fig. 25 gezeigt, worin auch die Ergebnisse des Verbundwerkstoffs Nr. 4 gezeigt sind. Aus Fig. 24 ist ersichtlich, daß die Beständigkeit gegen Schmelzhaftung des Verbundwerkstoffs Nr. 4 viel besser ist als die der Verbundwerkstoffe A und B und dieselbe ist wie die des Verbundwerkstoffs C. Aus Fig. 25 ist ersichtlich, daß der Verbundwerkstoff Nr. 4 gemäß der vorliegenden Erfindung ein viel besseres Abriebverhalten zeigt als der Verbundwerkstoff C und ein besseres Abriebverhalten zeigt als die Verbundwerkstoffe A und B.

Beispiel 10

Drei Formkörper 10 wie in Fig. 26 gezeigt wurden hergestellt, indem Aluminiumoxid-Kurzfasern (95 % Al&sub2;O&sub3;, 5 % SiO&sub2;, "SUFFIL RF", Warenzeichen von ICI) mit einem mittleren Faserdurchmesser von 2,8 Mikrometern und einer mittleren Faserlänge von 2 bis 3 mm und Ni-Pulver (Reinheit: 99 %) mit einem Teilchendurchmesser von 3 bis 7 Mikrometern in einem Masseverhältnis von 5,6/8,9 in einer Lösung von kolloidalem Siliciumdioxid vermischt wurden, die Mischung durchgerührt wurde und die Mischung dann durch Saugformen geformt wurde. Jeder der resultierenden Formkörper hatte eine zylindrische Gestalt mit einem Außendurchmesser von 95 mm, einem Innendurchmesser von 89 mm und einer Höhe von 20 mm. Der Anteil der Aluminiumoxid-Kurzfasern und des Ni-Pulvers in den Formkörpern betrug 10 Volumen% bzw. 5 Volumen%, und sie waren im wesentlichen gleichmäßig miteinander vermischt.
Die bei 400 ºC in Stickstoffgas vorerhitzten Formkörper 10 wurden je durch Pressen in einer Formhöhlung 16 einer bei 400 ºC vorerhitzten Form 14 einer Hochdruckgießvorrichtung 12 befestigt, und dann wurde in jede Formhöhlung geschmolzene Aluminiumlegierung 18 (JIS AC8A: 12 % Si, 1 % Cu, 1 % Mg, 1 % Ni, Rest im wesentlichen Al) bei 750 ºC, 800 ºC und 850 ºC gegossen und wie in Fig. 27 gezeigt mit einem Preßstempel 20 mit 1000 kg/cm² gepreßt, bis sie vollständig erstarrt war.
Durch maschinelle Bearbeitung jedes resultierenden Gußteils, das der Form entnommen worden war, wurden je zwei Probestücke 22 für die Temperaturwechselbeständigkeitsprüfung wie in Fig. 28 gezeigt hergestellt, die je (Probestück Nr. 1 bis 3) die Form einer Scheibe mit einem Durchmesser von 93 mm und einer Höhe von 7 mm hatten. Der Bereich innerhalb von 2 mm von der äußeren Umfangsoberfläche jedes Probestücks her war ein Verbundwerkstoffbereich 22a, der mit den Aluminiumoxid-Kurzfasern verstärkt war.
Durch Untersuchung der Struktur des Verbundwerkstoffbereichs von einem von je zwei Probestücken wurde gefunden, daß in der Aluminiumlegierung eine intermetallische Verbindung, NiAl&sub3;, die aus einer Reaktion zwischen Ni-Pulver des ursprünglichen Formkörpers und Al der Matrix aus Aluminiumlegierung bei dem Hochdruckgießverfahren resultierte, fein verteilt war und die Menge der in dem Verbundwerkstoffbereich jedes Probestücks gebildeten intermetallischen Verbindungen etwa 27 Volumen% betrug. Ferner wurde durch nähere Untersuchung der intermetallischen Verbindungen gefunden, daß die Arten der intermetallischen Verbindungen in Abhängigkeit von der Temperatur der geschmolzenen Aluminiumlegierung bei dem Hochdruckgießverfahren verschieden waren.
Fig. 29 bis 31 sind Mikrophotographien mit 400facher Vergrößerung, die die Strukturen im Querschnitt des Verbundwerkstoffbereichs der Probestücke Nr. 1 bis 3 zeigen, die jeweils durch die geschmolzene Aluminiumlegierung bei 750 ºC, 800 ºC und 850 ºC gebildet wurden. In diesen Mikrophotographien sind weiße oder graue inselförmige Bereiche oder teilchenförmige Bereiche intermetallische Ni-Al-Verbindungen, und schwarze stabförmige Bereiche oder runde Bereiche sind Aluminiumoxid-Kurzfasern.
Aus Fig. 29 bis 31 ist ersichtlich, daß die Arten oder Gestalten der intermetallischen Verbindungen von der Temperatur des geschmolzenen Matrixmetalls abhängen, und die Gestalt der intermetallischen Verbindungen ändert sich von einer Teilchengestalt zu einer Nadelgestalt, wenn das geschmolzene Matrixmetall bei einer höheren Temperatur erhitzt wird. Es wurde auch bestätigt, daß die Gestalt der intermetallischen Verbindungen zusätzlich zu der Temperatur des geschmolzenen Matrixmetalls von der Temperatur der Form und der Vorerhitzungstemperatur des Formkörpers abhängt.
Unter Verwendung des anderen von je zwei Probestücken Nr. 1 bis 3 wurden Temperaturwechselbeständigkeitsprüfungen mit 500 Zyklen durchgeführt, wobei jeder Zyklus ein Erhitzen jedes Probestücks auf 400 ºC mit einem Acetylenbrenner und ein anschließendes Abschrecken des Probestücks in Wasser umfaßte, wie in Fig. 32 gezeigt ist. Die Ergebnisse sind in Fig. 33 gezeigt.
Aus Fig. 33 ist ersichtlich, daß in Probestück Nr. 1 und Nr. 2 keine Risse gebildet wurden, während in Probestück Nr. 3 beim 50sten Zyklus der Temperaturzyklen Risse gebildet wurden, wobei sich diese Risse entwickelten, während die Zahl der Temperaturzyklen zunahm.
Aus den Ergebnissen der Temperaturwechselbeständigkeitsprüfung ist ersichtlich, daß das Temperaturwechselverhalten selbst in dem Fall, daß in der Matrix des Verbundwerkstoffs im wesentlichen dieselbe Menge der intermetallischen Verbindungen fein verteilt ist, in Abhängigkeit von den Arten oder Gestalten der intermetallischen Verbindungen beträchtlich variiert und daß der Verbundwerkstoff eine ausgezeichnete Temperaturwechselbeständigkeit zeigt, wenn die intermetallischen Verbindungen teilchenförmig sind, während er eine ungenügende Temperaturwechselbeständigkeit zeigt, wenn dies intermetallischen Verbindungen nadelförmig sind. Bei Probestück Nr. 2 entsprechend Fig. 30, das in dem Verbundbereich sowohl die teilchenförmigen als auch die nadelförmigen intermetallischen Verbindungen enthält, wurden keine Risse gebildet, und deshalb wird angenommen, daß der Verbundwerkstoff nadelförmige intermetallische Verbindungen enthalten kann, soweit ihr Anteil derart eingestellt wird, daß er unter einem gewünschten Wert liegt.

Beispiel 11

Da gefunden wurde, daß es wichtig ist, den Anteil der nadelförmigen intermetallischen Verbindungen in der Matrix des Verbundwerkstoffs festzusetzen, wie es in Beispiel 10 beschrieben wurde, wurden Temperaturwechselbeständigkeitsprüfungen durchgeführt, um herauszufinden, in welcher Weise der Anteil der nadelförmigen intermetallischen Verbindungen das Temperaturwechselverhalten des Verbundwerkstoffs beeinflußt.
Nach demselben Verfahren und unter denselben Bedingungen wie die von Beispiel 10 wurden Formkörper hergestellt und danach Gußteile gebildet und den Temperaturwechselbeständigkeitsprüfungen unterzogen, außer daß die geschmolzene Aluminiumlegierung (JIS AC8A) für die Matrix in dem Hochdruckgießverfahren bei 840 ºC, 830 ºC, 820 ºC oder 810 ºC erhitzt wurde.
Durch mikrophotographische Betrachtung mit einem Lichtmikroskop von zehn Gesichtsfeldern auf jedem Querschnitt des Oberflächenbereichs des Verbundwerkstoffbereichs der in Beispiel 10 hergestellten Probestücke Nr. 1 bis 3 und der in diesem zweiten Beispiel hergestellten Probestücke Nr. 4 bis 7 wurden die Flächenanteile der nadelförmigen intermetallischen Verbindungen NiAl&sub3;, die ein Verhältnis L/D haben (wobei L und D die Länge und die Breite jedes nadelförmigen Elements aus intermetallischer Verbindung bedeuten), das größer als 3 ist, in den Querschnitten gemessen. Die Ergebnisse sind in Tabelle 11 gezeigt.
Aus Tabelle 11 ist ersichtlich, daß der Anteil der nadelförmigen intermetallischen Ni-Al-Verbindungen, die in der Matrix des Verbundbereichs erzeugt werden, vermindert wird, wenn die Temperatur der geschmolzenen Aluminiumlegierung niedriger ist.
Unter Verwendung von Probestücken Nr. 4 bis 7 dieses zweiten Beispiels wurden nach demselben Verfahren und unter denselben Bedingungen wie in Beispiel 10 Temperaturwechselbeständigkeitsprüfungen durchgeführt. Die Ergebnisse sind auch in Fig. 34 gezeigt.
Aus Fig. 34 ist ersichtlich, daß sich das Temperaturwechselverhalten des Verbundbereichs verschlechtert, wenn der Flächenanteil der nadelförmigen intermetallischen Verbindungen, die ein Verhältnis L/D haben, das größer als 3 ist, 30 % überschreitet, und deshalb sollte der Flächenanteil der nadelförmigen intermetallischen Verbindungen in einem Querschnitt davon zur Verbesserung der Temperaturwechselbeständigkeit des Verbundwerkstoffs vorzugsweise weniger als 30 % betragen.

Beispiel 12

Nach der Bildung von Formteilen durch dasselbe Verfahren und unter denselben Bedingungen wie in Beispiel 10, außer daß anstelle des in Beispiel 10 verwendeten Ni-Pulvers Ti-Pulver mit einer Teilchengröße von durchschnittlich 10 Mikrometern, Cr- Pulver mit einer Teilchengröße von durchschnittlich 3 Mikrometern, Fe-Pulver mit einer Teilchengröße von durchschnittlich 3 Mikrometern, Cu-Pulver mit einer Teilchengröße von durchschnittlich 10 Mikrometern und Ta-Pulver mit einer Teilchengröße von durchschnittlich 5 Mikrometern verwendet wurden, wurden aus den jeweiligen Formkörpern und der geschmolzenen Aluminiumlegierung, die auf verschiedene Temperaturen erhitzt war, durch dasselbe Verfahren und unter denselben Bedingungen wie die in Beispiel 11 Gußteile hergestellt, so daß aus jedem Gußteil zwei Probestücke für die Temperaturwechselbeständigkeitsprüfung gebildet wurden.
Durch Untersuchung von einem von je zwei Probekörpern zur Ermittlung der Arten der intermetallischen Verbindungen durch dasselbe Verfahren wie in Beispiel 10 wurde gefunden, daß in der Matrix aus Aluminiumlegierung TiAl&sub3;, CrAl&sub7;, FeAl&sub3;, CuAl&sub2; oder TaAl&sub3; fein verteilt war. Der Anteil der nadelförmigen intermetallischen Verbindungen, die ein Verhältnis L/D haben, das größer als 3 ist, in einem Oberflächenbereich des Verbundwerkstoffbereichs jedes Probestücks wurde durch die dadurch eingenommene Fläche gemessen, und unter Verwendung des anderen von je zwei Probestücken wurden nach demselben Verfahren und unter denselben Bedingungen wie die in Beispiel 10 Temperaturwechselbeständigkeitsprüfungen durchgeführt. Die Ergebnisse sind in Fig. 34 gezeigt. In Fig. 34 gibt jedes Element das metallische Element des Pulvers an, das zur Bildung der intermetallischen Verbindungen verwendet wurde.
Aus Fig. 34 ist ersichtlich, daß die Temperaturwechselbeständigkeit des Verbundwerkstoffs unabhängig von den Arten der intermetallischen Verbindungen, die in der Matrix der Verbundbereiche gebildet werden, verbessert werden kann, wenn der Flächenanteil der nadelförmigen intermetallischen Verbindungen, die ein Verhältnis L/D haben, das größer als 3 ist, weniger als 30 % beträgt.

Beispiel 13

Zylindrische Formkörper mit einem Außendurchmesser von 95 mm, einem Innendurchmesser von 73 mm und einer Höhe von 20 mm wurden durch ein Saugformverfahren wie in Beispiel 10 beschrieben gebildet. Aluminiumoxid-Kurzfasern und Ni-Pulver, die in diesem Beispiel verwendet wurden, waren dieselben wie die in Beispiel 10 verwendeten und wurden in demselben Volumenanteil wie in Beispiel 10 verwendet.
Jeder Formkörper wurde bei 400 ºC in Stickstoffgas vorerhitzt und in die Formhöhlung einer Hochdruckgießvorrichtung eingebracht; eine geschmolzene Aluminiumlegierung (JIS AC8A) bei 850 ºC wurde in die Formhöhlung eingegossen, und ein Hochdruckguß wurde nach demselben Verfahren und unter denselben Bedingungen wie die in Beispiel 10 durchgeführt. Bei dem Gießverfahren betrug die Temperatur der Form 400 ºC, 350 ºC, 300 ºC, 250 ºC, 200 ºC, 150 ºC oder 100 ºC.
Die erhaltenen Gußteile wurden nach Entnahme aus der Form maschinell bearbeitet, um Probestücke Nr. 8 bis 14 für die Temperaturwechselbeständigkeitsprüfung zu bilden, die dieselben Abmessungen und dieselbe Gestalt wie die in Beispiel 10 hatten. Der Umfangsbereich innerhalb von 10 mm von der äußeren Umfangsoberfläche jedes Probestücks her bestand aus einem mit Aluminiumoxid-Kurz fasern verstärkten Verbundwerkstoff.
Jedes Probestück wurde dann in einem Querschnitt seines Verbundbereichs untersucht, und es wurde gefunden, daß die Arten der intermetallischen Ni-Al-Verbindungen, die in dem Verbundbereich erzeugt wurden, in Abhängigkeit von der Temperatur der Form bei dem Gießverfahren variierten. Die Beziehung zwischen der Temperatur der Form und der Breite der in der Schnittfläche des Probestücks beobachteten Struktur, in der der Flächenanteil der nadelförmigen intermetallischen Verbindungen, die in der Matrix eines Oberflächenbereichs des Verbundwerkstoffbereichs von jedem Probestück gebildet sind und ein Verhältnis L/D haben, das größer als 3 ist, weniger als 30 % betrug, (nachstehend als "X-Struktur" bezeichnet) ist in Tabelle 12 gezeigt.
Aus Tabelle 12 ist ersichtlich, daß die Breite der X-Struktur Null ist, wenn die Temperatur der Form 400 ºC beträgt, während die Breite der X-Struktur bei einer Verminderung der Temperatur der Form zunimmt, wenn die Temperatur der Form niedriger als 350 ºC ist.
Unter Verwendung dieser Probestücke Nr. 8 bis 14 wurden nach demselben Verfahren und unter denselben Bedingungen wie die in Beispiel 10 Temperaturwechselbeständigkeitsprüfungen durchgeführt. Die Ergebnisse sind in Fig. 35 gezeigt.
Aus Fig. 35 ist ersichtlich, daß die Breite der X-Struktur im Oberflächenbereich des Verbundwerkstoffbereichs zur Verbesserung des Temperaturwechselverhaltens des Verbundwerkstoffbereichs mehr als 1 mm und vorzugsweise mehr als 1,5 mm betragen sollte.
Wie aus den Ergebnissen der Beispiele 2 und 3 ersichtlich ist, kann die Temperaturwechselbeständigkeit des Verbundwerkstoffs stärker verbessert werden, wenn der Flächenanteil der nadelförmigen intermetallischen Verbindungen niedriger ist, und deshalb kann eine ausgezeichnete Temperaturwechselbeständigkeit erzielt werden, wenn der Flächenanteil der nadelförmigen intermetallischen Verbindungen, die ein Verhältnis L/D haben, das größer als 3 ist, weniger als 30 % beträgt und die Breite der X-Struktur in dem vorstehend erwähnten Bereich liegt.

Beispiel 14

Formkörper aus solchen Arten und mit solchen Masseverhältnissen von Fasern und Pulver, wie sie in Tabelle 13 gezeigt sind, wurden gebildet, und aus diesen Formkörpern wurden Gußteile hergestellt, die nach demselben Verfahren und unter denselben Bedingungen wie die in Beispiel 13 den Temperaturwechselbeständigkeitsprüfungen unterzogen wurden. In Tabelle 13 betrug die Menge der Fasern und des Pulvers bei jedem Formkörper 10 Volumen% bzw. 5 Volumen%, und jedes Pulver hatte eine Teilchengröße von mehr als 10 Mikrometern und eine Reinheit von mehr als 99 %. Wenn Kurzfasern aus nichtrostendem Stahl oder Kurzfasern aus Gußeisen verwendet wurden, wurden Formkörper durch ein Formpreßverfahren gebildet.
Wenn die Breite der X-Struktur bei diesen Probestücken dieses Beispiels mehr als 1 mm und insbesondere mehr als 1,5 mm betrug, zeigte der Verbundbereich des Gußteils eine ausgezeichnete Temperaturwechselbeständigkeit.
Es wurde auch gefunden, obwohl es in diesem Beispiel nicht gezeigt ist, daß die Breite der X-Struktur vorzugsweise mehr als 1 mm und insbesondere mehr als 1,5 mm betragen sollte, wenn in den Formkörper Nb-Pulver, Ta-Pulver, Cu-Pulver oder W-Pulver aufgenommen wird.
Obwohl die Gußteile in den vorstehenden Beispielen die Gestalt einer Scheibe hatten, können sie irgendeine von einer Scheibe verschiedene Gestalt haben, und die Oberflächenschicht, in der der Flächenanteil der intermetallischen Verbindungen, die ein Verhältnis L/D haben, das größer als 3 ist, weniger als 30 % beträgt, kann in irgendeinem gewünschten Bereich oder in der gesamten Oberfläche des Gußteils gebildet werden.

Beispiel 15

Vier zylindrische Formkörper 10 wie in Fig. 36 gezeigt mit einem Außendurchmesser von 90 mm, einem Innendurchmesser von 70 mm und einer Höhe von 20 mm wurden hergestellt, indem eine Mischung von Aluminiumoxid-Kurzfasern (95 % Al&sub2;O&sub3;, 5 % SiO&sub2;, "SUFFIL RF", Warenzeichen von ICI) mit einem mittleren Faserdurchmesser von 2,8 Mikrometern und einer Länge von 2 bis 3 mm und Ni-Pulver (Reinheit: 99 %) mit einer mittleren Teilchengröße von 5 Mikrometern in Wasser gleichmäßig gerührt wurden und die Mischung dann durch Saugf ormen geformt wurde. Bei den auf diese Weise erhaltenen Formkörpern betrug die Menge der Aluminiumoxid-Kurzfasern 7 Volumen%, und die Menge des Ni-Pulvers betrug 5 Volumen%, und die Aluminiumoxid-Kurzfasern 12 und die Ni-Pulverteilchen 14 waren im wesentlichen gleichmäßig miteinander vermischt, wobei die Aluminiumoxid-Kurzfasern entlang der zylindrischen Oberfläche des Formkörpers in zwei Dimensionen regellos orientiert waren.
Jeder Formkörper wurde dann 20 Minuten lang auf etwa 300 ºC vorerhitzt und wurde dann wie in Fig. 37 gezeigt an einem Ausdrückstempel 22 entlang der Innenfläche einer Formhöhlung 20 einer Form 18 einer Hochdruckgießvorrichtung 16 zum Gießen von Kolben in die Formhöhlung 20 eingebracht, und ein geschmolzenes Metall 24 aus Aluminiumlegierung (JIS AC8A) wurde in die Formhöhlung bei 780 ºC eingegossen. Danach wurde die geschmolzene Legierung durch Einschieben und Pressen des Preßstempels 26, der in die Formhöhlung eingepaßt wurde, mit 1000 kg/cm² gepreßt und in diesem Zustand gehalten, bis das geschmolzene Metall vollständig erstarrt war, so daß die vier Formkörper hergestellt wurden. Diese Formkörper wurden dann der Hitzebehandlung T&sub7; unterzogen, d.h. 4 Stunden lang bei 490 ºC erhitzt, dann mit Wasser gekühlt, dann 6 Stunden lang bei 220 ºC wieder erhitzt und dann im Ofen abgekühlt.
Eines der auf diese Weise hergestellten Kolben-Vorformteile wurde zur Überprüfung der Struktur des Verbundwerkstoffs durchgeschnitten, und durch die Überprüfung wurde gefunden, daß die Aluminiumoxid-Kurzfasern in der Aluminiumlegierung (JIS AC8A) fein verteilt waren und durch die Reaktion zwischen Ni-Pulver und Al in der Aluminiumlegierung die intermetallische Verbindung Al&sub3;Ni gebildet worden war, wobei sich das resultierende Produkt in fein verteiltem Zustand in dem Bereich zwischen den Aluminiumoxid-Kurzfasern ausbreitete bzw. diffundierte. Die Menge der intermetallischen Verbindung Al&sub3;Ni betrug etwa 27 Volumen%. Es zeigte sich auch, daß die ursprüngliche Struktur der Aluminiumlegierung (JIS AC8A) in dem Bereich mit Ausnahme des durch den Formkörper im Verbund verstärkten Bereichs erhalten geblieben war.

Verschleißprüfung

Aus dem Verbundwerkstoffbereich des Kolben-Vorformteils wurden Probestücke für die Verschleißprüfung mit den Abmessungen 10 × 15 × 6 mm zur Durchführung von Abriebprüfungen hergestellt. Diese Probestücke wurden derart ausgeschnitten, daß sich die Prüfoberfläche von 15 × 6 mm senkrecht zu der langen Achse des zylindrischen Formkörpers erstreckte.
Bei der Verschleißprüfung wurde jedes der Probestücke mit der äußeren Oberfläche eines zylindrischen Probestücks, das einen Außendurchmesser von 35 mm, einen Innendurchmesser von 30 mm und eine Länge von 10 mm hatte, hergestellt aus einem nichtrostenden Stahl (JIS SUS440B), der durch Stickstoffgas weichnitriert worden war, bei Raumtemperatur in Kontakt gebracht und wurde dieses zylindrische Probestück eine Stunde lang mit einer Gleitgeschwindigkeit von 0,3 m/s gedreht, wobei das Probestück unter Zuführung von Schmieröl (SAE 10W-30) bei Raumtemperatur zu den Kontaktbereichen mit einem Kontaktdruck von 60 kg/mm² in Kontakt damit gepreßt wurde. Die Ergebnisse sind in Fig. 38 durch Nr. 1 gezeigt. In Fig. 38 zeigt die obere Hälfte der graphischen Darstellung die Beträge der Verschleißtiefe (Mikrometer) der Probestücke für die Verschleißprüfung, während die untere Hälfte der graphischen Darstellung die Verschleißgrade (mg) der gepaarten zylindrischen Probestücke zeigt.
Aus Fig. 38 ist ersichtlich, daß die Verschleißtiefe bei dem Probestück für die Verschleißprüfung durchschnittlich etwa 6 Mikrometer betrug und der Verschleiß bei dem zylindrischen Probestück durchschnittlich etwa 0,4 mg betrug, und der in dem verstärkten Bereich des vorstehend erwähnten Kolben-Vorformteils gebildete Verbundwerkstoff hatte folglich bei Raumtemperatur eine ausgezeichnete Abriebfestigkeit.

Herstellung von Kolben

Kolben mit einem Durchmesser von 85 mm und einer Höhe von 75 mm wie in Fig. 39 gezeigt wurden hergestellt, indem die vorstehend erwähnten Kolben-Vorformteile, bei denen nur ein Bereich innerhalb von 17 mm von der flachen Endoberfläche 28a eines Zylinderkopfteils 28 her und 7,5 mm von der zylindrischen äußeren Oberfläche her, die eine obere Kolbenringnut 30 enthielt, aus dem Verbundwerkstoff 32, der in der Matrix, die im Verbund mit den Aluminiumoxid-Kurzfasern verstärkt war, die fein verteilten intermetallischen Verbindungen enthielt, hergestellt war, maschinell bearbeitet wurden. In Fig. 39 sind ein oberster Kolbensteg (Feuersteg), ein zweiter Kolbensteg, ein dritter Kolbensteg und ein Kolbenschaftbereich mit 34, 36, 38 bzw. 40 bezeichnet, und eine zweite Kolbenringnut, eine Ölringnut und eine Kolbenbolzenbohrung sind mit 42, 44 bzw. 46 bezeichnet. Drei verschiedene Kolben (1) bis (3), bei denen der Abstand von der Endoberfläche 28a zu der unteren Oberfläche 30a der oberen Kolbenringnut 15 mm, 12 mm bzw. 8 mm betrug, wurden hergestellt, um die untere Oberfläche 30a der oberen Kolbenringnut verschiedenen thermischen Bedingungeh auszusetzen. Diese Kolben (1) bis (3) wurden dann in einen 2000-cm³-Dieselmotor mit vier Zylindern und Turbolader eingebaut und wurden einer Haltbarkeitsprüfung mit 300stündigem kontinuierlichem Betrieb bei Vollast unter den vorgegebenen Bedingungen, die nachstehend gezeigt sind, unterzogen, und nach Beendigung der Prüfung wurden die maximalen Verschleißtiefen in der unteren Oberfläche der oberen Kolbenringnut und in der unteren Oberfläche des oberen Kolbenrings gemessen:
Drehzahl 4500 U/min
Kühlwassertemperatur: 105 ± 5 ºC
Öltemperatur: 125 ± 5 ºC
Abgastemperatur: 850 ºC
Ausgangsleistung/Drehmoment: 106 PS/26,4 kg m
Die Ergebnisse der Messungen sind in Tabelle 14 als Verbundwerkstoffe Nr. 1 gezeigt. Die oberen Kolbenringe, die bei diesen Prüfungen verwendet wurden, waren aus einem nichtrostenden Stahl (JIS SUS440B), der durch Stickstoffgas weichnitriert worden war, hergestellt.
Tabelle 14 zeigt, daß die Verschleißgrade in der unteren Oberfläche der oberen Kolbenringnut und in der unteren Oberfläche des oberen Kolbenrings unabhängig von der Lage der oberen Kolbenringnut konstant und gering waren und kein ungewöhnlicher Verschleiß wie z.B. Schmelzhaftung auftrat, und folglich ist klar, daß der Kolben, bei dem die untere Oberfläche der oberen Kolbenringnut durch den Verbundwerkstoff Nr. 1 dieses Beispiels abgegrenzt war, eine ausgezeichnete Verschleißfestigkeit und Beständigkeit gegen Schmelzhaftung bei hoher Temperatur zeigte.

Beispiel 16

Vier Kolben-Vorformteile, die Verbundwerkstoff Nr. 2 enthielten, und weitere vier Kolben-Vorformteile, die Verbundwerkstoff Nr. 3 enthielten, wurden aus denselben Werkstoffen und nach demselben Verfahren wie die in Beispiel 15 hergestellt, außer daß anstelle des Ni-Pulvers Co-Pulver (Reinheit: 99 %) mit einer mittleren Teilchengröße von 12 Mikrometern und Fe-Pulver (Reinheit: 99 %) mit einer mittleren Teilchengröße von 10 Mikrometern verwendet wurden. Die Mengen von Co-Pulver und Fe-Pulver in den Formkörpern betrugen 4 Volumen% bzw. 5 Volumen%.
Die Struktur in einem Querschnitt jedes Kolben-Vorformteils wurde überprüft, und es wurde gefunden, daß in der Matrix des Verbundwerkstoffs Nr. 2 30 Volumen% der intermetallischen Verbindung Al&sub9;Co&sub2; fein verteilt waren, während in der Matrix des Verbundwerkstoffs Nr. 3 28 Volumen% der interinetallischen Verbindung Al&sub3;Fe fein verteilt waren.
Probestücke für die Verschleißprüfung wurden durch Ausschneiden aus jedem der Verbundwerkstoffe in derselben Weise wie in Beispiel 15 hergestellt, und jedes Probestück wurde unter denselben Bedingungen und nach demselben Verfahren wie die in Beispiel 15 der Verschleißprüfung bei Raumtemperatur unterzogen. Die Ergebnisse dieser Verschleißprüfungen sind in Fig. 38 als Nr. 2 bzw. Nr. 3 gezeigt. Aus Fig. 38 ist ersichtlich, daß diese Verbundwerkstoffe Nr. 2 und Nr. 3 wie der Verbundwerkstoff Nr. 1 eine beträchtlich hohe Abriebfestigkeit zeigten.
Drei Kolben 1 bis 3, die dieselben Abmessungen hatten wie die in Beispiel 15, wurden in derselben Weise wie in Beispiel 15 aus den vorstehend erwähnten Kolben-Vorformteilen hergestellt, und jeder Kolben wurde unter denselben Bedingungen und nach demselben Verfahren wie in Beispiel 15 der Haltbarkeitsprüfung unterzogen. Die Ergebnisse dieser Prüfungen sind auch in Tabelle 14 als Nr. 2 bzw. Nr. 3 gezeigt.
Tabelle 14 zeigt, daß die Verschleißgrade in der unteren Oberfläche des oberen Kolbenrings auch bei den Verbundwerkstoffen Nr. 2 und Nr. 3 gering waren, und demnach ist klar, daß diese Kolben wie die von Beispiel 15 eine verbesserte Verschleißfestigkeit und Beständigkeit gegen Schmelzhaftung zeigten.

Vergleichsversuch

Kolben-Vorformteile A bis C und E wurden nach demselben Verfahren und unter denselben Bedingungen wie die in Beispiel 15 hergestellt, wobei ein Formkörper A, der dieselben Abmessungen wie ein Formkörper 10 des vorstehend erwähnten Beispiels 15 hatte und nur 7 Volumen% Aluminiumoxid-Kurzfasern ohne Ni-Pulver enthielt, ein Formkörper B, der durch Formpressen von Gußeisen- Kurzfasern (JIS FC23) mit einem mittleren Faserdurchmesser von 20 Mikrometern und einer mittleren Länge von 3 mm in einem Anteil von 20 Volumen% hergestellt wurde, ein Formkörper C, der hergestellt wurde, indem eine dreidimensionale Netzstruktur (Hohlraumanteil: 90 %, Zellengröße: etwa 1 mm) aus Nickel in einem Anteil von 10 Volumen% bearbeitet wurde, und ein Formkörper E, der etwa 8 Volumen% Nio-Pulver (mittlere Teilchengröße: 2 Mikrometer, Reinheit: 99 %) und 7 Volumen% Aluminiumoxid- Kurzfasern enthielt, verwendet wurden.
Durch Überprüfung der Struktur in einem Querschnitt von jedem der aus den Formkörpern A bis C und E hergestellten Kolben-Vorformteile wurde gefunden, daß bei dem aus dem Formkörper A hergestellten Verbundwerkstoff A in der Matrix keine intermetallischen Verbindungen vorhanden waren, während bei dem aus dem Formkörper B hergestellten Verbundwerkstoff B um die Gußeisen- Fasern herum die intermetallische Verbindung Al&sub3;Fe erzeugt wurde und bei dem aus dem Formkörper C hergestellten Verbundwerkstoff C um die Netzstrukturen herum die intermetallische Verbindung Al&sub3;Ni erzeugt wurde. Es zeigte sich auch, daß bei dem aus dem Formkörper E hergestellten Verbundwerkstoff E durch die Reaktion zwischen Al der Matrix und NiO-Pulver etwa 27 Volumen% der intermetallischen Verbindung Al&sub3;Ni und etwa 7 Volumen% der intermetallischen Verbindung Al&sub2;O&sub3; erzeugt wurden, und die Teilchengröße dieser intermetallischen Verbindungen betrug etwa 100 bis 150 Mikrometer.
Probestücke A bis C und E für die Verschleißprüfung wurden dann durch Ausschneiden aus diesen Verbundwerkstoffen hergestellt, und ein Probestück D für die Verschleißprüfung wurde durch Ausschneiden aus dem Matrixbereich, der nur aus Aluminiumlegierung (JIS AC8A) bestand, hergestellt, und diese Probestücke wurden nach demselben Verfahren und unter denselben Bedingungen wie die in Beispiel 15 der Verschleißprüfung bei Raumtemperatur unterzogen. Die Ergebnisse der Verschleißprüfungen sind in Fig. 38 gezeigt.
Aus Fig. 38 ist ersichtlich, daß die Verbundwerkstoffe A bis C eine viel bessere Abriebfestigkeit hatten als der Werkstoff D, der für die Matrix nur die Aluminiumlegierung enthält, daß jedoch die Verbundwerkstoffe Nr. 1 bis 3 der Beispiele 1 und 2 eine viel bessere Abriebfestigkeit zeigten als diese zum Vergleich dienenden Verbundwerkstoffe. Bei der Anwendung des Verbundwerkstoffs E wurde bei dem Probestück für die Verschleißprüfung und auch bei dem zylindrischen Probestück ein verhältnismäßig hoher Verschleißgrad verursacht, und deshalb ist klar, daß der Verbundwerkstoff E zum Abgrenzen der unteren Oberfläche der oberen Kolbenringnut nicht geeignet ist. Es wird angenommen, daß Al&sub2;O&sub3;-Teilchen aus der Matrix entfernt wurden, wenn sich das Probestück für die Verschleißprüfung in Kontakt mit der Oberfläche des zylindrischen Probestücks bewegte, wobei durch die entfernten Teilchen der Verschleiß in den Kontakt oberflächen erhöht wurde. Wenn der Verbundwerkstoff E verwendet wird, ist es ferner notwendig, den Gehalt von NiO-Pulver in einem Formkörper zu vermindern, damit die Verschleißfestigkeit bei einem zweckmäßigen Grad gehalten wird, weil das Ausbeuteverhältnis zwischen der intermetallischen Verbindung Al&sub3;Ni und dem Oxid Al&sub2;O&sub3; in bezug auf die Reaktionen immer konstant ist. Es wurde auch gefunden, obwohl es in den Ergebnissen der Versuche nicht gezeigt ist, daß eine verhältnismäßig gute Verschleißfestigkeit erzielt wurde, wenn die Al&sub3;Ni-Menge weniger als 1 Volumen% betrug. In diesem Fall zeigte sich jedoch, daß bei einer Verminderung des Anteils der intermetallischen Verbindung Al&sub3;Ni auf weniger als 4 Volumen% bei dem Kolben, bei dem die untere Oberfläche der oberen Kolbenringnut durch solch einen Verbundwerkstoff abgegrenzt ist, leicht ein Verschleiß durch Schmelzhaftung auftreten könnte.

Messung der Temperatur

Wie in Fig. 40 gezeigt ist, wurde in den Kolben (1) bis (3), die bei der Haltbarkeitsprüfung des Beispiels 1 angewendet wurden, ein Thermoelement 48 mit einem Durchmesser von 0,1 mm derart angebracht, daß die Spitze an einer Stelle 0,2 mm innerhalb der Bodenoberfläche 30b der oberen Kolbenringnut positioniert war, und ein Dieselmotor, in den diese Kolben eingebaut waren, wurde 30 Minuten lang unter denselben Bedingungen wie bei der Haltbarkeitsprüfung in Beispiel 15 betrieben, um die Temperatur in der Nähe der oberen Kolbenringnut zu messen und ihre Durchschnittstemperatur zu ermitteln. Als Ergebnis der Prüfungen betrugen die Temperaturen in der Nähe der oberen Kolbenringnut bei Kolben (1) 210 ºC, bei Kolben (2) 250 ºC und bei Kolben (3) 270 ºC.
Aus den Ergebnissen dieser Temperaturmessung und der vorstehend erwähnten Verschleißprüfungen und Haltbarkeitsprüfungen werden die folgenden Schlüsse gezogen:
(1) Bei einer Temperatur von weniger als etwa 210 ºC haben die Verbundwerkstoffe A bis C nach dem bekannten Stand der Technik und der Verbundwerkstoff gemäß der vorliegenden Erfindung eine gute Abriebfestigkeit. Der Werkstoff D, der nur Aluminiumlegierung enthält, erfährt einen hohen Verschleißgrad, jedoch tritt noch keine Schmelzhaftung auf.
(2) Bei einer Temperatur von mehr als 250 ºC zeigt der Verbundwerkstoff gemäß der vorliegenden Erfindung fast dieselbe Verschleißfestigkeit wie bei einer Temperatur von weniger als 210 ºC, während die Verbundwerkstoffe A bis C nach dem bekannten Stand der Technik eine starke Schmelzhaftung und einen starken Verschleiß erfahren und im schlimmsten Fall ein Festkleben des Kolbenrings auftritt. Folglich kann bei diesen Verbundwerkstoffen nach dem bekannten Stand der Technik ein unzulässiger Verschleiß auftreten wie bei Aluminiumlegierungen, die nur aus Verstärkungsmaterial bestehen.
(3) Der Verbundwerkstoff E erfährt ebenso wie der Verbundwerkstoff gemäß der vorliegenden Erfindung keine Schmelzhaftung bei einer hohen Temperatur von mehr als 250 ºC, erfährt jedoch einen sehr starken Verschleiß. Da bei diesem Verbundwerkstoff E die intermetallische Verbindung, die zur Verhinderung der Schmelzhaftung wirksam ist, und Al&sub2;O&sub3;-Teilchen, die den Verschleiß verursachen, beide in einem konstanten Verhältnis erzeugt werden, ist es nicht möglich, gute Abriebfestigkeit und gute Beständigkeit gegen Schmelzhaftung miteinander vereinbar zu machen.

Beispiel 17

Zwei Kolben, bei denen jede obere Kolbenringnut an derselben Stelle wie bei dem Kolben 2 des Beispiels 15 positioniert war und jede untere Oberfläche der oberen Kolbenringnut durch einen Verbundwerkstoff Nr. 4 bzw. einen Verbundwerkstoff Nr. 5 abgegrenzt war, wurden in derselben Weise wie in Beispiel 15 hergestellt, außer daß anstelle der Aluminiumoxid-Kurzfasern in Beispiel 15 für den Verbundwerkstoff Nr. 4 lange Siliciumcarbid- Fasern (99 % alpha-SiC, mittlerer Faserdurchmesser: 20 Mikrometer), die zu Fasern mit einer Länge von 2 bis 3 mm geschnitten worden waren, verwendet wurden und für den Verbundwerkstoff Nr. 5 Siliciumnitrid-Whiskers (99 % alpha-Si&sub3;N&sub4;, mittlerer Faserdurchmesser: 1 Mikrometer, mittlere Faserlänge: 100 Mikrometer) verwendet wurden. Ein weiterer Kolben, bei dem die obere Kolbenringnut an derselben Stelle wie in Beispiel 15 positioniert war und die untere Oberfläche der oberen Kolbenringnut durch einen Verbundwerkstoff Nr. 6 abgegrenzt war, wurde in derselben Weise wie in Beispiel 15 hergestellt, außer daß anstelle der Aluminiumoxid-Kurzfasern in Beispiel 15 Gußeisen-Kurzfasern (JIS FC23) mit einem mittleren Faserdurchmesser von 20 Mikrometern und einer mittleren Faserlänge von 3 mm in einem Anteil von 20 Volumen% verwendet wurden.
Diese drei Kolben wurden dann nach demselben verfahren und unter denselben Bedingungen wie in Beispiel 15 der Haltbarkeitsprüfung unterzogen. Die Ergebnisse der Prüfungen sind in Tabelle 15 gezeigt.
Tabelle 15 zeigt, daß im Fall der Verwendung von Gußeisen-Kurzfasern als Verstärkungsmaterial die Verschleißgrade in der unteren Oberfläche der oberen Kolbenringnut und in der unteren Oberfläche des oberen Kolbenrings auf einen verhältnismäßig hohen Wert anstiegen und etwas Verschleiß durch Schmelzhaftung auftrat, während im Fall der Verwendung von Siliciumcarbid- Fasern und Siliciumnitrid-Whiskers als Verstärkungsmaterial die Verschleißgrade in der unteren Oberfläche der oberen Kolbenringnut und in der unteren Oberfläche des oberen Kolbenrings beide geringer waren und keine Schmelzhaftung auftrat, und folglich konnten die Verbundwerkstoffe, die als Verstärkungsmaterial Siliciumcarbid-Fasern oder Siliciumnitrid-Whiskers enthielten, eine gute Verschleißfestigkeit und eine gute Beständigkeit gegen Schmelzhaftung haben. Es wurde auch gefunden, obwohl es in der Tabelle nicht gezeigt ist, daß als Verstärkungsmaterial auch Aluminiumoxid-Siliciumdioxid-Kurzfasern (52 % Al&sub2;O&sub3;, 48 % SiO&sub2;, mittlere Faserlänge: 3 mm, mittlerer Faserdurchmesser: 3 Mikrometer), Siliciumcarbid-Whiskers (99 % beta- SiC, mittlere Faserlänge: 50 Mikrometer, mittlerer Faserdurchmesser: 0,1 Mikrometer), Mineral-Kurzfasern (45 % SiO&sub2;, 40 % CaO, 10 % Al&sub2;O&sub3;, Rest MgO, mittlere Faserlänge: 2 mm, mittlerer Faserdurchmesser: 5 Mikrometer) und Glasfasern (64 % SiO&sub2;, 25 % Al&sub2;O&sub3;, Rest MgO, mittlere Faserlänge: 5 mm, mittlerer Faserdurchmesser: 10 Mikrometer) verwendet werden können, um gemäß der vorliegenden Erfindung eine gute Verschleißfestigkeit und eine gute Beständigkeit gegen Schmelzhaftung zu erzielen.

Beispiel 18

Formkörper wurden hergestellt, indem dasselbe Ni-Pulver wie in Beispiel 15 verwendet und dasselbe Co-Pulver und Fe-Pulver wie in Beispiel 16 verwendet in verschiedenen Anteilen verwendet wurden, so daß die Mengen der in den Verbundwerkstoffen gebildeten intermetallischen Verbindungen im wesentlichen 0 Volumen-%, 5 Volumen%, 10 Volumen%, 20 Volumen%, 30 Volumen%, 40 Volumen%, 50 Volumen% bzw. 60 Volumen% betrugen, wie es in Tabelle 16 gezeigt ist, und aus diesen Formkörpern wurden Kolben in derselben Weise wie in Beispiel 15 derart hergestellt, daß jeder die obere Kolbenringnut hatte, die an derselben Stelle positioniert war wie bei dem Kolben (2), und die Kolben wurden nach demselben Verfahren und unter denselben Bedingungen wie in Beispiel 15 der Haltbarkeitsprüfung unterzogen. Die Ergebnisse der Prüfungen sind in Tabelle 17 gezeigt.
Tabelle 17 zeigt, daß die Schmelzhaftung unabhängig von den Arten der intermetallischen Verbindungen auftrat, wenn die Menge der intermetallischen Verbindungen weniger als 5 Volumen% betrug, während die Matrix in dem Verbundwerkstoff so spröde wurde, daß ein Abblättern des Kolbenstegbereichs des Kolbens verursacht wurde, wenn die Menge der intermetallischen Verbindungen mehr als 60 Volumen% betrug. Demnach ist klar, daß der Volumenanteil der intermetallischen Verbindungen vorzugsweise 10 bis 50 % betragen sollte.

Beispiel 19

Es wurden sechsundfünfzig verschiedene Formkörper hergestellt, die Aluminiumoxid-Kurzfasern in einem Anteil von 2 Volumen-%, 3 Volumen%, 5 Volumen%, 10 Volumen%, 20 Volumen%, 30 Volumen% oder 40 Volumen% und Ni-Pulver in jedem der Anteile, die in Beispiel 18 gewählt wurden, wie sie in Tabelle 16 gezeigt sind, enthielten, und unter Verwendung dieser Formkörper wurden Kolben in derselben Weise wie in dem Beispiel derart hergestellt, daß sie dieselben Abmessungen wie der Kolben (2) in Beispiel 15 hatten, und die Kolben wurden nach demselben Verfahren und unter denselben Bedingungen wie in Beispiel 15 der Haltbarkeitsprüfung unterzogen. Die Ergebnisse der Prüfungen sind in Fig. 41 gezeigt. In Fig. 41 geben Kreise an, daß keine Schmelzhaftung auftrat und der Verschleißgrad in der unteren Oberfläche der oberen Kolbenringnut gering war, geben Dreiecke an, daß keine Schmelzhaftung auftrat, daß jedoch der Verschleißgrad in der unteren Oberfläche der oberen Kolbenringnut mehr als 15 Mikrometer betrug, geben X-Zeichen an, daß Verschleiß durch Schmelzhaftung auftrat und geben Plus-Zeichen an, daß der Kolbenstegbereich des Kolbens abblätterte.
Fig. 41 zeigt, daß zur Gewährleistung einer guten Verschleißfestigkeit und einer guten Beständigkeit gegen Schmelzhaftung in der unteren Oberfläche der oberen Kolbenringnut die Menge der Aluminiumoxid-Kurzfasern vorzugsweise mehr als 3 Volumen% betragen sollte, die Menge der intermetallischen Verbindungen Al&sub3;Ni vorzugsweise 10 bis 50 Volumen% betragen sollte und die Gesamtmenge der Aluminiumoxid-Kurzfasern und der intermetallischen Verbindung Al&sub3;Ni vorzugsweise weniger als 60 Volumen% betragen sollte.
Ferner wurden nach demselben Verfahren und unter denselben Bedingungen wie in diesem Beispiel zusätzliche Versuche durchgeführt, indem dieselben Siliciumcarbid-Fasern und Siliciumnitrid-Whiskers wie in Beispiel 17 verwendet als Verstärkungsmaterial verwendet wurden und dasselbe Co-Pulver und Fe-Pulver wie in Beispiel 16 verwendet als Pulvermaterial verwendet wurden und in die Formkörper eingemischt wurden, und es wurde dieselbe Haltbarkeitsprüfung wie vorstehend erwähnt durchgeführt. Obwohl die Ergebnisse der Prüfungen in der Tabelle nicht gezeigt sind, waren die Ergebnisse im wesentlichen dieselben wie die in Fig. 41 gezeigten.

Beispiel 20

Formkörper wurden hergestellt, indem anstelle von Ni-Pulver in Beispiel 15 Legierungspulver und reine Metallpulver, die in Tabelle 18 gezeigt sind, verwendet und vermischt wurden, so daß die Formkörper im Fall der Verwendung von Legierung 5 Volumen% Legierung oder im Fall der Verwendung von reinem Metall 5 Volumen% reines Metall enthielten, und aus diesen Formkörpern wurden in derselben Weise wie in Beispiel 15 je zwei Kolben-Vorformteile hergestellt wie in Tabelle 19 gezeigt. Durch Überprüfung der Struktur in einem Querschnitt des Verbundbereichs von einem von je zwei Kolben-Vorformteilen wurden die Arten der in der Matrix fein verteilten intermetallischen Verbindungen ermittelt. Die Ergebnisse der Überprüfung sind in Tabelle 19 gezeigt.
Aus den anderen der Kolben-Vorformteile wurden Kolben hergestellt, die dieselben Abmessungen wie der Kolben (2) in Beispiel 15 hatten, und die Kolben wurden nach demselben Verfahren und unter denselben Bedingungen wie in Beispiel 15 der Haltbarkeitsprüfung unterzogen. Als Ergebnis wurde erkannt, daß in der unteren Oberfläche der oberen Kolbenringnut dieser Kolben kein ungewöhnlicher Verschleiß wie z.B. Schmelzhaftüng auftrat und der Verschleißgrad ziemlich gering war.
Ferner wurden zusätzliche Versuche durchgeführt, indem der Volumenanteil und das Mischungsverhältnis der Pulver in den Formkörpern gegenüber denen in Tabelle 19 modifiziert wurden, um zu beobachten, ob Schmelzhaftung auftrat oder nicht, und es wurden die folgenden Schlüsse gezogen:
Wenn die folgenden zwei Bedingungen erfüllt sind, zeigt ein Kolben in der unteren Oberfläche der oberen Kolbenringnut eine ausgezeichnete Verschleißfestigkeit und eine ausgezeichnete Beständigkeit gegen Schmelzhaftung:
(1) Die Gesamtmenge der intermetallischen Verbindungen beträgt mehr als 10 Volumen%.
(2) Intermetallische Verbindungen, die aus Al und einem oder mehr als einem aus Fe, Co und Ni ausgewählten metallischen Element hergestellt sind, umfassen mehr als 50 % der gesamten intermetallischen Verbindungen.
Wenn die vorstehenden zwei Bedingungen erfüllt sind, werden auch in dem Fall dieselben guten Ergebnisse erzielt, daß zusätzlich zu Fe, Co und Ni als metallisches Element Cr, Mo, V, W, Nb oder Ta verwendet wird. Wenn zusätzlich zu den intermetallischen Verbindungen aus Al und einem oder mehr als einem aus Fe, Co und Ni ausgewählten metallischen Element irgendwelche anderen intermetallischen Verbindungen enthalten sind, werden gute Ergebnisse erzielt, wenn die intermetallischen Verbindungen, die aus Al und einem oder mehr als einem aus Fe, Co und Ni ausgewählten metallischen Element hergestellt sind, mehr als 10 Volumen% der gesamten intermetallischen Verbindungen umfassen.
Obwohl die vorliegende Erfindung unter Bezugnahme auf mehrere Ausführungsformen davon näher beschrieben worden ist, wird den Fachleuten klar sein, daß die vorliegende Erfindung nicht auf diese Ausführungsformen beschränkt ist und andere Ausführungsformen möglich sind, ohne daß der Geltungsbereich der Erfindung, der in den beigefügten Ansprüchen definiert ist, verlassen wird. Tabelle 1 VERBUNDWERKSTOFF VERSTÄRKUNGSMATERIAL MATRIX ART VOLUMENANTEIL GRUNDKOMPONENTE ZUSATZELEMENT INTERMETALLISCHE VERBINDUNG * Werkstoff, der außerhalb der beanspruchten Erfindung liegt Tabelle 2 VERBUNDWERKSTOFF VERSTÄRKUNGSMATERIAL MATRIX ART VOLUMENANTEIL GRUNDKOMPONENTE ZUSATZELEMENT INTERMETALLISCHE VERBINDUNG Tabelle 3 VERBUNDWERKSTOFF VERSTÄRKUNGSMATERIAL MATRIX ART VOLUMENANTEIL GRUNDKOMPONENTE ZUSATZELEMENT INTERMETALLISCHE VERBINDUNG Tabelle 4 VERBUNDWERKSTOFF VERSTÄRKUNGSMATERIAL MATRIX ART VOLUMENANTEIL GRUNDKOMPONENTE ZUSATZELEMENT INTERMETALLISCHE VERBINDUNG Tabelle 5 VERBUNDWERKSTOFF VERSTÄRKUNGSMATERIAL MATRIX ART VOLUMENANTEIL GRUNDKOMPONENTE ZUSATZELEMENT INTERMETALLISCHE VERBINDUNG Tabelle 6 VERBUNDWERKSTOFF VERSTÄRKUNGSMATERIAL MATRIX ART VOLUMENANTEIL GRUNDKOMPONENTE ZUSATZELEMENT INTERMETALLISCHE VERBINDUNG Tabelle 7 VERBUNDWERKSTOFF VERSTÄRKUNGSMATERIAL MATRIX ART VOLUMENANTEIL GRUNDKOMPONENTE ZUSATZELEMENT INTERMETALLISCHE VERBINDUNG Tabelle 8 VERBUNDWERKSTOFF VERSTÄRKUNGSMATERIAL ART ZUSAMMENSETZUNG Gußeisen-Kurzfasern Kaliumtitanat-Whiskers Geschnittene Glasfasern Nichtkristallines beta alpha MITTLERER FASERDURCHMESSER MITTLERE FASERLÄNGE HÄRTE Mikrometer Tabelle 9 PULVER INTERMETALLISCHE VERBINDUNG VOLUMENANTEIL DER INTERMETALLISCHEN VERBINDUNG FLÄCHENANTEIL DER SCHMELZHAFTUNGSSTELLE Tabelle 10 INTERMETALLISCHE VERBINDUNG VOLUMENANTEIL DER INTERMETALLISCHEN VERBINDUNG FLÄCHENANTEIL DER SCHMELZHAFTUNGSSTELLE Tabelle 11 Verbundwerkstoff Temperatur der geschmolzenen Matrix Anteil der nadelförmigen intermetallischen Verbindungen Tabelle 12 Temperatur der Form Breite der X-Struktur * Werkstoff, der außerhalb der beanspruchten Erfindung liegt Tabelle 13 Fasern Pulver Masseverhältnis Fasern/Pulver Kurzfasern Kohlenstoff-Kurzfasern Glasfasern Mineralfasern Kurzfasern aus nichtrostendem Stahl Gußeisen-Kurzfasern

Anmerkungen:

1) beta-SiC, mittlerer Faserdurchmesser: 10 Mikrometer, mittlere Faserlänge: 2 bis 3 mm, geschnittene Fasern
2) beta-Si&sub3;N&sub4;, mittlerer Faserdurchmesser: 0,2 bis 0,5 Mikrometer, mittlere Faserlänge: 100 Mikrometer
3) PAN-Typ, mittlerer Faserdurchmesser: 12 Mikrometer, mittlere Faserlänge: 3 mm, geschnittene Fasern
4) 47 % Al&sub2;O&sub3;, 53 % SiO&sub2;, Faserdurchmesser: 2 bis 3 Mikrometer, Faserlänge: 2 bis 3 mm
5) E-Glas, mittlerer Faserdurchmesser: 10 Mikrometer, mittlere Faserlänge: 5 mm, geschnittene Fasern
6) 40 % CaO, 10 % MgO, Rest SiO&sub2;, mittlerer Faserdurchmesser: 5 Mikrometer, mittlere Faserlänge: 2 bis 3 mm
7) mittlerer Faserdurchmesser: 20 Mikrometer, mittlere Faserlänge: 3 mm, geschnittene Fasern
8) mittlerer Faserdurchmesser: 30 Mikrometer, mittlere Faserlänge: 3 mm, geschnittene Fasern Tabelle 14 VERBUNDWERKSTOFF LAGE DER UNTEREN OBERFLÄCHE DER KOLBENRINGNUT VERSCHLEISSGRAD IN DER UNTEREN OBERFLÄCHE DER KOLBENRINGNUT (Mikrometer) VERSCHLEISSGRAD IN DER UNTEREN OBERFLÄCHE DES KOLBENRINGS (Mikrometer) AUFTRETEN VON SCHMELZHAFTUNG *...Festkleben des Kolbenrings trat auf 0...Schmelzhaftung trat nicht auf X...Schmelzhaftung trat auf Tabelle 15 VERBUNDWERKSTOFF LAGE DER UNTEREN OBERFLÄCHE DER KOLBENRINGNUT VERSCHLEISSGRAD IN DER UNTEREN OBERFLÄCHE DER KOLBENRINGNUT (Mikrometer) VERSCHLEISSGRAD IN DER UNTEREN OBERFLÄCHE DES KOLBENRINGS (Mikrometer) AUFTRETEN VON SCHMELZHAFTUNG 0...Schmelzhaftung trat nicht auf X...Schmelzhaftung trat auf Tabelle 16 VOLUMENANTEIL DER INTERMETALLISCHEN VERBINDUNG (%) VOLUMENANTEIL VON Ni-PULVER (%) Tabelle 17 VOLUMENANTEIL DER INTERMETALLISCHEN VERBINDUNG (%) ART DER INTERMETALLISCHEN VERBINDUNG 0...Schmelzhaftung trat nicht auf X...Schmelzhaftung trat auf +...Kolbenstegbereich blätterte ab Tabelle 18 ART DES PULVERS REINHEIT (%) MITTLERE TEILCHENGRÖSSE (Mikrometer) Tabelle 19 VERSTÄRKUNGSMATERIAL ERSTES PULVER ZWEITES PULVER ART VOLUMENANTEIL (%) Kurzfasern ERZEUGTE INTERMETALLISCHE VERBINDUNG

Claims

1. Verbundwerkstoff auf Basis von Aluminiumlegierung mit einer Matrix aus einer Aluminiumlegierung, die in geschmolzenem Zustand in ein Verstärkungsmaterial aus Kurzfasern, Whiskers oder Teilchen hineingepreßt worden ist, dadurch gekennzeichnet, daß ein Pulver aus mindestens einem metallischen Element, das aus einer Gruppe ausgewählt ist, die aus Fe, Ni, Co, Cr, Cu, Mn, Mo, V, W, Ta, Nb, Ti und Zr besteht, das im voraus mit dem Verstärkungsmaterial vermischt worden ist, mit der geschmolzenen Aluminiumlegierung zur Reaktion gebracht wird, um intermetallische Verbindungen in einer Menge von 5 bis 70 Volumen% zu erzeugen, die in dem Verstärkungsmaterial fein verteilt sind.

2. Verbundwerkstoff auf Basis von Aluminiumlegierung nach Anspruch 1, bei dem die Menge des Verstärkungsmaterials derart gewählt ist, daß sie 3 bis 30 Volumen% beträgt.

3. Verbundwerkstoff auf Basis von Aluminiumlegierung nach Anspruch 1, bei dem die Menge der intermetallischen Verbindungen in der Matrix derart gewählt ist, daß sie 10 bis 40 Volumen% beträgt.

4. Verbundwerkstoff auf Basis von Aluminiumlegierung nach Anspruch 1, bei dem der kürzeste Abstand zwischen den intermetallischen Verbindungen derart gewählt ist, daß er durchschnittlich 3 bis 100 × 10&supmin;&sup6; m beträgt.

5. Verbundwerkstoff auf Basis von Aluminiumlegierung nach Anspruch 1, bei dem der kürzeste Abstand zwischen den intermetallischen Verbindungen derart gewählt ist, daß er durchschnittlich 5 bis 50 × 10&supmin;&sup6; m beträgt.

6. Verbundwerkstoff auf Basis von Aluminiumlegierung nach Anspruch 1, bei dem die Härte der intermetallischen Verbindungen in Form der Vickers-Härte mehr als 300 beträgt und niedriger ist als die des Verstärkungsmaterials.

7. Verbundwerkstoff auf Basis von Aluminiumlegierung nach Anspruch 1, bei dem die intermetallischen Verbindungen die Form von Teilchen haben und die maximale Teilchengröße weniger als 50 × 10&supmin;&sup6; m beträgt.

8. Verbundwerkstoff auf Basis von Aluminiumlegierung nach Anspruch 1, bei dem die intermetallischen Verbindungen die Form von Teilchen haben und die maximale Teilchengröße weniger als 30 × 10&supmin;&sup6; m beträgt.

9. Verbundwerkstoff auf Basis von Aluminiumlegierung nach Anspruch 1, bei dem die intermetallischen Verbindungen die Form von Nadeln haben und ihre maximale Länge weniger als 100 × 10&supmin;&sup6; m beträgt.

10. Verbundwerkstoff auf Basis von Aluminiumlegierung nach Anspruch 1, bei dem die intermetallischen Verbindungen die Form von Nadeln haben und ihre maximale Länge weniger als 50 × 10&supmin;&sup6; m beträgt.

11. Gußteil auf Basis von Aluminiumlegierung, das einen Bereich aus einem Verbundwerkstoff einschließt, der einen Oberflächenbereich des Gußteils auf Basis von Aluminiumlegierung abgrenzt und eine Matrix aus einer Aluminiumlegierung umfaßt, die in geschmolzenem Zustand in ein Verstärkungsmaterial aus Kurzfasern oder Whiskers hineingepreßt worden ist, dadurch gekennzeichnet, daß ein Pulver aus mindestens einem metallischen Element, das aus einer Gruppe ausgewählt ist, die aus Fe, Ni, Co, Cr, Cu, Mn, Mo, V, W, Ta, Nb, Ti und Zr besteht, das im voraus mit dem Verstärkungsmaterial vermischt worden ist, mit der geschmolzenen Aluminiumlegierung zur Reaktion gebracht wird, um intermetallische Verbindungen in einer Menge von 5 bis 60 Volumen% zu erzeugen, die in dem Verstärkungsmaterial fein verteilt sind, und das Gußteil einen Oberflächenbereich zeigt, in dem der Flächenanteil in der Oberfläche solcher intermetallischen Verbindungen, die ein Verhältnis L/D haben, das größer als 3 ist, weniger als 30 % beträgt, wobei L und D die Länge bzw. die Breite jedes Elements aus intermetallischer Verbindung bedeuten.

12. Gußteil auf Basis von Aluminiumlegierung nach Anspruch 11, bei dem die Menge des Verstärkungsmaterials derart gewählt ist, daß sie 3 bis 50 Volumen% beträgt.

13. Gußteil auf Basis von Aluminiumlegierung nach Anspruch 11, bei dem der Flächenanteil in der Oberfläche solcher intermetallischen Verbindungen, die ein Verhältnis L/D haben, das größer als 3 ist, mehr als 20 % beträgt.

14. Gußteil auf Basis von Aluminiuinlegierung nach Anspruch 11, bei dem der kürzeste Abstand zwischen den intermetallischen Verbindungen derart gewählt ist, daß er durchschnittlich 3 bis 100 × 10&supmin;&sup6; in beträgt.

15. Gußteil auf Basis von Aluminiumlegierung nach Anspruch 11, bei dem der kürzeste Abstand zwischen den intermetallischen Verbindungen derart gewählt ist, daß er durchschnittlich 5 bis 50 × 10&supmin;&sup6; m beträgt.

16. Verbundwerkstoff auf Basis von Aluminiumlegierung nach Anspruch 11, bei dem die Härte der intermetallischen Verbindungen in Form der Vickers-Härte mehr als 300 beträgt und niedriger ist als die des Verstärkungsmaterials.

17. Verbundwerkstoff auf Basis von Aluininiumlegierung nach Anspruch 11, bei dem die intermetallischen Verbindungen die Form von Teilchen haben und der maximale Durchmesser weniger als 50 × 10&supmin;&sup6; in beträgt.

18. Verbundwerkstoff auf Basis von Aluminiumlegierung nach Anspruch 11, bei dem die intermetallischen Verbindungen die Form von Teilchen haben und der maximale Durchmesser weniger als 30 × 10&supmin;&sup6; in beträgt.

19. Verbundwerkstoff auf Basis von Aluininiumlegierung nach Anspruch 11, bei dem die intermetallischen Verbindungen die Form von Nadeln haben und die maximale Länge weniger als 100 × 10&supmin;&sup6; in beträgt.

20. Verbundwerkstoff auf Basis von Aluminiumlegierung nach Anspruch 11, bei dem die intermetallischen Verbindungen die Form von Nadeln haben und die maximale Länge weniger als 50 × 10&supmin;&sup6; in beträgt.

21. Kolben für einen Verbrennungsmotor, der aus einer faserverstärkten Aluminiumlegierung hergestellt ist, bei dein mindestens eine untere Oberfläche einer oberen Ringnut durch einen Verbundwerkstoff abgegrenzt ist, der eine Matrix aus einer Aluininiumlegierung umfaßt, die in geschmolzenem Zustand in ein Verstärkungsmaterial aus Kurzfasern oder Whiskers hineingepreßt worden ist, dadurch gekennzeichnet, daß ein Pulver aus mindestens einem metallischen Element, das aus einer Gruppe ausgewählt ist, die aus Fe, Ni, Co, Cr, Cu, Mn, Mo, V, W, Ta, Nb, Ti und Zr besteht, das im voraus mit dem Verstärkungsmaterial vermischt worden ist, mit der geschmolzenen Aluminiumlegierung zur Reaktion gebracht wird, um intermetallische Verbindungen in einer Menge von 10 bis 50 Volumen% zu erzeugen, die in dein Verstärkungsmaterial fein verteilt sind, wobei die Menge des Verstärkungsmaterials in dem Verbundwerkstoff mehr als 3 % seines Volumens beträgt, während die Gesamtmenge des Verstärkungsmaterials und der intermetallischen Verbindungen in dem Verbundwerkstoff weniger als 60 % Volumen% beträgt.

22. Kolben nach Anspruch 21, bei dem die Menge des Verstärkungsmaterials in dem Verbundwerkstoff nicht mehr als 40 % seines Volumens beträgt.

23. Kolben nach Anspruch 21, bei dem die Menge des Verstärkungsmaterials in dem Verbundwerkstoff nicht mehr als 30 % seines Volumens beträgt.

24. Kolben nach Anspruch 21, bei dem die Menge der intermetallischen Verbindungen, die aus Al und einem oder mehr als einem aus Fe, Co und Ni ausgewählten metallischen Element hergestellt sind, mehr als 50 Volumen% der intermetallischen Verbindungen und mehr als 10 Volumen% des Verbundwerkstoffs beträgt.

25. Kolben nach Anspruch 21, bei dem der kürzeste Abstand zwischen den intermetallischen Verbindungen derart gewählt ist, daß er durchschnittlich 3 bis 100 × 10&supmin;&sup6; m beträgt.

26. Kolben nach Anspruch 21, bei dem der kürzeste Abstand zwischen den intermetallischen Verbindungen derart gewählt ist, daß er durchschnittlich 5 bis 50 × 10&supmin;&sup6; m beträgt.

27. Kolben nach Anspruch 21, bei dein die intermetallischen Verbindungen die Form von Teilchen haben und die maximale Teilchengröße weniger als 50 × 10&supmin;&sup6; m beträgt.

28. Kolben nach Anspruch 21, bei dem die intermetallischen Verbindungen die Form von Teilchen haben und die maximale Teilchengröße weniger als 30 × 10&supmin;&sup6; m beträgt.

29. Kolben nach Anspruch 21, bei dem die intermetallischen Verbindungen die Form von Nadeln haben und ihre maximale Länge weniger als 100 × 10&supmin;&sup6; in beträgt.

30. Kolben nach Anspruch 21, bei dem die intermetallischen Verbindungen die Form von Nadeln haben und ihre maximale Länge weniger als 50 × 10&supmin;&sup6; in beträgt.