DE3725495C2

DE3725495C2 -

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Publication number: DE3725495C2
Application number: DE19873725495
Authority: DE
Priority date: 1986-07-31
Filing date: 1987-07-31
Publication date: 1993-03-18
Also published as: GB8718149D0; GB2193786B; US4817578A; DE3725495A1; GB2193786A; FR2602272B1; CA1328385C; FR2602272A1

Description

Die Erfindung betrifft eine Gleitwerkstoff-Ausbildung zur Verwendung in einer Brennkraftmaschine nach dem Oberbegriff des Patentanspruchs 1.

Eine Gleitwerkstoff-Ausbildung der genannten Art ist in der nachveröffentlichten DE 36 31 096 A1 mit älterem Zeitrang vorgeschlagen. Bei dieser vorgeschlagenen Ausbildung ist ein α- Grad so spezifiziert, daß eine hohe Festigkeit und eine gute Gleitcharakteristik gegeben ist.

Aus der EP 01 88 704 A ist eine Gleitwerkstoff-Ausbildung zur Verwendung für wenigstens zwei in einem Kompressor oder einer Maschine relativ zueinander bewegbare Teile, die über an ihnen befindlichen Gleitflächen miteinander in Gleitkontakt stehen, bekannt, bei welcher ein Teil aus einem keramikfaserverstärkten Gleitwerkstoff besteht, bei welchem der thermische Ausdehnungskoeffizient durch Kombination von Aluminiumoxidfasern oder Aluminiumoxid-Siliziumoxidfasern mit einer mit primärem Kristallsilizium als harte Partikeln angereicherten hypereutektischen Aluminium-Silizium-Legierung herabgesetzt ist.

Aus der EP 01 06 108 A1 ist es bekannt, Kohlenstoff- und Aluminiumoxidfasern gemeinsam zum Verstärken von Kraftfahrzeugteilen aus Al-Si-Legierungen heranzuziehen.

Aufgabe der Erfindung ist es, eine Gleitwerkstoff-Ausbildung der eingangs genannten Art anzugeben, bei welcher der Verschleiß des Gleitwerkstoffes gemindert ist.

Diese Aufgabe wird durch die im kennzeichnenden Teil des Patentanspruchs 1 angegebenen Merkmale gelöst.

Bevorzugte und vorteilhafte Ausgestaltungen der erfindungsgemäßen Gleitwerkstoff-Ausbildung gehen aus den Unteransprüchen hervor.

Die Erfindung wird in der nachfolgenden Beschreibung anhand der Figuren beispielhaft näher erläutert. Es zeigt

Fig. 1 einen längs der Linie I-I in Fig. 3 genommenen Schnitt durch eine Brennkraftmaschine, bei welcher die Erfindung angewendet ist,

Fig. 2 eine perspektivische Darstellung des Zylinderblocks der Brennkraftmaschine nach Fig. 1,

Fig. 3 eine Draufsicht auf den Zylinderblock,

Fig. 4 einen längs der Linie IV-IV in Fig. 3 genommenen Schnitt,

Fig. 5 einen längs der Linie V-V in Fig. 4 genommenen Schnitt,

Fig. 6 eine perspektivische Darstellung eines Faserformteils,

Fig. 7 eine grafische Darstellung, welche die Beziehung zwischen dem Volumenprozentgehalt einer Kohlenstoffaser und dem Verformungswiderstand des faserverstärkten Abschnitts zeigt,

Fig. 8 eine grafische Darstellung, welche die Beziehung zwischen dem mittleren Längen/Durchmesserverhältnis der Kohlenstoffaser und dem Verformungswiderstand des faserverstärkten Abschnitts eines ersten Beispiels zeigt,

Fig. 9 eine grafische Darstellung, welche die Beziehung zwischen dem Elastizitätsmodul der Kohlenstoffaser und dem Verformungswiderstand des faserverstärkten Abschnitts des ersten Beispiels nach Fig. 8 zeigt,

Fig. 10 eine grafische Darstellung, welche die Beziehung zwischen dem mittleren Längen/Durchmesserverhältnis der Kohlenstoffaser und der Verschleißmenge des faserverstärkten Abschnitts des ersten Beispiels nach den Fig. 8 und 9 zeigt,

Fig. 11 eine grafische Darstellung, welche die Beziehung der für eine Gußoperation erforderlichen Zeit und der Druckkraft auf das geschmolzene Metall zeigt,

Fig. 12 eine Mikrofotografie, welche die metallografische Struktur des faserverstärkten Abschnitts und des einzelnen Leichtmetallabschnitts zeigt,

Fig. 13 eine grafische Darstellung, welche die Beziehung zwischen dem Gehalt an Metallperlen mit Partikelgrößen von 150 µm und mehr und dem Verformungswiderstand des faserverstärkten Abschnitts zeigt,

Fig. 14 eine grafische Darstellung, welche die Beziehung zwischen dem Gehalt an Perlen mit Partikelgrößen von 150 µm oder mehr und den größenkritischen Oberflächendruck des faserverstärkten Abschnitts zeigt,

Fig. 15A eine grafische Darstellung, welche die Beziehung zwischen dem Gehalt an Perlen mit Partikelgrößen von weniger als 150 µm und dem größenkritischen Oberflächendruck des faserverstärkten Abschnitts zeigt,

Fig. 15B eine grafische Darstellung, welche die Beziehung zwischen einem Vergleich der durchschnittlichen oder mittleren Partikelgröße der Perlen mit dem durchschnittlichen oder mittleren Durchmesser der Faser auf Aluminiumoxidbasis und dem Verformungswiderstand des faserverstärkten Abschnitts zeigt,

Fig. 16 eine grafische Darstellung, welche die Beziehung zwischen dem Gesamtgehalt der Perlen und dem Verformungswiderstand des faserverstärkten Abschnitts zeigt,

Fig. 17 eine grafische Darstellung, welche die Beziehung zwischen dem Gehalt an Siliziumoxid und dem Verformungswiderstand des faserverstärkten Abschnitts zeigt,

Fig. 18 eine grafische Darstellung, welche die Beziehung zwischen dem α-Grad von α-Aluminiumoxid und der Druck- oder Zugfestigkeit des faserverstärkten Abschnitts zeigt,

Fig. 19 eine grafische Darstellung, welche die Beziehung zwischen der Oberflächenrauhigkeit einer Spitze und einer Scheibe und dem auf die Spitze wirkenden Oberflächendruck zeigt,

Fig. 20 eine grafische Darstellung, welche die Beziehung zwischen dem Faservolumenanteil der Faser auf Aluminiumoxidbasis und dem auf die Spitze wirkenden Oberflächendruck zeigt,

Fig. 21 eine grafische Darstellung der Beziehung zwischen dem Volumenanteil der Faser auf Aluminiumoxidbasis und den Verschleißmengen der Spitze und der Scheibe,

Fig. 22 eine grafische Darstellung, welche die Beziehung zwischen dem mittleren Längen/Durchmesserverhältnis der Faser auf Aluminiumoxidbasis und dem Verformungswiderstand des faserverstärkten Abschnitts zeigt,

Fig. 23 eine grafische Darstellung, welche die Beziehung zwischen dem α-Grad von α-Aluminiumoxid und dem Verformungswiderstand des faserverstärkten Abschnitts zeigt,

Fig. 24 eine grafische Darstellung, welche die Beziehung zwischen dem Si-Gehalt der Aluminiumlegierung und der Verschleißmenge der Aluminiumlegierung zeigt,

Fig. 25 einen Längsschnitt durch einen Kolben,

Fig. 26 den Teil des Kolbens im Kreis XXVI in Fig. 25 in vergrößerter Darstellung,

Fig. 27A eine grafische Darstellung, welche die Beziehung zwischen der Härte der eisenplattierten Schicht und dem darauf wirkenden Oberflächendruck zeigt,

Fig. 27B eine grafische Darstellung, welche die Ergebnisse eines Gleittests von der Art Spitze-auf-Scheibe zeigt,

Fig. 28 eine Draufsicht auf einen Kolbenring,

Fig. 29 eine perspektivische Darstellung des Kolbenrings,

Fig. 30 eine grafische Darstellung, welche die Beziehung zwischen der Karbonatflächen einnehmenden Rate und den Verschleißmengen des faserverstärkten Abschnitts und des Kolbenrings zeigt,

Fig. 31 eine grafische Darstellung, welche die Beziehung zwischen einer Kombination aus verschiedenen Prüfstücken und dem Oberflächendruck zeigt,

Fig. 32 eine grafische Darstellung, welche die Beziehung zwischen der Gleitdistanz und den Verschleißmengen an den Prüfstücken zeigt,

Fig. 33 eine perspektivische Darstellung eines Kolbenrings,

Fig. 34 einen längs der Linie XXXIV-XXXIV in Fig. 33 genommenen Schnitt in vergrößerter Darstellung,

Fig. 35 eine grafische Darstellung, welche die Charakteristiken für reibungsbedingtes Festsetzen zeigt,

Fig. 36 eine grafische Darstellung, welche die Beziehung zwischen der Gleitdistanz und Größen des Spitzen- und Scheibenverschleißes zeigt,

Fig. 37 eine grafische Darstellung, die eine Charakteristik für reibungsbedingtes Festsetzen zeigt, und

Fig. 38 eine grafische Darstellung, welche die Beziehung zwischen der Gleitdistanz und Größen des Spitzen- und Scheibenverschleißes zeigt.

Die Fig. 1 zeigt eine Brennkraftmaschine E mit einem Zylinderblock 1 vom Zwillings- oder Verbundtyp, der aus einer Aluminiumlegierung gegossen ist, mit einem an dem Zylinderblock 1 befestigten Zylinderkopf 2 mit einem in einer Zylinderbohrung 3 im Zylinderblock 1 gleitenden Kolben 4, mit einem ersten und zweiten Verdichtungsring 6₁ und 6₂, die in einer ersten und zweiten Verdichtungsringnut 5₁ bzw. 5₂ im Kolben 4 angeordnet sind, und mit einem Ölabstreifring 6₃, der in einer Ölringnut 5₃ im Kolben 4 angeordnet ist. Der erste und zweite Verdichtungsring 6₁ und 6₂ und der Ölabstreifring 6₃ bilden eine Kolbenringanordnung.

Nach den Fig. 1 bis 5 umfaßt der Zylinderblock 1 einen Zylindermantel 7, der aus mehreren miteinander verbundenen Zylindermantelabschnitten, beispielsweise den Abschnitten 7₁ bis 7₄ für eine Vierzylindermaschine bestehen und von denen jeder eine Zylinderbohrung aufweist, eine den Zylindermantel 7 vom Verbundtyp umgebende äußere Zylinderblockwand 8 und ein Kurbelgehäuse 9, das mit der äußeren Zylinderblockwand 8 verbunden ist. Zwischen dem Zylindermantel 7 vom Verbundtyp und der äußeren Zylinderblockwand 8 ist ein Wassermantel 10 ausgebildet. Am oberen Ende des Wassermantels 10 sind nahe bei der Anschlußfläche für den Zylinderkopf 2 der Zylindermantel 7 vom Verbundtyp und die äußere Zylinderblockwand 8 durch mehrere verstärkende Deckabschnitte 11 teilweise miteinander verbunden. Die offenen Abschnitte zwischen benachbarten verstärkenden Deckabschnitten 11 wirken als Kühlmittelkommunikationsöffnungen 12 zum Zylinderkopf 2. Auf diese Weise ist der Zylinderblock 1 als ein Block vom sog. geschlossenen Decktyp konstruiert.

Jeder Zylindermantelabschnitt 7₁ bis 7₄ umfaßt einen zylindrischen, faserverstärkten Abschnitt C, der eine Zylinderbohrungswand 3 oder einen peripheren Abschnitt der Wand 3 faserverstärkt, und einen aus einer Aluminiumlegierung gefertigten zylindrischen Abschnitt, welcher einen äußeren Umfang des zylindrischen faserverstärkten Abschnitts längs umgibt. Der faserverstärkte Abschnitt C besteht aus einem zylindrischen Fasergußteil bzw. -formteil F (Fig. 6), das aus einer Mischung aus einer Faser Fa auf Aluminiumoxidbasis und einer Kohlenstoffaser Fc als verstärkende Fasern und aus einer in das Faserformteil F gefüllten Aluminiumlegierungsmatrix besteht.

In dem Faserformteil F ist ein Verhältnis der mittleren Länge der Kohlenstoffaser Fc zur mittleren Länge der Faser Fa auf Aluminiumoxidbasis auf einen Bereich von 0,5 bis 2,0, vorzugsweise von 0,5 bis 1,5 eingestellt und ein mittleres Verhältnis zwischen Länge und Durchmesser l/d ist auf einen Bereich von 10 bis 100 eingestellt, wobei l die Länge und d den Durchmesser dieser Faser bedeuten.

Die Verwendung der Faser Fc zusammen mit der Faser Fa ist für die Erzeugung einer Verbesserung der Gleiteigenschaften des faserverstärkten Abschnitts C aufgrund der Schmierungseigenschaften der Faser Fc wirksam. In diesem Zusammenhang sei darauf hingewiesen, daß beide Typen Fasern gleichmäßig in der Leichtmetallmatrix verteilt sind. Dazu wird ein Verhältnis der mittleren Längen beider Fasern Fa und Fc auf einen Bereich von 0,5 bis 2,0, vorzugsweise von 0,5 bis 1,5, insbesondere auf 1, eingestellt. Wenn alle Fasern von einheitlichem Durchmesser sind, kann ein Faserformteil hergestellt werden, bei dem beide Fasertypen gleichmäßig gemischt sind. Zu diesem Zweck ist der bevorzugte Bereich für das Verhältnis zwischen dem maximalen Faserdurchmesser zum minimalen Faserdurchmesser 10 oder weniger.

Um eine Verminderung der Festigkeit des Materials zu verhindern, wenn die Faser Fc gemeinschaftlich verwendet wird, wird, wie oben beschrieben, das mittlere Verhältnis zwischen Länge und Durchmesser vorzugsweise auf einen Bereich von 10 bis 100 eingestellt. Wenn in diesem Fall das Verhältnis zwischen Länge und Durchmesser kleiner als 10 ist, wird die Festigkeit der Zwischenverbindung zwischen der Leichtmetallmatrix und der Faser Fc kleiner und dies bewirkt nicht nur einen beschleunigten Verschleiß aufgrund eines Ausfalls der Faser Fc aus der Leichtmetallmatrix, sondern es wird auch keine verstärkende Festigkeit erzeugt. Wenn andererseits das mittlere Verhältnis zwischen Länge und Durchmesser 100 überschreitet, kann die Faser Fc nicht gleichmäßig verteilt werden und dies hat nicht nur eine große Aussparungswirkung zur Folge, die eine Festigkeitsverminderung mit sich bringt.

Wenn eine Faser Fc verwendet wird, wird die Schmierfähigkeit um so mehr verbessert und der Elastizitätsmodul um so mehr erhöht, je mehr Prozent Graphitbildung in der Faser vorhanden ist. Während des Gießens besteht jedoch der Nachteil, daß nicht nur die Benetzungseigenschaften der Leichtmetallmatrix vermindert werden, sondern auch die Prozentlängenänderung erniedrigt wird, und die Faser Fc kann beim Verbundprozeß leicht gebrochen werden, was eine Verminderung der Festigkeit des faserverstärkten Abschnitts C zur Folge hat. Außerdem ist ein weniger fester Artikel einer teerartigen Faser Fc in bezug auf die Zwischenflächenfestigkeit geringwertiger und kann keinen faserverstärkten Abschnitt C bilden, der die erforderliche Festigkeit hat.

Die geeignetsten Fasern Fc haben einen Elastizitätsmodul von 1,779·10⁵ bis 2,369·10⁵ N/mm² und die Verwendung solcher Fasern Fc ermöglichen es, einen faserverstärkten Abschnitt C zu erzeugen, der die erforderliche Festigkeit hat.

Die geeignetsten Fasern Fa und Fc haben auch einen mittleren Durchmesser von 6 bis 8 µm und eine mittlere Länge von 100 bis 200 µm. Vorzugsweise wird in diesem Fall der Gehalt an Faser Fc mit einer Länge von 20 µm oder weniger auf 15 Gew.-% oder weniger und der Gehalt an Fasern Fc mit einer Länge von 300 µm oder mehr auf 9 Gew.-% oder weniger eingestellt.

Verwendbare Fasern Fc auf Aluminiumoxidbasis enthalten Aluminiumoxidfasern, Aluminiumoxid-Siliziumoxid-Fasern usw., weil sie Verbesserungen in der Festigkeit des faserverstärkten Abschnitts, der Ritzhärte, des reibungsbedingten Festsetzens, des Verschleißwiderstandes und dgl. bringen. Einige solcher Fasern Fa sind beispielsweise Saffil, das von ICI kommerziell erhältlich ist, oder Fiber FP, das von E. I. Dupont de Nemour & Co. erhältlich ist.

Der Faservolumenanteil Vf oder der Volumenprozentgehalt der Faser Fa ist auf einen Bereich von 8 bis 20% eingestellt, während der Anteil Vf der Fasern Fc auf einen Bereich von 0,3 bis 15% eingestellt ist.

Wenn der Faservolumenanteil der Faser Fc wie oben definiert eingestellt wird, können die Gleiteigenschaften verbessert werden.

Wenn jedoch der Faservolumenanteil der Faser Fc weniger als 0,3% beträgt, kann der oben erwähnte, auf der Schmierfähigkeit der Faser Fc beruhende Effekt nicht erhalten werden. Wenn andererseits der Faservolumenanteil der Faser Fc 15% überschreitet, wird der totale Faservolumenanteil in Bezug auf die Faser Fa erhöht, und die Verwendung einer Mischung aus diesen Fasern Fa und Fc zur Erzeugung eines Faserformteils führt zu einem erniedrigten Formbeibehaltungsvermögen des resultierenden Faserformteils F und zu einem erniedrigten Verformungswiderstand des resultierenden faserverstärkten Abschnitts C, wie es aus der Fig. 7 hervorgeht.

In dieser Fig. 7 zeigt eine Linie A₁₂ eine Variation des Verformungswiderstandes an, wobei der Faservolumenprozentgehalt der Faser Fa auf 12% eingestellt ist, und eine Linie A₉ zeigt eine Variation des Verformungswiderstandes, wobei der Faservolumenprozentgehalt der Faser Fa auf 9% eingestellt ist.

Da die Faser Fc Schmierfähigkeit hat, kann die Ritzeigenschaft nicht beeinträchtigt werden, selbst wenn sie aus der Leichtmetallmatrix fällt.

Beispiel I

Es wurden eine Faser Fa mit einem α-Grad (Gewichtsprozent des α-Aluminiumoxids bezüglich des gesamten Aluminiumoxids) von 33% und mehrere Fasern Fc mit einem mittleren Durchmesser von 7 µm und verschiedenen mittleren Verhältnissen zwischen Länge und Durchmesser und Elastizitätsmodulen präpariert.

Die Faserformteile wurden unter Verwendung verschiedener Fasern Fc derart gegossen bzw. geformt, daß ein Faservolumenanteil von 12% für die Faser Fa und ein Faservolumenanteil von 9% für die Faser Fc vorhanden war.

Die einzelnen Faserformteile und eine Aluminiumlegierung (JIS ADC 12) wurden zur Erzeugung mehrerer zusammengesetzter Teile verwendet, von denen jedes einem faserverstärkten Abschnitt C in einem Druckgußverfahren zugeordnet war. Die verwendeten Gußbedingungen bestanden in einer Vorheiztemperatur von 200°C für das Faserformteil, einer Gußtemperatur von 730°C und einem Gußdruck von 200·9,81 bis 300·9,81 N/cm².

Aus dem resultierenden Verbundteil wurde ein Prüfstück geschnitten, und dieses Stück wurde einem Verformungstest zum Prüfen des Einflusses des mittleren Verhältnisses zwischen Länge und Durchmesser und des Elastizitätsmoduls der Faser Fc auf den Verformungswiderstand des Verbundteils unterworfen. Die Ergebnisse sind in den Fig. 8 und 9 gezeigt.

Außerdem wurde aus dem Verbundteil ein Prüfstück geschnitten und ein Gleittest nach der Art Spitze-auf-Scheibe ausgeführt, bei dem das Prüfstück auf eine rotierende Platte gelegt wird, um den Einfluß des mittleren Verhältnisses zwischen Länge und Durchmesser auf den Verschleiß des Verbundteils zu prüfen. Die Ergebnisse sind in der Fig. 10 gezeigt.

Die Testbedingungen waren so, daß die Rotationsgeschwindigkeit der Scheibe 2,5 m/s, die Druckkraft auf das Prüfstück 20·9,81 N/cm², die Gleitdistanz 9000 m und die Menge zugeführten Schmiermittels 2 bis 3 ml/min betrugen.

Nach Fig. 8 nimmt der Verformungswiderstand des zusammengesetzten Stücks ab, wenn das Verhältnis zwischen Länge und Durchmesser zu klein oder zu groß ist und deshalb wird dieses Verhältnis vorzugsweise in den Bereich von 10 bis 100 gelegt.

Nach Fig. 9 bewirkt die Verwendung einer Faser Fc mit einem großen Elastizitätsmodul und einer erhöhten Graphitbildung eine Abnahme des Verformungswiderstandes des zusammengesetzten Teils, und ein geeigneter Bereich für den Elastizitätsmodul ist der Bereich von 1,779·10⁵ bis 2,669·10⁵N/mm².

Aus der Fig. 10 ist zu entnehmen, daß der Verschleiß des Verbundteils zur Zunahme tendiert, wenn das Verhältnis zwischen Länge und Durchmesser der Faser Fc zunimmt.

Beispiel II

Im allgemeinen wird eine Silizium-Aluminiumlegierung mit einer hypereutektischen Struktur verwendet.

Die Silizium-Aluminiumlegierung mit einer hypereutektischen Struktur enthält jedoch primäres Kristallsilizium mit großer schieferartiger Plattenstruktur und einem eutektischen Kristall α + Si, und folglich verursacht die Verwendung einer solchen Aluminiumlegierung das Problem, daß, obwohl eine Verbesserung der Festigkeit des resultierenden faserverstärkten Abschnitts gegeben ist, der aus der Aluminiumlegierung allein gefertigte Abschnitt eine vergrößerte Härte aufweist, woraus eine geringere maschinelle Bearbeitbarkeit resultiert. Die in diesem Beispiel II verwendete Aluminiumlegierung ist eine Aluminiumlegierung mit hypereutektischer Struktur, die nur 1,65 bis 14 Gew.-% Si enthält.

Ein wie oben beschriebener Zylinderblock wurde mit Hilfe folgender Verfahrensschritte hergestellt: Es wurde ein zylindrisches Faserformteil F mit einem Faservolumenanteil Vf von 12% für eine Faser Fa und 9% für eine Faser Fc erzeugt, es wurde die Gußform auf 200 bis 300°C vorgeheizt, es wurde das Faserformteil F auf 100 bis 400°C vorgeheizt, um es in der Form zu plazieren, es wurde geschmolzenes Aluminiumlegierungsmetall in die Form innerhalb einer in Fig. 11 gezeigten Zeit t gegossen, es wurde das geschmolzene Metall für eine in Fig. 11 gezeigte Zeit t, beispielsweise 2 bis 10 Sekunden lang, stehengelassen, um in einen Gußzustand zu erstarren, bei dem ein Druck von 10·9,81 bis 300·9,81 N/cm² auf das geschmolzene Metall ausgeübt wurde, um es in das Faserformteil F zu drücken. Danach wurde der resultierende Zylinderblock einer Wärmebehandlung, beispielsweise einer T6-Behandlung unterworfen, wie es erforderlich ist.

Nachdem das geschmolzene Metall, bevor es unter Druck gesetzt wurde, die beschriebene vorbestimmte Zeitperiode lang stehengelassen wurde, schlugen sich während dieser vorbestimmten Zeit primäre α-Kristalle in einem Einfachmaterialabschnitt M nieder, die eine kleine Menge Si enthielten. Wenn dann das geschmolzene Metall unter Druck gesetzt wurde, wurde das geschmolzene Metall mit einem relativ erhöhten Si-Gehalt in das Faserformteil F gedrückt. Deshalb nimmt die in Gewichtsprozent ausgedrückte Menge des anfänglichen kristallinen Si in dem faserverstärkten Abschnitt C zu und ein Verhältnis R der Menge primären kristallinen Siliziums in beiden Abschnitten C und M wurde in einem Bereich von 1 < R < 4 vorzugsweise von 1,2 bis 2,0 kontrolliert.

Die Fig. 12 ist eine Mikrofotographie von 200facher Vergrößerung, welche den Einfachmaterialabschnitt M zeigt, wobei S das primäre Kristallsilizium und Am die Aluminiumlegierungsmatrix andeutet.

Nach Fig. 12 ist die Menge des primären Kristallsiliziums in dem faserverstärkten Abschnitt C größer und sein Gehalt beträgt 12 Gew.-% in diesem faserverstärkten Abschnitt C, wobei die Faser Fa und die Faser Fc ausgeschlossen sind. Andererseits ist die Menge primären Kristallsiliziums in dem Einfachmaterialabschnitt M kleiner und ihr Gehalt beträgt 8,5 Gew.-% in dem Einfachmaterialabschnitt M. Demgemäß ist das Verhältnis R der Mengen der primären Kristalle in beiden Abschnitten gleich 1,4 bis 1.

Da wie oben beschrieben, die Menge des primären Kristallsiliziums in dem faserverstärkten Abschnitt C größer ist, ist die Festigkeit dieses Abschnitts erhöht und die Gleiteigenschaft ist ebenfalls verbessert. Da andererseits die Menge des primären Kristallsiliziums in dem Einfachmaterialabschnitt kleiner ist, ist die Hälfte dieses Abschnitts vermindert, was zu einer befriedigenden Schneidbearbeitbarkeit führt.

Es sei darauf hingewiesen, daß bei einem Verhältnis der Mengen der primären Kristalle in beiden Abschnitten von kleiner als 1 eine Verbesserung der Festigkeit des faserverstärkten Abschnitts C nicht zufriedenstellend erreicht werden kann, wenn eine Aluminiumlegierung mit einem niedrigeren Si-Gehalt verwendet wird. Wenn andererseits dieses Verhältnis 4 übersteigt, wird eine Abnahme der Festigkeit des Einfachmaterialabschnitts M verursacht, wenn eine Aluminiumlegierung mit einem niedrigeren Si-Gehalt verwendet wird. Wenn zudem eine Aluminiumlegierung mit einem höheren Si-Gehalt verwendet wird, hat eine Steuerung dieses Verhältnisses auf über 4 eine Abnahme der Temperatur des geschmolzenen Metalls während des Gusses zur Folge, wodurch die Festigkeit der Aluminiumlegierung in dem faserverstärkten Abschnitt C verschlechtert wird.

Die mittlere Partikelgröße des primären Kristallsiliziums liegt im mittleren Durchmesser der Faser auf Aluminiumoxidbasis. Eine solche Kontrolle wird ausgeführt, indem nur die Temperatur zum Vorheizen des faserverstärkten Abschnitts eingestellt wird, um die Geschwindigkeit und die Zeit der Verfestigung des geschmolzenen Metalls in dem Faserformteil und dessen Umgebung einzustellen.

Wenn die mittlere Partikelgröße des primären Kristallsiliziums spezifiziert ist, kann das primäre Kristallsilizium klein sein, wodurch eine Verbesserung der Festigkeit des faserverstärkten Abschnitts erzeugt wird und der Abtrag des primären Kristallsiliziums zur Verbesserung der Gleiteigenschaft extrem gehemmt wird. Wenn die mittlere Partikelgröße des primären Kristallsiliziums den genannten mittleren Durchmesser überschreitet, wird der Abtrag des primären Kristallsiliziums vergrößert und folglich beschleunigt der Verlust primären Kristallsiliziums den Verschleiß des eingepaßten Kolbens 4 und der Kolbenringe 6₁ bis 6₃.

Zur Einstellung der Mengen des primären Kristallsiliziums in beiden Abschnitten C und M bei dem oben beschriebenen Gußprozeß wird, wie oben beschrieben, eine Aluminiumlegierung mit hypereutektischer Struktur vorgezogen, die 1,65 bis 14 Gew.-% Si enthält. Wenn der Siliziumgehalt kleiner als 1,65 Gew.-% ist, ist es unmöglich, eine Verbesserung der Festigkeit des primären Kristalls in dem faserverstärkten Abschnitt vorwegzunehmen oder vorauszusehen. Wenn andererseits der Siliziumgehalt 14 Gew.-% überschreitet, zeigt sich eine Tendenz zur Erzeugung eines Einfachmaterialabschnitts M mit einer hypereutektischen Zusammensetzung, so daß leicht ein voluminöser primärer Siliziumkristall auskristallisiert. Dies bewirkt eine Abnahme der Festigkeit und eine Verschlechterung der Bearbeitbarkeit durch Schneiden des Einfachmaterialabschnitts.

Aus Produktionsgründen sind beispielsweise Perlen in einer Faser Fa enthalten, und die Festigkeit, Gleiteigenschaft und dgl. des resultierenden faserverstärkten Abschnitts C werden durch Partikelgröße und Gehalt der Perlen geregelt.

Die Wirkung auf die Festigkeit des faserverstärkten Abschnitts C nicht nur durch Perlen mit einer mittleren Partikelgröße von 150 µm und mehr, sondern auch durch Perlen mit einer mittleren Partikelgröße von weniger als 150 µm sowie die Beziehung zwischen der mittleren Partikelgröße von Perlen und dem mittleren Faserdurchmesser wurden analysiert.

Die Fig. 13 stellt eine Beziehung zwischen dem Gehalt von Perlen mit einer mittleren Partikelgröße von 150 µm und mehr und dem Verformungswiderstand eines dem faserverstärkten Abschnitt C entsprechenden Prüfstück dar, und die Fig. 14 stellt eine Beziehung zwischen der Menge der Perlen und dem Oberflächendruck bei einer Grenze für reibungsbedingtes Festsetzen an einem Prüfstück dar, welches dem faserverstärkten Abschnitt C entspricht. In diesen Figuren gibt eine Linie a₁ eine Beziehung an, bei der von einer Mischung aus einer Faser Fa mit einem Faservolumenanteil von 12% und eine Faser Fc mit einem Faservolumenanteil von 9% Gebrauch gemacht ist, und eine Linie b₁ gibt eine Beziehung an, bei welcher nur eine Faser Fa mit einem Faservolumenanteil von 12% verwendet ist. Bei der Faser Fa ist der Gehalt an Siliziumoxid 4 Gew.-% und der α-Grad des Aluminiumoxids beträgt 30 bis 40%.

Nach den Fig. 13 und 14 ist es bei einem Gehalt an Perlen von 2,5 Gew.-% oder weniger möglich, einen faserverstärkten Abschnitt zu erzeugen, der eine ausreichende Festigkeit und Gleiteigenschaft hat.

Die Fig. 15A stellt eine kritische Charakteristik für reibungsbedingtes Festsetzen bei einem schmiermittelfreien Zustand eines Prüfstücks dar, welches einem faserverstärktem Abschnitt C entspricht und bei welchem eine mittlere Partikelgröße der Perlen auf 150 µm und weniger in einer Faser Fa mit einem mittleren Durchmesser von 3,0 µm eingestellt ist. In der Fig. 15A deutet eine Linie a₁ eine kritische Charakteristik für reibungsbedingtes Festsetzen an, bei welcher eine Mischung aus Fasern mit denselben Faservolumenanteilen wie oben beschrieben verwendet ist, und eine Linie b₁ deutet eine kritische Charakteristik für reibungsbedingtes Festsetzen an, bei welcher nur eine Faser auf Aluminiumoxidbasis mit demselben Faservolumenanteil wie oben beschrieben verwendet ist. Wie durch die Linien a₁ und b₁ angedeutet, ist, wenn der Gehalt an Perlen mit einer mittleren Partikelgröße von 150 µm und weniger kleiner als 4 Gew.-%, basierend auf der die Perlen enthaltenden Faser Fa ist, der Oberflächendruck an der Grenze für reibungsbedingtes Festsetzen höher und folglich hat der resultierende faserverstärkte Abschnitt eine zufriedenstellende Brauchbarkeit zur Bildung eines Abschnitts um die Zylinderbohrung 3. Es ist zu ersehen, daß die durch die Linie a₁ angedeutete, kritische Charakteristik für reibungsbedingtes Festsetzen mit der kombinierten Verwendung der Fasern Fc mit einer Schmierfähigkeit im Vergleich zu der durch die Linie b₁ angedeuteten Charakteristik ohne Fasern Fc erhöht ist. Außerdem üben in Bezug auf die Beziehung zwischen der mittleren Partikelgröße der Perlen und dem mittleren Durchmesser der Faser Fa die Perlen mit einer mittleren Partikelgröße vom 50fachen des mittleren Durchmessers der Faser Fa einen Einfluß auf die Festigkeit des faserverstärkten Abschnitts C aus, die von ihrem Gehalt abhängt.

Die Fig. 15B stellt die Beziehung zwischen einem Vergleich der mittleren Partikelgröße der Perlen mit einem mittleren Durchmesser (3 µm) der Faser Fa und dem Verformungswiderstand eines dem faserverstärkten Abschnitt C entsprechenden Prüfstücks dar, wobei von der Mischung aus den Fasern mit denselben Volumenanteilen wie oben beschrieben Gebrauch gemacht ist. Aus der Fig. 15B ist zu ersehen, daß bei einer Zunahme der Partikelgröße der Perlen auf einem Niveau über dem 50fachen des mittleren Durchmessers der Faser Fa der Verformungswiderstand des Prüfstücks schnell abnimmt. Auch in diesem Fall können dieselbe Gleiteigenschaft und Festigkeit wie oben beschrieben durch Einstellen des Gehalts an Perlen auf 4,0 Gew.-% oder weniger erzeugt werden.

Die Fig. 16 stellt die Beziehung des Gehalts aller Perlen, die in der Faser Fa enthalten sind, und dem Verformungswiderstand des dem faserverstärkten Abschnitt entsprechenden Prüfstücks dar, wobei von der Mischung aus Fasern mit denselben Faservolumenanteilen wie oben beschrieben Gebrauch gemacht ist. Aus der Fig. 16 ist zu ersehen, daß, wenn der Gehalt aller Perlen 10 Gew.-% auf der Basis der die Perlen enthaltenden Faser Fa überschreitet, der Verformungswiderstand des faserverstärkten Abschnitts C schnell abnimmt.

Siliziumoxid bzw. Siliziumdioxid ist in einer Faser Fa, beispielsweise einer Aluminiumoxidfaser, einer Aluminiumoxid-Siliziumoxid-Faser oder dgl. enthalten, weil ihre Verfaserung erleichtert wird. Wenn in diesem Fall der Gehalt an Siliziumoxid zu groß ist, wird die Benetzbarkeit zwischen der Faser Fa und der Aluminiumlegierung verschlechtert, so daß eine Verbesserung der Festigkeit des faserverstärkten Abschnitts C verhindert wird. Wenn andererseits der Gehalt an Siliziumoxid zu klein ist, können die durch das Siliziumoxid erzeugten vorteilhaften Effekte nicht erzielt werden. Wenn außerdem der α-Grad des Aluminiumoxids zu hoch ist, ist die Faser Fa aufgrund ihrer erhöhten Härte zerbrechlicher. Wenn eine solche Faser zur Erzeugung eines Faserformteils F verwendet wird, ist letzterer in seinem Formbewahrungsvermögen verschlechtert und außerdem in der Kratzhärte erhöht, wodurch ein Verschleiß der aneinander angepaßten Teile beschleunigt wird. Darüberhinaus besteht eine Tendenz zur Erhöhung der Menge Fasern Fa, die aus der Aluminiumlegierungsmatrix herausfällt, und der Verlust von Fasern beschleunigt in gleicher Weise den Verschleiß der aneinander angepaßten Teile. Wenn andererseits der α-Grad zu niedrig ist, wird die Verschleißfestigkeit verschlechtert.

Um demgemäß eine befriedigende Faserverstärkung des faserverstärkten Abschnitts C zu erreichen, ist es notwendig, die Bereiche des Gehalts und des α-Grades von Siliziumoxid zu spezifizieren.

Unter diesen Gesichtspunkten wird der Gehalt an Siliziumoxid auf 2 Gew.-% und mehr bis 25 Gew.-% oder weniger, vorzugsweise auf 2 bis 5 Gew.-%, eingestellt, und der α-Grad des Aluminiumoxids wird auf 2 Gew.-% oder mehr bis 60 Gew.-% oder weniger, vorzugsweise auf 45 Gew.-% oder weniger eingestellt.

Die Fig. 17 stellt die Beziehung zwischen dem Gehalt an Siliziumoxid in einem dem faserverstärkten Abschnitt C entsprechenden Prüfstück und dem Verformungswiderstand dar. In dieser Figur deutet die Linie a₁ eine Beziehung an, bei welcher die Mischung aus Fasern mit denselben Faservolumenanteilen wie oben beschrieben verwendet ist, und die Linien b₁ bis b₃ deuten eine Beziehung an, bei welcher nur die Faser Fa mit demselben Faservolumenanteil wie oben beschrieben, verwendet ist. Bei der Linie a₁ beträgt der α-Wert des Aluminiumoxids 50%, und bei den Linien b₁, b₂ und b₃ sind die entsprechenden α-Grade 5%, 50% bzw. 85%.

Die Fig. 18 stellt die Beziehung zwischen dem α-Grad von Aluminiumoxid in einem dem faserverstärkten Abschnitt C entsprechenden Prüfstück mit einem Siliziumoxidgehalt von 5 Gew.-% und dem Verformungswiderstand dar. In dieser Figur deutet die Linie a₁ eine Beziehung an, bei welcher die Mischung aus Fasern mit denselben Faservolumenanteilen wie oben beschrieben verwendet ist, und die Linie b₁ deutet eine Beziehung an, bei welcher nur die Faser Fa mit demselben Faservolumenanteil wie oben beschrieben verwendet ist. Wie aus der Fig. 18 zu ersehen ist, ist es bei einem α-Grad des Aluminiumoxids von 60 Gew.-% und weniger möglich, einen faserverstärkten Abschnitt C zu erzeugen, der die ausreichende Festigkeit hat.

Die Festigkeit des faserverstärkten Abschnitts kann im Vergleich mit einem Abschnitt des Standes der Technik mit einem Faservolumenanteil der Faser Fa von 12% auf 8 bis 20% verbessert werden, wenn der Siliziumoxidgehalt und der α-Grad des Aluminiumoxids wie oben beschrieben spezifiziert werden.

Die Fig. 19 stellt die Ergebnisse eines Spitze-auf-Scheibe- Gleittests für eine faserverstärkte Aluminiumlegierung dar, bei der eine Faser Fa mit verschiedenen Durchmessern und sphärischem Graphitgußeisen (JIS FCD 75) als ein Gegenstück verwendet ist. In dieser Figur deutet die Linie a₁ die kritische Charakteristik für reibungsbedingtes Festsetzen an, wobei von einer Mischung aus einer Faser Fa mit einem Faservolumenanteil von 12% und aus einer Faser Fc mit einem Faservolumenanteil von 9% Gebrauch gemacht ist. Die Linie a₂ deutet eine kritische Kratzcharakteristik an, bei welcher die obige Fasermischung verwendet ist. Außerdem deutet die Linie b₁ die kritische Charakteristik für reibungsbedingtes Festsetzen an, wobei nur die Faser Fa mit demselben Faservolumenanteil wie oben beschrieben verwendet ist. Die Linie b₂ deutet eine kritische Kratzcharakteristik an, bei welcher nur die Faser Fa mit demselben Faservolumenanteil wie oben beschrieben verwendet ist.

Die genannte Legierung entspricht dem faserverstärkten Abschnitt und die Spitze ist aus dieser Legierung gefertigt. Außerdem entspricht das genannte Gußeisen dem ersten und zweiten Ring 6₁ und 6₂, die am Kolben 4 befestigt sind und die Scheibe ist aus diesem Material gefertigt. Die Gleitflächen von Spitze und Scheibe sind so geschliffen, daß sie verschiedene Oberflächenrauhigkeiten von 1,0 µm oder mehr haben. In diesem Fall liegt der Grund, warum die Oberflächenrauhigkeiten auf 1,0 µm oder mehr eingestellt werden, darin, daß es sehr schwer ist, bei normalen Herstellungsverfahren eine Oberflächenrauhigkeit von weniger als 1,0 µm durch Schleifen zu bekommen.

Beim Testverfahren wird die Scheibe mit einer Geschwindigkeit von 9,5 m/s gedreht und die Gleitfläche der Spitze wird mit vorbestimmter Kraft in schmiermittelfreiem Zustand auf die Gleitfläche der Scheibe gedrückt. Bei diesem Test wird die Beziehung zwischen der Oberflächenrauhigkeit jeder Spitze und dem Oberflächendruck bestimmt, der auf die Spitze bei Grenze für reibungsbedingtes Festsetzen und Ritzgrenze wirkt.

Wie aus der Fig. 19 ersichtlich ist, sind bei einer Oberflächenrauhigkeit in einem Bereich von 1,0 bis 3,0 µm die Oberflächendrucke bei der jeweiligen Ritzgrenze und für reibungsbedingtes Festsetzen höher und es können adäquate Gleitcharakteristiken erzeugt werden.

Beim Test der Gleitbewegung zwischen der aus einer solchen faserverstärkten Aluminiumlegierung gefertigten Spitze und der aus einem solchen Gußeisen gefertigten Scheibe werden Ritz- und Festsetzphänomene dadurch beschleunigt, daß während des Gleitens Faser Fa aus der Aluminiumlegierungsmatrix in der Spitze ausfällt. Deshalb ist es notwendig, die Faser Fa fest in der Matrix zu halten. Um dies zu bewirken, sollte die Oberflächenrauhigkeit der Spitze vorzugsweise auf ein Niveau eingestellt werden, das gleich dem halben mittleren Durchmesser der Faser Fa ist oder darunter liegt. Wird dies getan, bleibt die in der Gleitfläche der Spitze verteilte und mit ihrer Achse im wesentlichen parallel zu dieser Gleitfläche angeordnete Faser Fa in der Matrix, wobei annähernd eine Hälfte der Faser in der Matrix vergraben ist, und dies unterbindet das Ausfallen der Faser Fa. Andererseits ist die verteilte und mit ihrer Achse im wesentlichen senkrecht zur genannten Gleitfläche angeordnete Faser Fa in einem höheren Maß vergraben und folglich hat sie nur eine geringe Beziehung zur Oberflächenrauhigkeit.

Unter den obigen Gesichtspunkten wird die Oberflächenrauhigkeit der Spitze auf einen Bereich von 1,0 bis 3,0 µm eingestellt, wenn der mittlere Durchmesser der Faser Fa auf einen Bereich von 2,0 bis 6,0 µm eingestellt ist. Zur Erzielung der besten Gleitcharakteristik wird der mittlere Durchmesser der Faser Fa auf einen Bereich von 2,0 bis 4,0 µm eingestellt und entsprechend wird die Oberflächenrauhigkeit der Gleitfläche eingestellt.

Die Fig. 20 stellt die Ergebnisse eines Spitze-auf-Scheibe- Gleittestes für faserverstärkte Aluminiumlegierungen mit verschiedenen unterschiedlichen Faservolumenanteilen einer Faser Fa mit einem mittleren Durchmesser von 3 µm und einem sphärischen Graphitgußeisen (JIS FCD 75) als Anpassungsteil. In dieser Figur deutet die Linie a₁ die kritische Charakteristik für reibungsbedingtes Festsetzen an, wobei von einer Mischung aus einer Faser Fa und einer Faser Fc mit einem Faservolumenanteil von 9% Gebrauch gemacht ist, und die Linie a₂ deutet die kritische Ritzcharakteristik an, bei welcher dieselbe Fasermischung verwendet ist.

Außerdem deutet eine Linie b₁ die kritische Charakteristik für reibungsbedingtes Festsetzen an, bei welcher nur die Faser Fa verwendet ist, und eine Linie b₂ deutet die kritische Ritzcharakteristik an, bei welcher nur die Faser Fa verwendet ist.

Die genannte Legierung entspricht dem faserverstärkten Abschnitt C und die Spitze ist aus dieser Legierung gefertigt. Außerdem entspricht das genannte Gußeisen dem genannten ersten, zweiten und dritten Verdichtungsring 6₁ bis 6₃ und die Scheibe ist aus diesem Gußeisen gebildet. Die jeweiligen Oberflächenrauhigkeiten der Spitze und der Scheibe sind auf 1 µm eingestellt.

Beim Testverfahren wird die Scheibe mit einer Geschwindigkeit von 9,5 m/s gedreht und die Gleitfläche der Spitze wird mit einer vorbestimmten Kraft im schmiermittelfreien Zustand auf die Gleitfläche der Scheibe gedrückt. Dieser Test bestimmt die Beziehung zwischen dem Faservolumenanteil der Faser Fa in der Spitze und den Oberflächendrucken, die auf die Spitze bei der Grenze für reibungsbedingtes Festsetzen und der Ritzgrenze wirken.

Wie aus der Fig. 20 ersichtlich ist, sind bei einem Faservolumenanteil der Faser Fa im Bereich von 8,0 bis 20,0% die resultierenden Oberflächendrucke bei der Ritzgrenze und Grenze für reibungsbedingtes Festsetzen höher. Außerdem ist die Spitze zufriedenstellend faserverstärkt und hat ausgezeichnete Verschleißfestigkeit, und darüberhinaus kann der Verschleiß des Anpassungsteils reduziert werden. Wenn jedoch der Faservolumenanteil kleiner als 8,0% ist, ist die Faserverstärkungsfähigkeit kleiner und die Verschleißfestigkeit und Festigkeit gegen Festsetzen werden reduziert. Wenn andererseits der Faservolumenanteil 20% überschreitet, wird die Füllfähigkeit der als Matrix dienenden Aluminiumlegierung verschlechtert, wodurch keine zufriedenstellende Faserverstärkung sichergestellt ist. Zudem wird die Härte des Gleitabschnitts erhöht, woraus sich eine Zunahme des Verschleißes des Anpassungsteils ergibt und darüberhinaus wird die Wärmeleitfähigkeit reduziert.

Es ist erkennbar, daß eine hybridartige Spitze, die unter Verwendung der genannten Fasermischung gefertigt ist, eine verbesserte kritische Charakteristik für reibungsbedingtes Festsetzen und eine verbesserte kritische Ritzcharakteristik im Vergleich zu einer Spitze aufweist, die unter Verwendung einer Faser Fa allein gefertigt ist.

Die Fig. 21 stellt die Ergebnisse eines Verschleißtests nach Art eines Spitze-auf-Scheibe-Tests für faserverstärkte Aluminiumlegierungen mit verschiedenen unterschiedlichen Faservolumenanteilen an einer Faser Fa mit einem mittleren Durchmesser von 3 µm und einem sphärischen Graphitgußeisen (JIS FCD 75) als Anpassungsteil dar. In dieser Figur deutet die Linie a₁ die Größe eines solchen Legierungsverschleißes an, wobei Gebrauch von einer Mischung aus der Faser Fa und einer Faser Fc mit einem Faservolumenanteil von 9% gemacht ist, und die Linie a₂ deutet die Größe des Verschleißes des Anpassungsgußeisens an.

Zudem deutet die Linie b₁ die Größe eines solchen Legierungsverschleißes an, wobei nur die Faser Fa verwendet ist, und die Linie b₂ deutet die Größe des Verschleißes des Anpassungsgußeisens an.

Die genannte Legierung entspricht dem faserverstärkten Abschnitt C und die Spitze ist aus dieser Legierung gefertigt. Ebenso entspricht das genannte Gußeisen dem ersten und zweiten Verdichtungsring 6₁ und 6₂ und die Scheibe ist aus diesem Gußeisen gefertigt. Die jeweiligen Oberflächenrauhigkeiten der Spitze und der Scheibe betragen 1 µm.

Bei dem Testverfahren wird die Scheibe mit einer Geschwindigkeit von 2,5 m/s gedreht und die Gleitfläche der Spitze wird mit einer Druckkraft von 20·9,81 N bei geschmiertem Zustand auf die Gleitfläche der Scheibe gedrückt, und dieser Zustand wird aufrechterhalten, bis eine Gleitstrecke von 2000 m erreicht ist. Die Menge Schmiermittel beträgt 2 bis 3 ml/min.

Aus der Fig. 21 ist ersichtlich, daß bei einem Faservolumenanteil der Faser Fa im Bereich von 8 bis 20% die Größe des Verschleißes der Spitze und der Scheibe reduziert sind. Um diese Größe des Verschleißes der Spitze und der Scheibe aufs äußerste zu reduzieren, ist es günstig, die Oberflächenrauhigkeit der Spitze und der Scheibe auf 1 µm und weniger und den Faservolumenanteil der Faser Fa auf einen Bereich von 12 bis 14% einzustellen. Das mittlere Verhältnis zwischen Länge und Durchmesser der Faser Fa wird auf den Bereich von 20 bis 150 eingestellt. Wird dies getan, ist es möglich, ein gutes Formbewahrungsvermögen für das resultierende Faserformteil F mit einem wie oben definierten Faservolumenanteil zu erzeugen und die Festigkeit des resultierenden faserverstärkten Abschnitts C zu verbessern. Wenn jedoch das mittlere Verhältnis zwischen Länge und Durchmesser kleiner als 20 ist, wird die Gußfähigkeit des Faserformteils F bei relativ niedrigem Gußdruck verschlechtert, wenn der Faservolumenanteil niedriger als 8% ist. Wenn andererseits das mittlere Verhältnis zwischen Länge und Durchmesser 150 überschreitet, wird bei einem Faservolumenanteil von 20% ein Schnittverlust der Faser Fa erzeugt, woraus sich ein reduziertes Formbewahrungsvermögen ergibt, weil ein relativ hoher Gußdruck notwendig ist.

Die Fig. 22 stellt die Beziehung zwischen dem mittleren Verhältnis zwischen Länge und Durchmesser einer Faser Fa und dem Verformungswiderstand eines Prüfstücks dar, welches dem faserverstärkten Abschnitt C entspricht. In dieser Figur deutet die Linie a₁ diese Beziehung an, wenn von einer Mischung aus einer Faser Fa mit einem Faservolumenanteil von 12% und einer Faser Fc mit einem Faservolumenanteil von 9% Gebrauch gemacht ist, und die Linie b₁ deutet diese Beziehung an, wenn nur eine Faser Fa mit einem Faservolumenanteil von 12% vorhanden ist.

Wie aus der Fig. 22 ersichtlich ist, kann bei einem Faservolumenanteil der Faser Fa von 12% das mittlere Verhältnis zwischen Länge und Durchmesser für praktische Zwecke im Berieich von 20 bis 150, vorzugsweise 100 und weniger, liegen.

Die Fig. 23 stellt die Beziehung zwischen dem α-Wert des in der Faser Fa enthaltenen Aluminiumoxids und dem Verformungswiderstand in einem Prüfstück dar, das dem faserverstärkten Abschnitt C entspricht. In dieser Figur deutet die Linie a₁ diese Beziehung an, wenn von einer Mischung aus einer Faser Fa mit einem Faservolumenanteil von 12%, einem mittleren Durchmesser von 3 µm und einem mittleren Verhältnis zwischen Länge und Durchmesser von 70 und einer Faser Fc mit einem Faservolumenanteil von 9% Gebrauch gemacht ist. Die Linie b₁ deutet diese Beziehung an, wenn nur von der Faser Fa mit einem Faservolumenanteil von 12% Gebrauch gemacht ist. Wie aus der Fig. 23 ersichtlich ist, wird bei einem α-Grad von 60% und weniger ein relativ konstanter Verformungswiderstand erzeugt, wenn jedoch der α-Grad 60% überschreitet, vermindert sich der Verformungswiderstand schnell. Der Grund dafür liegt im Schnittverlust einer solchen Faser unter dem Einfluß eines Gußdruckes, weil die Härte der Faser auf Aluminiumoxidbasis erhöht wird.

Der mittlere Durchmesser der Faser Fa beträgt zweckmäßigerweise 10 µm oder weniger. Der Grund dafür liegt darin, daß dann, wenn der mittlere Durchmesser 10 µm überschreitet, diese Faser, wenn ihre Achse so angeordnet ist, daß diese die Richtung einer Zug- oder Druckspannung schneidet, bewirkt, daß die Matrix diskontinuierlich wird und einen großen Ausschnitteffekt zeigt.

Zusätzlich zu der oben beschriebenen Aluminiumlegierung kann als Leichtmetall eine Aluminiumlegierung verwendet werden, die 14 bis 20 Gew.-% Si enthält. Diese Aluminiumlegierung weist nach Fig. 24 eine ausgezeichnete Verschleißfestigkeit im Bereich der oben definierten Si- Gehalten auf. Wenn jedoch der Si-Gehalt 20 Gew.-% überschreitet, ist ein Guß unmöglich. Es sei darauf hingewiesen, daß Magnesiumlegierungen ebenfalls als Leichtmetall verwendet werden können.

Als nächstes seien die Eigenschaften oder Charakteristiken des Kolbens betrachtet. Wenn die äußere Umfangsfläche des Kolbens direkt auf der inneren Umfangsfläche des faserverstärkten Abschnitts im Zylinderblock gleitet, tritt das Problem auf, daß bei einem unzureichenden Schmierzustand ein Abrieb oder reibungsbedingtes Festsetzen an der äußeren Umfangsfläche erzeugt werden können, die von der Art und den Faservolumenanteilen der verstärkenden Fasern in dem faserverstärkten Abschnitt des Zylinders abhängen und auch aufgrund des Fehlens eines Schutzes der äußeren Umfangsfläche des Kolbens auftreten können. Durch die vorliegende Erfindung wird ein Kolben bereitgestellt, der für den oben beschriebenen faserverstärkten Abschnitt des Zylinders am geeignetsten ist, wobei der Faservolumenanteil der Faser Fa im Bereich von 8 bis 20% und der Faservolumenanteil der Kohlenstoffaser 15% oder weniger beträgt.

Der erfindungsgemäße Kolben hat eine eisenplattierte Schicht auf seiner äußeren Umfangsfläche und eine auf der Oberfläche der eisenplattierten Schicht ausgebildete zinnplattierte Schicht. Die eisenplattierte Schicht hat eine Härte von 250 Hv oder mehr und eine Dicke im Bereich von 5 bis 30 µm, und die zinnplattierte Schicht hat eine Dicke im Bereich von 1 bis 10 µm.

Die Fig. 25 und 26 zeigen eine Ausführungsform eines Kolbens 4, der aus einer Aluminiumlegierung, beispielsweise aus JIS AC8H, gebildet ist und auf dessen äußerer Umfangsfläche, beispielsweise auf einem Schurz 20 in der dargestellten Ausführungsform, eine eisenplattierte Schicht 21 ausgebildet ist, die in der Fig. 26 deutlich zu sehen ist, wobei auf der Oberfläche der eisenplattierten Schicht 21 eine zinnplattierte Schicht 22 ausgebildet ist. Die eisenplattierte Schicht 21 ist in einem Schwefeloxidbad ausgebildet worden und hat vorzugsweise eine Dicke von 30 µm und eine Härte von 300 Hv. Die zinnplattierte Schicht hat vorzugsweise eine Dicke von 1 µm.

Die Härte der eisenplattierten Schicht beträgt nach den Ergebnissen des in Fig. 27A gezeigten Schleif- bzw. Zerrungsgrenzentest vorzugsweise 250 Hv. Der Schleiftest wird ausgeführt, indem ein Prüfstück vom selben Typ wie der genannte faserverstärkte Abschnitt C mit einem Faservolumenanteil der Faser auf Aluminiumoxidbasis von 12% und einem Faservolumenanteil der Kohlenstoffaser von 9% und ein Prüfstück vom selben Typ wie der Kolben 4 dazu veranlaßt werden, in zueinander entgegengesetzten Richtungen unter einem vorbestimmten Oberflächendruck hin- und herzugleiten. Die eisenplattierte Schicht 21 des Kolbens 4 hat ein gutes Anschmiegvermögen an die innere Umfangsfläche des faserverstärkten Abschnitts C und folglich werden in Verbindung mit der Schmierfähigkeit der Kohlenstoffaser Nachteile wie Schleifen, Festsitzen usw. der eisenplattierten Schicht 21 auch unter unzureichenden Schmierbedingungen nicht erzeugt. Folglich ist es möglich, die Gleitcharakteristiken der äußeren Umfangsfläche des Schurzes 20 und der inneren Umfangsfläche der Zylinderbohrung 3 zu verbessern.

Die zinnplattierte Schicht 22 hat Schmierfähigkeit und folglich die Wirkung, daß die anfängliche Gleitbewegung des Kolbens 4 relativ zur inneren Umfangsfläche der Zylinderbohrung 3 verbessert wird.

Die Fig. 27B stellt die Ergebnisse eines Spitze-auf-Scheibe- Gleittests dar. Die verwendeten Scheiben sind eine aus Gußeisen gefertigte Scheibe D₁ und eine einer faserverstärkten Aluminiumlegierung gefertigte Scheibe D₂. Die Scheibe D₂ ist aus einer Faser Fa mit einem Faservolumenanteil von 12%, einer Faser Fc mit einem Faservolumenanteil von 9% und einer Aluminiumlegierungsmatrix, beispielsweise aus JIS ADC12, gebildet. Die verwendeten Spitzen sind aus einer Aluminiumlegierung, beispielsweise aus JIS AC8H, gefertigte Spitzen T₁ und T₂, eine aus der gleichen Aluminiumlegierung gefertigte und auf ihrer Oberfläche mit einer eisenplattierten Schicht mit einer Härte von 400 Hv versehene Spitze T₃ und eine aus der gleichen Aluminiumlegierung gefertigte und auf ihrer Oberfläche mit der gleichen eisenplattierten Schicht wie auf der Spitze T₃ und mit einer zinnplattierten Schicht von 1 µm Durchmesser versehene Spitze T₄. Beim Testverfahren wird die Scheibe mit einer Geschwindigkeit von 2,5 m/s gedreht und die Spitze im schmiermittelfreien Zustand mit einem vorbestimmten Druck auf die Gleitfläche der Scheibe gedrückt. Dieser Test bestimmt die auf die Spitze bei einer Schmelzverbindungsgrenze und einer Schleifgrenze wirkenden Oberflächendrucke.

In der Fig. 27B entspricht v 1 einem Oberflächendruck an der Erzeugungsstelle einer Schmelzverbindung und v 2 einem Oberflächendruck an einer Schleiferzeugungsstelle. Wie aus der Fig. 27B ersichtlich, ist bei der Kombination der faserverstärkten Scheibe D₂ mit der keiner Oberflächenbehandlung unterworfenen Aluminiumlegierungsspitze T₂ die Gleitcharakteristik die schlechteste der vier Tests, und bei der Kombination der genannten Scheibe D₂ mit der die eisenplattierte Schicht und die zinnplattierte Schicht aufweisenden Aluminiumlegierungsspitze T₄ ist die Gleitcharakteristik am besten.

Es sei auch darauf hingewiesen, daß die eisenplattierte Schicht 21 und die zinnplattierte Schicht 22 nicht nur auf der äußeren Umfangsfläche des Schurzes 20, sondern auch auf dem oberen Stegabschnitt 23 und den Stegabschnitten 24 in dem Ringbereich ausgebildet sein kann. Außerdem ist der Fig. 27B zu entnehmen, daß selbst wenn nur die eisenplattierte Schicht 21 ausgebildet ist, wie es bei der Spitze T₃ der Fall ist, eine relativ gute Gleitcharakteristik erzielt wird.

Als nächstes werden die Konstruktion der Kolbenringe und ihre Wechselwirkung mit dem Zylinder und dem Kolben im Zusammenhang mit fünf speziellen Beispielen betrachtet.

Generell ist ein Kolbenring zum Zwecke der Verbesserung seiner Lebensdauer aus einem martensitischen, nichtrostenden Stahl, beispielsweise aus JIS SUS 420J2, gebildet.

In diesem Fall ist der thermische Ausdehnungskoeffizient der den oben beschriebenen Zylinderblock enthaltenden Aluminiumlegierung etwa gleich 23 · 10^-6/°C, während der thermische Ausdehnungskoeffizient von JIS SUS 420J2 als martensitischer, nichtrostender Stahl nur etwa 11 · 10^-6/°C beträgt.

Folglich ist beim Übergang von einer hohen Temperatur zu einer niedrigen Temperatur die Größe der Zylinderbohrungskontraktion größer als die Größe der Kolbenringkontraktion. Aus diesem Grund ist die Kontraktionswirkung der Zylinderbohrung auf den Kolbenring groß und das Anpassungsspiel für den Kolbenring ist bei niedrigen Temperaturen extrem reduziert. Unter diesen Umständen erhöht sich beim Anlassen der Maschine die Temperatur des Kolbenringes viel schneller als beim Zylinderblock, und zwar aufgrund eines Unterschiedes zwischen den Wärmekapazitäten des Zylinderblocks und des Kolbenrings, wodurch die Expansion des Kolbenrings eine größere Geschwindigkeit hat, als die Expansion des Zylinderblocks, so daß das Anpassungsspiel für den Kolbenring auf null reduziert werden kann, woraus sich die Möglichkeit der Erzeugung einer gegenseitigen Beeinflussung oder Störung zwischen dem Kolbenring und der Innenfläche der Zylinderbohrung ergibt. Um dies zu vermeiden, muß das Anpassungsspiel für den Kolbenring bei der Montage auf ein größeres Niveau als gewünscht eingestellt werden. Bei einer solchen Konstruktion besteht jedoch das Problem, daß das Anpassungsspiel für den Kolbenring aufgrund der Vergrößerung der Zylinderbohrung mit der Expansion des Zylinderblocks bei höherer Temperatur der Maschine übermäßig vergrößert wird, wodurch Erhöhungen in der Durchblasgasmenge und beim Ölverbrauch verursacht werden.

Deshalb stellt vorliegende Erfindung einen Kolbenring bereit, der aus einem austenitischen nichtrostenden Stahl gebildet ist. In diesem Fall ist der Zylinderblock 1 noch aus einer Aluminiumlegierung gebildet, beispielsweise aus JIS ADC12, die einen thermischen Ausdehnungskoeffizienten von 23 · 10^-6/°C hat. Zudem hat in dem faserverstärkten Abschnitt C die Faser Fa einen Faservolumenanteil von 12% und die Faser Fc einen Faservolumenanteil von 9%. Durch einen solchen faserverstärkten Abschnitt C ist der thermische Ausdehnungskoeffizient der inneren Umfangsfläche der Zylinderbohrung 3 eingedämmt und die Gleitcharakteristik ist verbessert. Die in den Fig. 1 und 28 gezeigten Kolbenringe 6₁ bis 6₃ sind jeweils aus dem austenitischen nichtrostenden Stahl JIB SUS304 gefertigt und haben einen thermischen Ausdehnungskoeffizienten von etwa 18 · 10^-6/°C, der näher bei dem thermischen Ausdehnungskoeffizienten der Aluminiumlegierung liegt, welcher beispielsweise etwa 23 · 10^-6/°C beträgt. Die Kolbenringe 6₁ bis 6₃ sind in den zugeordneten Ringnuten 5₁ bis 5₃ angeordnet und in der Zylinderbohrung 3 gleitend aufgenommen, so, daß ein in Fig. 28 gezeigtes Anpassungsspiel g bei Umgebungstemperatur (25°C) 0,25 mm betragen kann. Bei dieser Konstruktion kann bei niedriger Temperatur zur Vermeidung jeglicher gegenseitiger Beeinflussung zwischen den Kolbenringen 6₁ bis 6₃ und der Zylinderbohrung 3 während des Anlassens der Maschine ein vorbestimmtes Anpassungsspiel g sichergestellt werden, und die Vergrößerung des Anpassungsspiels g wird bei höheren Temperaturen in Schranken gehalten, so daß Durchblasgasmengen und der Ölverbrauch reduziert werden.

Wenn beispielsweise der Durchmesser der Zylinderbohrung 80 mm beträgt, ist ihr Umfang gleich 80 · 3,14 = 251,2 mm. Wenn der Kolbenring gleitend in der Zylinderbohrung mit einem Anpassungsspiel g von 0,25 mm bei 25°C aufgenommen ist, sind die Größen der Kontraktion des Kolbenrings und der Kontraktion der Zylinderbohrung bei -30°C wegen der Temperaturdifferenz von 55°C folgende:

Der erfindungsgemäß aus austenitischen nichtrostendem Stahl gefertigte Kolbenring, der im folgenden als austenitischer Kolbenring bezeichnet wird, kontrahiert um

(251,2 - 0,25) · 18 · 10^-6 · 55 = 0,23 mm.

Der aus martensitischem nichtrostendem Stahl JIS SUS420J2 gefertigte herkömmliche Kolbenring, der im folgenden als martensitischer Kolbenring bezeichnet wird, kontrahiert um

(251,2 - 0,25) · 11 · 10^-6 · 55 = 0,15 mm.

Die Zylinderbohrung in dem Zylinderblock aus Aluminiumlegierung kontrahiert um

251,2 · 23 · 10^-6 · 55 = 0,31 mm.

Folglich sind die Anpassungsspiele g bei -30°C sowohl für den Kolbenring nach der vorliegenden Erfindung als auch für den herkömmlichen Kolbenring, beispielsweise eine Differenz zwischen der Größe der Zylinderbohrungskontraktion und der Größe der Kolbenringkontraktion folgende:

Für den austenitischen Kolbenring:
(251,2 - 0,31) - [(251,2 - 0,25) - 0,25] = 0,19 mm
für den martensitischen Kolbenring:
(251,2 - 0,31) - [(251,2 - 0,25) - 0,15] = 0,09 mm.

In Bezug auf den martensitischen Kolbenring besteht wegen der Kleinheit des Anpassungsspiels g bei niedriger Temperatur das Risiko, daß zwischen dem Kolbenring und der Zylinderbohrung eine gegenseitige Beeinflussung oder Störung erzeugt wird, die das Ergebnis der Differenz in der Wärmekapazität zwischen dem Kolbenring und der Zylinderwand um die Zylinderbohrung aufgrund der Differenz die Geschwindigkeiten der Temperaturzunahme ist, wie es oben diskutiert worden ist. Um demgemäß eine solche Beeinflussung oder Störung zwangsweise zu vermeiden, ist es notwendig, das erforderliche Anpassungsspiel für den martensitischen Kolbenring bei -30°C auf einen Wert zu setzen, der im wesentlichen gleich dem des austenitischen Kolbenrings ist. Dies hat zur Folge, daß das Anpassungsspiel bei 25°C für den martenitischen Kolben 0,35 mm wird. Wenn dies jedoch getan wird und der Kolbenring und die Wand um die Zylinderbohrung 150°C erreichen, ist das Anpassungsspiel für den austenitischen Kolbenring nur 0,41 mm, wo hingegen es für den martensitischen Kolbenring 0,72 mm ist, ein Wert, der annähernd das 1,7fache des Wertes für den austenitischen Kolbenring ist. Dies hat bei dem martensitischen Kolbenring eine signifikante Zunahme der Durchblasgasmenge und des Ölverbrauchs zur Folge.

Beispiel III

Wenn die äußere Umfangsfläche des aus einer Legierung auf Eisenbasis gefertigten Kolbenrings direkt auf der inneren Umfangsfläche des faserverstärkten Abschnitts im Zylinderblock gleiten kann, tritt das Problem auf, daß der Verschleiß der äußeren Umfangsfläche des Kolbenrings aufgrund der Anschmiegbarkeit des Kolbenrings an den faserverstärkten Abschnitt vergrößert wird, das extrem harte Karbonat aus dem Kolbenring ausfällt und ähnliches bei einem unzureichenden Schmierzustand auftritt. Demgemäß stellt die vorliegende Erfindung einen Kolbenring bereit, auf dessen äußerer Umfangsfläche eine nitrierte Schicht ausgebildet ist, wobei der Grad der Karbonatfläche, welche die äußere Umfangsfläche einnimmt, 5% oder weniger beträgt.

Bei den in den Fig. 1 und 29 dargestellten Ausführungsformen sind die Kolbenringe 6₁ bis 6₃ aus einem Material auf Eisenbasis gefertigt, beispielsweise aus martensitischem nichtrostendem Stahl, beispielsweise JIS SUS420J2. Auf einer äußeren Umfangsfläche 7a jedes Kolbenrings ist durch eine fünfstündige Nitrierbehandlung mit NH₃-Gas bei 550 bis 600°C eine nitrierte Schicht ausgebildet. Der Grad der Karbonatfläche, welche jede äußere Umfangsfläche 7a einnimmt, wird auf 5% oder weniger eingestellt und beträgt insbesondere bei der dargestellten Ausführungsform 1% oder weniger.

In diesem Fall ist der Zylinderblock 1 aus einer Aluminiumlegierung JIS ADC12 gefertigt und bei dem faserverstärkten Abschnitt C um die Zylinderbohrung 3 ist ein Faservolumenanteil einer Faser Fa auf 12% und ein Faservolumenanteil einer Faser Fc auf 9% eingestellt. Durch einen solchen faserverstärkten Abschnitt C ist es möglich, eine zufriedenstellende Verstärkung um die Zylinderbohrung 3 herum und eine verbesserte Festsetz- und Verschleißfestigkeit zu erzielen und außerdem die Schmierfähigkeit der Faser Fc bereitzustellen, die der inneren Umfangsfläche der Zylinderbohrung 3 ausgesetzt ist.

Die Fig. 30 stellt die Ergebnisse eines Verschleißtests für die Kolbenringe 6₁ bis 6₃ und den faserverstärkten Abschnitt C dar. Wie aus der Fig. 30 ersichtlich ist, haben bei dem Grad der Karbonatfläche von 5% oder weniger die Größen des Verschleißes der Kolbenringe 6₁ bis 6₃ und des faserverstärkten Abschnitts C einen annehmbar kleinen Wert.

Der Verschleißtest wurde ausgeführt, indem ein Prüfstück desselben Typs wie die genannten Kolbenringe 6₁ bis 6₃ auf einer Strecke von 40 km auf einem Prüfstück desselben Typs wie der genannte faserverstärkte Abschnitt C gleiten konnte.

Die äußere Umfangsfläche 6a jedes Kolbenringes 6₁ bis 6₃ mit der darauf in der obigen Weise ausgebildeten nitrierten Schicht sind zufriedenstellend an die innere Umfangsfläche der Zylinderbohrung 3 nach der oben beschriebenen Konstruktion zufriedenstellend anpaßbar und haben auch eine höhere Härte. Da außerdem die Rate bzw. der Grad an Kabonatfläche, die bzw. der die äußere Umfangsfläche einnimmt, auf 5% oder weniger eingestellt ist, ist es gemeinsam mit der Schmierfähigkeit der Kohlenstoffaser Fc möglich, die Größe des Verschleißes der äußeren Umfangsfläche 6a der Kolbenringe 6₁ bis 6₃ sogar bei unzureichender Schmierung zu reduzieren.

Beispiel IV

Es wird ein Kolbenring bereitgestellt, welcher eine ausgezeichnete Gleiteigenschaft bzw. -charakteristik relativ zu einem faserverstärkten Abschnitt von der oben beschriebenen Art zeigt, wobei der Faservolumenanteil der Faser Fa auf einen Bereich von 8 bis 20% und der Faservolumenanteil der Kohlenstoffaser Fc auf einen Bereich von 0,3 bis 15% eingestellt ist. Bei der Faser Fa ist der Gehalt an α-Aluminiumoxid in den Aluminiumoxidkomponenten auf einen Bereich von 10 bis 60 Gew.-%, vorzugsweise auf 45 Gew.-% oder weniger eingestellt, und der Gehalt an Perlen mit einer Partikelgröße von 150 µm oder mehr ist auf 2,5 Gew.-% des totalen Fasergewichts oder weniger eingestellt. Außerdem ist der Gehalt an Siliziumoxid auf 25 Gew.-% oder weniger eingestellt, vorzugsweise auf einen Bereich von 2 bis 5 Gew.-%.

Auf einer äußeren Oberfläche 6a jedes einem Kolbenring nach Fig. 29 ähnlichen Kolbenrings 6₁ bis 6₃ ist eine hartchromplattierte Schicht ausgebildet, deren Dicke auf den Bereich von 10 bis 150 µm, vorzugsweise auf 70 bis 100 µm eingestellt ist, und deren Härte auf einen Bereich von 600 Hv bis 1000 Hv eingestellt ist. Wenn die Dicke der plattierten Schicht kleiner als 10 µm ist, kann die plattierte Schicht beim Gleiten auf dem faserverstärkten Abschnitt C verschleißen, was zu einem Aussetzen eines Kolbenringkörpers führt. Wenn andererseits die Dicke 150 µm überschreitet, kann die plattierte Schicht aufgrund einer Differenz zwischen dem thermischen Ausdehnungskoeffizienten der Schicht und dem thermischen Ausdehnungskoeffizienten des Kolbenringkörpers leicht reißen oder brechen und außerdem werden die Produktionskosten erhöht. Wenn außerdem die Härte der plattierten Schicht unter 600 Hv liegt, ist die Festigkeit gegen reibungsbedingtes Festsetzen geringer. Wenn andererseits die Härte 1000 Hv überschreitet, können in dem faserverstärkten Abschnitt C Kratzer erzeugt werden, welche das Ausfallen der Faser beschleunigen und die Größe des Verschleißes des faserverstärkten Abschnitts C erhöhen.

Im folgenden wird ein Testbeispiel beschrieben. Für Komponenten um die Zylinderbohrung 3 wurde ein Prüfstück A aus Gußeisen gefertigt, wobei dem Gußeisen Phosphor und Vanadium hinzugefügt wurden, damit es eine verbesserte Verschleißfestigkeit hat, und es wurde ein Prüfstück B aus einer Aluminiumlegierung gefertigt, die durch eine Faser Fa mit einem Faservolumenanteil von 12% und einer Kohlenstoffaser Fc mit einem Faservolumenanteil von 9% verstärkt wurde. Für die Materialien des Kolbenrings wurde ein Prüfstück C gefertigt, das an seiner Oberfläche eine hartchromplattierte Schicht mit einer Dicke von 50 µm und einer Härte von 800 Hv bis 900 Hv aufweist, und ein Prüfstück D aus Stahl wurde einer Nitrierbehandlung unterworfen.

Bei den Kombinationen aus A und C (Vergleichsbeispiel), A und D (Vergleichsbeispiel), B und C (erfinderisches Beispiel) und B und D (Vergleichsbeispiel) wurden die Prüfstücke aufeinandergleitend relativ zueinander gedreht, wobei in schmiermittelfreiem Zustand die Oberflächendrucke variiert wurden, um die Oberflächendrucke bei Erzeugung der Kratzer und die Oberflächendrucke bei Erzeugung eines reibungsbedingten Festsitzens zu bestimmen. Die erhaltenen Resultate sind in der nachfolgenden Tabelle 1 angegeben. Die Fig. 31 ist eine grafische Darstellung dieser Resultate. In der Fig. 31 deutet w₁ einen Oberflächendruck bei der Erzeugung von Kratzern und w₂ einen Oberflächendruck bei der Erzeugung eines Festsitzens an.

Tabelle 1

In derselben Kombination der Prüfstücke, wie sie oben beschrieben ist, wurden die Prüfstücke aufeinandergleitend mit einer Relativgeschwindigkeit von 12,5 m/s und einem Oberflächendruck von 30·9,81 N/cm² gedreht, wobei ein Schmieröl mit einer Rate von 2,5 ml/min zugeführt wurde, um die Beziehung zwischen der Gleitdistanz und der Größe des Verschleißes zu prüfen. Dies lieferte die in Fig. 32 gezeigten Ergebnisse. Die Tabelle 2 zeigt diese Werte bei einer Gleitdistanz von 4000 m.

Tabelle 2

Aus der Tabelle 1 und der Fig. 31 ist zu entnehmen, daß die Kombination in Beispiel B - C nach der vorliegenden Erfindung eine etwas geringere Ritzfestigkeit, jedoch eine beträchtlich bessere Verschleißfestigkeit hat als die anderen Kombinationen.

Außerdem ist aus der Tabelle 2 und der Fig. 32 zu entnehmen, daß die Größe des Verschleißes des Prüfstücks B aus der faserverstärkten Aluminiumlegierung beträchtlich kleiner als die des Prüfstücks A aus Gußeisen ist, und daß die Größe des Verschleißes des Prüfstücks in Kombination mit dem Prüfstück C aus Stahl, das einer Hartchromplattierungsbehandlung ausgesetzt wurde, am kleinsten ist.

Außerdem ist zu entnehmen, daß der Verschleiß an dem mit der hartchromplattierten Schicht versehenen Prüfstück C und dem nitrierten Prüfstück C niedriger ist, wenn sie mit dem Prüfstück B aus der faserverstärkten Aluminiumlegierung verwendet werden, im Vergleich zu dem Prüfstück A aus Gußeisen.

Beispiel V

Es ist ein Kolbenring mit ausgezeichneten Gleitcharakteristiken relativ zu einem faserverstärkten Abschnitt bereitgestellt, die kleiner als bei dem obigen Beispiel IV sind.

Nach den Fig. 33 und 34 ist auf der die äußere Umfangsfläche enthaltenden ganzen Oberfläche jedes Kolbenrings 6₁ bis 6₃ durch Verwendung eines elektrischen Plattierungsprozesses eine auf Eisen basierende metallplattierte Schicht 30 ausgebildet, welche harte Partikeln enthält.

Eine geeignete Dicke der auf Eisen basierenden metallplattierten Schicht 30 liegt in einem Bereich von 5 bis 100 µm und als Plattierungsmaterialien können eine Fe-Co-Legierung, eine Fe- Co-P-Legierung und dgl. verwendet werden. Die auf Eisen basierende, metallplattierte Schicht dieser Art hat eine gute Adhäsionseigenschaft und blättert deshalb nicht auf, auch auf dem ersten Verdichtungsring 6₁ nicht. Bei den chemischen Bestandteilen der obigen Legierungen hat Co den Effekt der Erhöhung der Härte der auf Eisen basierenden, metallplattierten Schicht 30 und sein Gehalt ist auf einen Bereich von 10 bis 40 Gew.-% eingestellt. Wenn der Co-Gehalt kleiner als 10 Gew.-% ist, wird dieser Effekt nicht erzeugt. Wenn andererseits der Co-Gehalt 40 Gew.-% überschreitet, ist die plattierte Schicht schwer zu bilden und selbst, wenn sie gebildet worden ist, wird ihre Oberfläche rauh. P führt zu einem ähnlichen Effekt wie Co und sein Gehalt wird auf einen Bereich von 2 bis 10 Gew.-% eingestellt. Wenn der P-Gehalt kleiner als 2 Gew.-% ist, wird dieser Effekt nicht erzielt, wo hingegen bei einem P-Gehalt von über 10 Gew.-% die plattierte Schicht schwer zu bilden ist.

Der Einschluß der harten Partikel 31 in der auf Eisen basierenden metallplattierten Schicht 30 wird durch Suspendieren der harten Partikel 31 in einer Plattierungslösung und durch Einschluß der Partikeln in der Schicht 30 während deren Formierung bewirkt. Die harten Partikel können aus der aus SiC, BN, Si₃N₄, MoS₂, WC und Al₂O₃ bestehenden Gruppe ausgewählt werden. Die harten Partikel 31 haben den Effekt der Verbesserung der Verschleißfestigkeit der auf Eisen basierenden metallplattierten Schicht 30, und die Menge an verteilten Partikeln ist auf einen Bereich von 10 bis 30% hinsichtlich des Flächenmaßes eingestellt. Wenn die verteilte Menge kleiner als 10% ist, nimmt die Verschleißfestigkeit ab, wo hingegen bei einer verteilten Menge von über 30% der Einschluß der harten Partikel 31 in der auf Eisen basierenden metallplattierten Schicht 30 ineffektiv sein kann, und es besteht das Risiko, daß die Partikeln ausfallen. Außerdem liegt eine geeignete mittlere Partikelgröße der harten Partikeln in einem Bereich von 0,5 bis 10 µm. Wenn die mittlere Partikelgröße 10 µm überschreitet, kann der Einschluß der harten Partikeln 31 in der auf Eisen basierenden, metallplattierten Schicht 30 ineffektiv sein und es besteht das Risiko, daß die Partikeln ausfallen. Andererseits sind die harten Partikeln mit einer mittleren Partikelgröße von weniger als 0,5 µm schwer zu erzeugen und haben auf die Verschleißfestigkeit eine erniedrigende Wirkung.

Für einen Gleittest nach der Art Spitze-auf-Scheibe wurden wie im folgenden beschrieben eine Scheibe und eine Spitze wie folgt präpariert. Eine Scheibe wurde unter Verwendung eines sphärischen Gußeisens (JIS FCD75) für den ersten Verdichtungsring 6₁ gegossen und dann auf ihrer Oberfläche mit einer auf Eisen basierenden metallplattierten Schicht versehen, die aus einer Fe-Co-P-Legierung gefertigt war und Si₃N₄ mit einer mittleren Partikelgröße von 3 µm als harte Partikeln enthielt. In diesem Fall betrug der Gehalt an Co 25 Gew.-%, der Gehalt an P betrug 6 Gew.-% und die Menge des verteilten Si₃N₄ betrug 25% hinsichtlich des Flächenmaßes. Eine Spitze wurde aus einer Mischung aus einer Faser Fa mit einem Faservolumenanteil von 12%, einem α-Grad von 33% und einem SiO₂-Gehalt von 2 bis 5 Gew.-%, und aus einer Kohlenstoffaser mit einem Faservolumenanteil von 9% sowie aus einer Matrix aus einer Aluminiumlegierung (JIS ADC12) gebildet, die dem faserverstärkten Abschnitt C des Zylinderblocks 1 entsprach.

Zur Prüfung der Anfreßcharakteristik wurde die Scheibe mit einer Geschwindigkeit von 2,5 m/s gedreht und die Spitze im schmiermittelfreien Zustand mit verschiedenen Druckkräften auf die Scheibe gepreßt, um einen für reibungsbedingtes Festsitzen kritischen Oberflächendruck zu bestimmen. Auf diese Weise ergeben sich die in der Fig. 35 gezeigten Ergebnisse. Das Vergleichsbeispiel benutzte eine Scheibe mit einer darauf ausgebildeten chromplattierten Schicht.

Aus der Fig. 35 ist ersichtlich, daß der für reibungsbedingtes Festsitzen kritische Oberflächendruck in diesem Beispiel nach der vorliegenden Erfindung 140·9,81 N/cm² betrug und im Vergleich zu den 100·9,81 N/cm² beim Vergleichsbeispiel wesentlich verbessert ist. Diese Verbesserung des kritischen Oberflächendruckes ist eher der Fe-Co-P-Legierung als dem Si₃N₄ zuzuschreiben.

Zum Prüfen der Verschleißcharakteristik wurde die Scheibe mit einer Geschwindigkeit von 12,5 m/s gedreht und dann wurde die Spitze mit einer Druckkraft von 30·9,81 N/cm² im geschmierten Zustand auf die Scheibe gedrückt. Die Menge des zugeführten Schmieröls betrug 2,5 ml/min. Auf diese Weise wurden die in Fig. 36 gezeigten Ergebnisse erhalten. In Fig. 36 deuten die Linien x₁ und x₂ die Ergebnisse der vorliegenden Erfindung und die Linien y₁ und y₂ die Ergebnisse des Vergleichsbeispiels an.

Aus der Fig. 36 ist ersichtlich, daß die Größe des Verschleißes der Scheibe und Spitze bei der vorliegenden Erfindung kleiner als bei dem Vergleichsbeispiel ist. Diese Verbesserung in der Verschleißfestigkeit ist besonders bei der Scheibe bemerkenswert. Dies demonstriert, daß der erste Verdichtungsring 6₁ der Konstruktion eine ausgezeichnete Verschleißfestigkeit hat. Diese Verbesserung der Verschleißfestigkeit ist dem Zusammenwirken der Fe-Co-P-Legierung mit Si₃N₄ zuzuschreiben.

Es sei darauf hingewiesen, daß eine kupfer- oder kupferlegierungsplattierte Schicht auf dem Teil auf Eisenbasis vorgesehen sein kann, um die Adhäsionseigenschaft der metallplattierten Schicht auf Eisenbasis zu verbessern.

Beispiel VI

Es ist ein Kolbenring mit einer Konstruktion vorgesehen, die der in dem vorstehend beschriebenen Beispiel V ähnlich ist. Insbesondere wurde wie bei dem obigen Beispiel V eine harte Partikeln enthaltende, metallplattierte Schicht auf Nickelbasis auf der ganzen Oberfläche einschließlich der äußeren Umfangsfläche jedes Kolbenrings ausgebildet.

Die Dicke der metallplattierten Schicht auf Nickelbasis liegt vorzugsweise im Bereich von 5 bis 100 µm. Beispiele für solche Plattierungsmetalle, die verwendet werden können, sind eine Ni-Co-Legierung, eine Ni-Co-P-Legierung oder dgl. Die metallplattierte Schicht auf Nickelbasis, die aus einer solchen Legierung gefertigt ist, hat gute Adhäsionseigenschaften und blättert deshalb nicht ab. Die Schicht hat auch einen Wärmewiderstand und einen Oxidationswiderstand und zeigt folglich eine ausgezeichnete Lebensdauer in einer Maschine, die unter hoher Temperatur und oxidierender Umgebung steht. Von den genannten chemischen Bestandteilen hat Co den Effekt der Vergrößerung der Härte der auf Nickel basierenden metallplattierten Schicht, und der Gehalt von Co wird auf einen Bereich von 10 bis 40 Gew.-% eingestellt. Wenn der Co-Gehalt kleiner als 10 Gew.-% ist, wird dieser Effekt nicht erzielt. Wenn andererseits der Co-Gehalt 40 Gew.-% überschreitet, ist die plattierte Schicht schwer zu bilden bzw. zu formen, und erst wenn sie gebildet worden ist, ist ihre Oberfläche rauh. P bewirkt denselben Effekt wie Co, und der Gehalt an P wird auf einen Bereich 2 bis Gew.-% eingestellt. Wenn der P-Gehalt kleiner als 2 bis 10 Gew.-% ist, wird dieser Effekt nicht erzielt. Wenn andererseits der P-Gehalt 10 Gew.-% überschreitet, ist die plattierte Schicht schwer zu bilden.

Der Einschluß der harten Partikeln in der auf Nickel basierenden metallplattierten Schicht wird durch Suspendieren der harten Partikeln in einer Plattierungslösung und Einschließen der Partikeln in der auf Nickel basierenden metallplattierten Schicht während deren Bildung ausgeführt. Die bevorzugten Partikeln werden aus der Gruppe ausgewählt, die aus SiC, BN, Si₃N₁, MoS₂, WC und Al₂O₃ besteht. Solche harte Partikeln haben die Wirkung der Verbesserung der Verschleißfestigkeit der auf Nickel basierenden metallplattierten Schicht. Die Menge der verteilten Partikeln wird auf einen Bereich von 10 bis 30% hinsichtlich des Flächenmaßes eingestellt. Wenn die verteilte Menge Partikeln kleiner als 10% ist, ist die Verschleißfestigkeit der resultierenden, auf Nickel basierenden, metallplattierten Schicht niedriger. Wenn andererseits die verteilte Menge 30% überschreitet, sind die harten Partikeln nicht ausreichend in der auf Nickel basierenden metallplattierten Schicht eingeschlossen und können ausfallen. Eine geeignete mittlere Partikelgröße der harten Partikeln liegt im Bereich von 0,5 bis 10 µm. Wenn die mittlere Partikelgröße 10 µm überschreitet, sind die harten Partikeln nicht ausreichend in der auf Nickel basierenden metallplattierten Schicht eingeschlossen und können ausfallen. Andererseits sind Partikeln mit einer mittleren Partikelgröße von weniger als 0,5 µm schwer zu erzeugen und der die Verschleißfestigkeit verbesserte Effekt dieser Partikeln ist reduziert.

Für einen Gleittest nach der Art der Spitze-auf-Scheibe wurden eine Spitze und eine Scheibe, die im folgenden beschrieben werden, präpariert. Eine Scheibe wurde unter Verwendung sphärischen Graphitgußeisens (JIS FCD75) gegossen, welche dem ersten Verdichtungsring 6₁ entspricht, und wurde auf ihrer Oberfläche mit einer auf Nickel basierenden metallplattierten Schicht versehen, die aus einer Ni-Co-P-Legierung bestand und Si₃N₄ mit einer mittleren Partikelgröße von 3 µm als harte Partikeln enthielt. In diesem Fall betrug der Gehalt an Co 25 Gew.-%, der Gehalt an P betrug 6 Gew.-% und die Menge verteilten Si₃N₄ betrug 30% hinsichtlich des Flächenmaßes. Eine Spitze wurde aus einer Mischung aus einer Faser auf Aluminiumoxidbasis mit einem Faservolumenanteil von 12%, einem Alphagrad von 33% und einem SiO₂-Gehalt von 2 bis 5 Gew.-%, und aus einer Kohlenstoffaser mit einem Faservolumenanteil von 9% sowie aus einer Matrix aus einer Aluminiumlegierung (JIS ADC12) gebildet, die dem faserverstärkten Abschnitt C des Zylinderblocks 1 entsprach.

Zur Prüfung der Anfreßcharakteristik wurde die Scheibe mit einer Geschwindigkeit von 2,5 m/s gedreht und im schmiermittelfreien Zustand mit verschiedenen Druckkräften zur Bestimmung des anfreßkritischen Oberflächendruckes gedrückt. Auf diese Weise ergaben sich die in Fig. 37 gezeigten Resultate. Beim Vergleichsbeispiel wurde eine Scheibe benutzt, die ähnlich der beim vorstehenden Beispiel V benutzten Scheibe mit einer darauf ausgebildeten chromplattierten Schicht war.

Aus der Fig. 37 ist ersichtlich, daß der für reibungsbedingtes Festsitzen kritische Oberflächendruck bei diesem Beispiel nach der vorliegenden Erfindung 120·9,81 N/cm² beträgt und im Vergleich zu den 100·9,81 N/cm² bei dem Vergleichsbeispiel verbessert ist. Diese Verbesserung des anfreßkritischen Oberflächendruckes ist in erster Linie der Ni-Co-P-Legierung zuzuschreiben und weniger dem Si₃N₄.

Zum Prüfen der Verschleißcharakteristik wurde die Scheibe mit einer Geschwindigkeit von 12,5 m/s gedreht und dann wurde die Spitze im geschmierten Zustand auf die Scheibe mit einer Druckkraft von 30·9,81 N/cm² gedrückt. Die Menge des zugeführten Schmieröls betrug 2,5 ml/min. Der Zustand wurde aufrechterhalten, bis die Gleitdistanz 6000 m überschritt, um die Größen der Verschleiße der Scheibe und der Spitze zu bestimmen. Auf diese Weise wurden die in Fig. 38 gezeigten Resultate erhalten. In der Fig. 38 deuten die Linie x₃ und x₁ die Ergebnisse nach der vorliegenden Erfindung und die Linien y₃ und y₁ die Resultate des Vergleichsbeispiels an.

Aus der Fig. 38 ist ersichtlich, daß die Größen des Scheiben- und Spitzenverschleißes bei der vorliegenden Erfindung kleiner als beim Vergleichsbeispiel sind. Diese Verbesserung der Verschleißfähigkeit ist insbesondere bei der Scheibe bemerkenswert. Dies zeigt, daß der erste Verdichtungsring 6₁ eine ausgezeichnete Verschleißfestigkeit hat. Diese Verbesserung der Verschleißfestigkeit ist ebenfalls dem Zusammenwirken der Ni-Co-P-Legierung mit dem Si₃N₄ zuzuschreiben.

Es sei auch darauf hingewiesen, daß eine kupferplattierte oder kupferlegierungsplattierte Schicht auf dem auf Eisen basierenden Teil vorgesehen sein kann, um die Adhäsionseigenschaft der auf Nickel basierenden metallplattierten Schicht weiter zu verbessern.

In Zusammenfassung wurde beschrieben eine Brennkraftmaschine mit einem aus Leichtmetall gefertigten Zylinderblock 1 mit einer Zylinderwand rund um eine Zylinderbohrung 3, die einen zylindrischen, faserverstärkten Abschnitt C enthält, der aus einer Mischung aus einer auf Aluminiumoxid basierenden Faser Fa und aus einer Kohlenstoffaser Fc mit einer Leichtmetallmatrix besteht. Die Faser Fa hat einen Faservolumenanteil im Bereich von 8 bis 20% und die Kohlenstoffaser Fc hat einen Faservolumenanteil im Bereich von 0,3 bis 15%. Die Faser Fa enthält 25 Gew.-% oder weniger Siliziumoxid, hat ein Verhältnis zwischen Länge und Durchmesser von 20 bis 150 und einen α-Grad von 2 bis 60%. Die Kohlenstoffaser Fc hat ein mittleres Verhältnis zwischen Länge und Durchmesser im Bereich von 10 bis 100 und einen Elastizitätsmodul im Bereich von 1,779·10⁵ bis 2,669·10⁵ N/mm². Der Kolben 4 für die Zylinderbohrung 3 hat eine mit einer zinnplattierten Schicht abgedeckte eisenplattierte Schicht. Die Kolbenringe 6₁ bis 6₃ für den Kolben 4 können aus austenitischem, nichtrostendem Stahl sein, um Wärmeausdehnungscharakteristiken zu erzeugen, die ähnlich der Zylinderwand sind, und können mit einer nitrid- oder chromplattierten Schicht versehen sein.

Claims

1. Gleitwerkstoff-Ausbildung zur Verwendung für wenigstens zwei in einer Brennkraftmaschine relativ zueinander bewegbare Teile (7, 4), die über an ihnen befindlichen Gleitflächen miteinander in Gleitkontakt stehen, wobei das eine Teil (7) wenigstens im Bereich (C) seiner Gleitfläche aus einer Leichtmetall- Legierung (Am, S) besteht, die Fasern (Fa) auf der Basis von Aluminiumoxid und Fasern aus Kohlenstoff (Fc) enthält, wobei der Volumenanteil der Fasern (Fa) in dem Bereich (C) 8 bis 20 Vol.-% beträgt, dadurch gekennzeichnet, daß der Volumenanteil der Fasern (Fc) in dem Bereich (C) 0,3 bis 15 Vol.-% beträgt, daß der Mittelwert des Verhältnisses von Länge zu Durchmesser der Fasern (Fc) 10 bis 100 beträgt und daß der Young-Modul der Fasern (Fc) 1,779·10⁵ bis 2,669·10⁵ N/mm² beträgt.

2. Gleitwerkstoff-Ausbildung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Fasern (Fa) einen Gehalt an Siliziumoxid von 25 Gew.-% oder weniger aufweisen.

3. Gleitwerkstoff-Ausbildung nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß der Anteil von α-Aluminiumoxid in den Fasern (Fa) 2 bis 60 Gew.-% beträgt.

4. Gleitwerkstoff-Ausbildung nach Anspruch 2 oder 3, dadurch gekennzeichnet, daß die Fasern (Fa) einen Gehalt an Siliziumoxid von 2 bis 5 Gew.-% aufweisen.

5. Gleitwerkstoff-Ausbildung nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß der Mittelwert des Verhältnisses von Länge zu Durchmesser der Fasern (Fa) 20 bis 150 beträgt.

6. Gleitwerkstoff-Ausbildung nach Anspruch 5, dadurch gekennzeichnet, daß die Fasern (Fa) Perlen mit einem Durchmesser von weniger als 150 µm zu 4 Gew.-% oder weniger aufweisen.

7. Gleitwerkstoff-Ausbildung nach Anspruch 5 oder 6, dadurch gekennzeichnet, daß der Gehalt an Perlen, deren Größe das 50fache oder mehr als das 50fache des mittleren Durchmessers der Fasern (Fa) übersteigt 4 Gew.-% oder weniger der Fasern (Fa) beträgt.

8. Gleitwerkstoff-Ausbildung nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß die Gleitfläche des einen Teils (7) eine Rauhigkeit aufweist, die gleich oder kleiner als die Hälfte des mittleren Durchmessers der Fasern (Fa) ist.

9. Gleitwerkstoff-Ausbildung nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß die Leichtmetall-Legierung (Am, S) eine Aluminiumlegierung ist, deren Gehalt an Silizium 1,65 bis 14,0 Gew.-% beträgt.

10. Gleitwerkstoff-Ausbildung nach Anspruch 9, dadurch gekennzeichnet, daß das Verhältnis des Anteils an primärkristallinem Silizium (S) in dem die Fasern (Fa, Fc) enthaltenden Bereich (C) zum Anteil an primärkristallinem Silizium (S) in einem an diesen Bereich (C) angrenzenden, keine Fasern enthaltenden Bereich (M) größer als 1 und kleiner oder gleich 4 ist.

11. Gleitwerkstoff-Ausbildung nach Anspruch 9 oder 10, dadurch gekennzeichnet, daß die mittlere Korngröße des primärkristallinen Silizium (S) in dem die Fasern (Fa, Fc) enthaltenden Bereich (C) kleiner ist als der mittlere Durchmesser der Fasern (Fa).

12. Gleitwerkstoff-Ausbildung nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß das andere Teil (4) einen Hauptkörper (20) aus einer Legierung auf der Basis von Eisen aufweist, auf dem sich im Bereich seiner Gleitfläche eine Eisenschicht (21) und auf der Eisenschicht (21) eine die Gleitfläche bildende Zinnschicht (22) von 1 bis 10 µm Dicke befindet, wobei die Härte der Eisenschicht 250 Hv oder mehr und ihre die Dicke 5 bis 30 µm beträgt.

13. Gleitwerkstoff-Ausbildung nach Anspruch 12, dadurch gekennzeichnet, daß an dem Hauptkörper (20) ein Gleitteil (6₁, 6₂, 6₃) aus nichtrostendem austenitischem Stahl angebracht ist.

14. Gleitwerkstoff-Ausbildung nach Anspruch 13, dadurch gekennzeichnet, daß das Gleitteil (6₁, 6₂, 6₃) einen Grundkörper aus einer Legierung auf der Basis von Eisen aufweist, auf dem sich im Bereich einer in Gleitkontakt mit dem einen Teil (7) kommenden Gleitfläche eine die Gleitfläche bildende Nitridschicht befindet, deren Karbonatanteil in der Gleitfläche 5% oder weniger beträgt.

15. Gleitwerkstoff-Ausbildung nach Anspruch 13, dadurch gekennzeichnet, daß das Gleitteil (6₁, 6₂, 6₃) einen Grundkörper aus einer Legierung auf der Basis von Eisen aufweist, auf dem sich im Bereich einer in Gleitkontakt mit dem einen Teil (7) kommenden Gleitfläche eine die Gleitfläche bildende Chromschicht befindet, deren Dicke 10 bis 150 µm und deren Härte 600 bis 1000 Hv beträgt.

16. Gleitwerkstoff-Ausbildung nach Anspruch 13, dadurch gekennzeichnet, daß das Gleitteil (6₁, 6₂, 6₃) einen Grundkörper aus einer Eisen-Legierung aufweist, auf dem sich im Bereich einer in Gleitkontakt mit dem einen Teil (7) kommenden Gleitfläche eine die Gleitfläche bildende, harte Partikel enthaltende Schicht auf der Basis von Eisen befindet.

17. Gleitwerkstoff-Ausbildung nach Anspruch 16, dadurch gekennzeichnet, daß die Schicht auf der Basis von Eisen aus einer Eisen-Kobalt-Legierung mit 10 bis 40 Gew.-% Co besteht.

18. Gleitwerkstoff-Ausbildung nach Anspruch 16, dadurch gekennzeichnet, daß die Schicht auf der Basis von Eisen aus einer Eisen-Kobalt-Phosphor-Legierung mit 10 bis 40 Gew.-% Co und 2 bis 10 Gew.-% P besteht.

19. Gleitwerkstoff-Ausbildung nach Anspruch 13, dadurch gekennzeichnet, daß das Gleitteil (6₁, 6₂, 6₃) einen Grundkörper aus einer Eisen-Legierung aufweist, auf dem sich im Bereich einer in Gleitkontakt mit dem einen Teil (7) kommenden Gleitfläche eine die Gleitfläche bildende, harte Partikel enthaltende Schicht auf der Basis von Nickel befindet.

20. Gleitwerkstoff-Ausbildung nach Anspruch 19, dadurch gekennzeichnet, daß die Schicht auf der Basis von Nickel aus einer Nickel-Kobalt-Legierung mit 10 bis 40 Gew.-% Co besteht.

21. Gleitwerkstoff-Ausbildung nach Anspruch 19, dadurch gekennzeichnet, daß die Schicht auf der Basis von Nickel aus einer Nickel-Kobalt-Phosphor-Legierung mit 10 bis 40 Gew.-% Co und 2 bis 10 Gew.-% P besteht.

22. Gleitwerkstoff-Ausbildung nach einem der Ansprüche 16 bis 21, dadurch gekennzeichnet, daß die harten Partikel aus SiC, BN, Si₃N₄, MoS₂, WC oder Al₂O₃ bestehen, deren Durchmesser 0,5 bis 10 µm beträgt und deren Anteil in der Gleitfläche 10 bis 30% beträgt.

23. Gleitwerkstoff-Ausbildung nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß das eine Teil (7) eine Zylinderbuchse in einer Zylinderbohrung (3) mit einer Wand aus einer Leichtmetall-Legierung ist und daß das andere Teil (4) ein Kolben ist, der einen mit den Schichten (21, 22) versehenen Kolbenschurz (20) oder einen das Gleitteil (6₁, 6₂, 6₃) bildenden Kolbenring (6₁, 6₂, 6₃) aufweist.