(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
一体的に鋳造された鋳鋼からなる内燃機関用ピストンであって、前記鋳鋼が、質量比で、C：0.8％以下（0％を含まず）、Si：3％以下（0％を含まず）、Mn：3％以下（0％を含まず）、S：0.02〜0.2％、Ni：3％以下（0％を含まず）、Cr：6％以下（0％を含まず）、Cu：6％以下（0％を含まず）、Nb：0.01〜3％、残部実質的にFe及び不可避的不純物からなる組成を有し、前記鋳鋼組織中には共晶炭化物が含まれており、前記共晶炭化物が共晶コロニーを形成した組織を有することを特徴とする内燃機関用ピストン。
【請求項２】
請求項１に記載の内燃機関用ピストンにおいて、前記鋳鋼が、質量比で、C：0.1〜0.55％、Si：0.2〜2％、Mn：0.3〜3％、S：0.02〜0.2％、Ni：1％以下（0％を含まず）、Cr：3％以下（0％を含まず）、Cu：1〜4％、Nb：0.1〜3％、残部実質的にFe及び不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とする内燃機関用ピストン。
【請求項３】
一体的に鋳造された鋳鋼からなる内燃機関用ピストンであって、前記鋳鋼が、質量比で、C：0.1〜0.8％、Si：3％以下（0％を含まず）、Mn：3％以下（0％を含まず）、S：0.05〜0.2％、Ni：10％以下（0％を含まず）、Cr：30％以下（0％を含まず）、Cu：6％以下（0％を含まず）、Nb：0.05〜8％、残部実質的にFe及び不可避的不純物からなる組成を有し、前記鋳鋼組織中には共晶炭化物が含まれており、前記共晶炭化物が共晶コロニーを形成した組織を有することを特徴とする内燃機関用ピストン。
【請求項４】
請求項３に記載の内燃機関用ピストンにおいて、前記鋳鋼が、質量比で、C：0.1〜0.55％、Si：0.2〜2％、Mn：0.3〜3％、S：0.05〜0.2％、Ni：0.5〜6％、Cr：6〜20％、Cu：1〜4％、Nb：0.2〜5％、残部実質的にFe及び不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とする内燃機関用ピストン。
【請求項５】
請求項３又は４に記載の内燃機関用ピストンにおいて、前記鋳鋼が、質量比で、C、Ni、Nbを0.05＜（C％＋0.15Ni％−0.12Nb％）≦0.8の範囲で含有することを特徴とする内燃機関用ピストン。
【請求項６】
請求項３〜５のいずれかに記載の内燃機関用ピストンにおいて、前記鋳鋼は、基地組織のオーステナイト相が30％未満であることを特徴とする内燃機関用ピストン。
【請求項７】
請求項１〜６のいずれかに記載の内燃機関用ピストンにおいて、前記共晶コロニーは10μm以下に接近又は接触した複数の前記共晶炭化物の集まりであることを特徴とする内燃機関用ピストン。
【請求項８】
請求項１〜７のいずれかに記載の内燃機関用ピストンにおいて、前記鋳鋼がさらにV及び／又はTiを0.5質量％以下（0％を含まず）含有することを特徴とする内燃機関用ピストン。
【請求項９】
請求項１〜８のいずれかに記載の内燃機関用ピストンにおいて、前記鋳鋼がさらにAl、Mg及びCaの少なくとも1種を0.04質量％以下（0％を含まず）含有することを特徴とする内燃機関用ピストン。
【請求項１０】
請求項１〜９のいずれかに記載の内燃機関用ピストンにおいて、頭部と、ピンボス部と、スカート部とが一体的に鋳造されていることを特徴とする内燃機関用ピストン。
【請求項１１】
請求項10に記載の内燃機関用ピストンにおいて、さらに冷却空洞部を有し、一体的に鋳造されていることを特徴とする内燃機関用ピストン。
【請求項１２】
請求項11に記載の内燃機関用ピストンにおいて、ディーゼルエンジン用ピストンであり、頭部に燃焼室を有し、前記燃焼室の近傍に冷却空洞部が形成されていることを特徴とする内燃機関用ピストン。
【請求項１３】
請求項1〜12のいずれかに記載の内燃機関用ピストンにおいて、前記鋳鋼組織中の共晶炭化物が面積率で1〜35％であることを特徴とする内燃機関用ピストン。
【請求項１４】
請求項13に記載の内燃機関用ピストンにおいて、前記共晶炭化物の平均円相当径が3μm以下であることを特徴とする内燃機関用ピストン。
【請求項１５】
請求項13又は14に記載の内燃機関用ピストンにおいて、前記共晶コロニーを囲む包絡線によって囲まれる面積を前記共晶コロニーの面積とすると、50μm2以上の面積を有する共晶コロニーの数が1 mm2の組織断面中に10個以上であることを特徴とする内燃機関用ピストン。
【請求項１６】
請求項13〜15のいずれかに記載の内燃機関用ピストンにおいて、前記共晶炭化物がNb炭化物を含むことを特徴とする内燃機関用ピストン。
【請求項１７】
請求項１〜16のいずれかに記載の内燃機関用ピストンにおいて、前記鋳鋼組織中の硫化物の面積率が0.2〜3.0％で、全硫化物の数に対する円形度0.7以上の硫化物の数が70％以上であることを特徴とする内燃機関用ピストン。
【請求項１８】
請求項17に記載の内燃機関用ピストンにおいて、前記硫化物はMn及び／又はCrを含むことを特徴とする内燃機関用ピストン。
【請求項１９】
請求項１〜18のいずれかに記載の内燃機関用ピストンにおいて、前記鋳鋼が350℃〜500℃の範囲において350 MPa以上の0.2％耐力及び140 GPa以上の縦弾性係数を有し、かつ常温〜500℃の平均線膨張係数が10〜16×10-6／℃であることを特徴とする内燃機関用ピストン。
【請求項２０】
請求項１又は２に記載の内燃機関用ピストンを製造する方法であって、前記鋳鋼を鋳造後850℃以上に保持してから空冷することを特徴とする方法。
【請求項２１】
請求項３〜６のいずれかに記載の内燃機関用ピストンを製造する方法であって、前記鋳鋼を鋳造後450℃以上に保持してから空冷することを特徴とする方法。
【請求項２２】
請求項21に記載の内燃機関用ピストンの製造方法において、前記鋳鋼を鋳造後、1000℃以上に保持して急冷した後、450℃以上に保持してから空冷することを特徴とする内燃機関用ピストンの製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車用エンジン、特にディーゼルエンジン等に好適な内燃機関用ピストン及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
自動車用エンジンの燃焼温度及び圧力は、高出力化及び低燃費化を図るため、益々上昇する傾向にある。そのため、特にディーゼルエンジン用ピストンでは、高温耐力、高温剛性、耐熱亀裂性等の耐熱性や、高出力化及び低燃費化を得るための軽量化が求められている。さらに例えば、ピストンのスカート部とシリンダライナとの間、ピストンのピンボス部とピストンピンとの間、ピストンのリング溝とピストンリングとの間等の摺動部位において、異常摩耗、カジリ、焼付き等が生じないように、耐摩耗性、耐焼付性、低熱膨張性等の特性の向上が要求されている。特に耐焼付性（「耐スカッフィング性」又は「耐スコーリング性」とも云われる）が低いと、ピストンや相手部材の表面に傷が付き、摩耗が助長されるばかりか、カジリや焼付きに至ることもある。そのため、耐焼付性はピストンにとって極めて重要な特性である。
【０００３】
従来ディーゼルエンジン用ピストンには、軽量化を目的に、JIS AC8A等のアルミニウム合金が用いられていた。しかし、アルミニウム合金からなるピストンでは、熱的及び機械的な耐久温度が350℃程度と低く、また熱膨張量も大きいので、焼付きやカジリが発生しやすいといった問題がある。そのため、最近アルミニウム合金の代わりに、約400℃までの耐久性が比較的高く、かつ組織内の黒鉛による自己潤滑性により耐焼付性が良好な球状黒鉛鋳鉄が採用されるようになった（例えば特開平10-85924号参照）。
【０００４】
しかしながら、球状黒鉛鋳鉄製ピストンは十分な延性を有するものの、ピストン温度が450℃以上になると耐熱性が不足し、熱的機械的負荷の繰返しによりリップ等に熱亀裂が発生するという問題がある。また15 MPa程度の燃焼圧力までは、黒鉛による自己潤滑性により比較的良好な耐焼付性を発揮するが、20 MPa以上に上昇すると、黒鉛潤滑による耐焼付性が満足できなくなるとともに、高温耐力及び高温剛性が低下し、シリンダライナ等の相手部材との強い接触によりピストン及び相手部材の摩耗が進行してブローバイが大きくなり、また片当り等に起因して、カジリ、焼付き、破損といった不具合が生じ、エンジン性能を損なうおそれがある。
【０００５】
軽量化を狙って、球状黒鉛鋳鉄製ピストンを薄肉にしようとすると、高温剛性が低くなり過ぎ、リップの他にピンボス部、スカート部等でも亀裂が発生するおそれがある。そのため、球状黒鉛鋳鉄製ピストンでは大幅な軽量化には限界がある。
【０００６】
米国特許第5,136,992号は、燃焼温度及び圧力の上昇に対応するため、ピストンのピンボス部を含む頭部とスカート部とを別に製作し、一体的に組み立てたピストンを提案している。図9はそのピストン100の一例の断面図である。ピストン100は、燃焼室105、頂面106及び燃焼室105の開口縁（リップ）107を有する頭部101と、スカート部102と、トップランド108と、ピストンリングが装着されるリング溝109と、ピンボス部104と、オイルが循環して燃焼室105を冷却するクーリングチャンネル又はギャラリーと呼ばれる冷却空洞部103とを有する。100hはピン孔中心から頂面106までの寸法のコンプレッションハイトを表す。
【０００７】
頭部101及びピンボス部104は、高い耐熱性を有するために、重量比で、C：0.32〜0.45％、Si：0.4〜0.9％、Mn：1.0〜1.8％、P：0.035％以下、S：0.065％以下、V：0.06〜0.15％、残部：Feからなる析出硬化したフェライト−パーライト組織の鍛鋼からなり、スカート部102はアルミニウム等の軽合金からなる。このような構成により、従来のFebalCr42Mo4合金（JIS SCＭ440相当）より低コストで製造できると記載されている。
【０００８】
しかしながら、鍛鋼ピストン100は高温剛性に優れているものの、組織中に自己潤滑性を有する黒鉛が存在しないため、燃焼圧力が20〜25 MPaに上昇すると、耐焼付性及び耐摩耗性が不足するおそれがある。また鍛造法で製造されるために、硫化物や非金属介在物が鍛造時の主変形方向に（鍛流線に沿って）細く伸ばされ、これが起点となって高い熱的機械的負荷下で燃焼室105のリップ107等に熱亀裂が発生するおそれがある。
【０００９】
また頭部101とスカート部102との組み立て工程が必要であるので、製造コストが高いという問題もある。さらに冷却空洞部103を加工するためにバイトを挿入するスペースが必要であり、コンプレッションハイト100ｈを大きくせざるを得ないので、コンパクト化が難しい。さらに鍛造法では冷却空洞部103を含むピストンを一工程で一体的に製造することができないため、冷却空洞部103の加工工程と、空洞部103を塞ぐ蓋ｆを固着する工程等が必要であり、製造コスト上昇の原因となる。
【００１０】
日本国特許第2,981,899号は、耐摩耗性及び耐焼付性を向上させるために表面を窒化して使用されるピストンリング材であって、重量％で、C：0.6〜1.1％、Si：2.0％以下、Mn：2％以下、Cr：10.0〜18.0％、Mo及び／又はＷ（Mo＋1/2 Ｗ）：0.5〜4.0％、V及び／又はNb（V＋1/2 Nb）：0.05〜2.0％、Ni：2.5％以下、Cｏ：12％以下、Ni＋Cｏ：0.5％以上、P：0.015％以下、S：0.005％以下、O：30 ppm以下、残部：Fe及び不可避的不純物からなり、硫酸雰囲気中で腐蝕摩耗特性及び疲労特性に優れたピストンリング材を提案している。V及びNbは結晶粒を微細化して靭性を向上させるだけでなく、炭化物を形成して耐摩耗性及び耐焼付性を向上させ、また焼戻し軟化抵抗を向上させると記載されている。
【００１１】
しかしながらピストンリングは幅の狭い板材をリング状に加工したもので、Cr炭化物を多量に含有する鋼材でも容易に作製することができる。ところがピストンのように複雑形状で加工量の多い一体鋳造品を製造しようとしても、鋳造及び加工が困難なために製造歩留りが低く、あるいは膨大なコストと工数がかかる等の問題がある。そのため、上記ピストンリング材からピストンを一体的に鋳造することは工業的に極めて困難である。さらに上記ピストンリング材はピストンに必要なレベルの高温耐力、高温剛性、耐熱亀裂性等の耐熱性、及び耐焼付性等を兼備していないので、一体鋳造ピストンに使用することはできない。
【００１２】
特にディーゼルエンジン用ピストンでは、燃焼温度の上昇に伴ってピストン温度が450〜500℃程度に上昇し、燃焼圧力が20 MPa〜25 MPa程度に上昇すると予想されている。このためピストンには、このような高温高圧に耐える耐熱性を有することが要求される。しかも、熱的機械的負荷の高い条件での摺動中に、シリンダライナ、ピストンピン、ピストンリング等の相手部材との接触によりカジリや焼付き等が生じないように、高い耐焼付性が要求される。さらにエンジンの高出力化及び低燃費化を図るため、ピストンの往復運動時の慣性力の低減、ピストンの軽量化、摩擦の低減、エンジンの騒音低減、エンジンの小型化等の要求もある。そのためピストンの薄肉化、コンプレッションハイトの低減等が望まれてきている。
【００１３】
その上、ピストンには、熱的機械的負荷の高い状況で使用しても振動や衝撃によって亀裂や割れを発生しないように、高い強度と延性を有することが要求される。特に亀裂や割れを発生させないために、延性はエンジン内での使用に際して要求されるだけでなく、生産工程や組み付け工程等でも要求される。一般に常温以下の低温における延性は常温伸びで代表される。
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１４】
従って、本発明の目的は、良好な常温伸びを有するとともに、ピストン温度が450℃以上、燃焼圧力が20 MPa以上に上昇しても使用可能なように高い高温耐力、高温剛性及び耐熱亀裂性とを有し、かつ耐焼付性にも優れた自動車用エンジン、特にディーゼルエンジン等に好適な内燃機関用ピストンを提供することである。
【００１５】
本発明のもう一つの目的は、かかる内燃機関用ピストンを製造する方法を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００１６】
上記目的に鑑み鋭意研究の結果、耐熱性、耐食性、耐摩耗性を有する鋳鋼を一体的に鋳造したピストンであって、前記鋳鋼組織中には共晶炭化物が含まれており、前記共晶炭化物が共晶コロニー（共晶炭化物とマトリックス相の集合体）を形成した組織を有する内燃機関用ピストンは、450℃以上のピストン温度及び20 MPa以上の燃焼圧力という過酷な条件でも十分な高温耐力、高温剛性、耐熱亀裂性及び耐焼付性を発揮し、また軽量化が可能であることを発見し、本発明に想到した。
【００１７】
本発明の内燃機関用ピストンは一体的に鋳造された第一の鋳鋼からなり、前記鋳鋼が、質量比で、C：0.8％以下（0％を含まず）、Si：3％以下（0％を含まず）、Mn：3％以下（0％を含まず）、S：0.02〜0.2％、Ni：3％以下（0％を含まず）、Cr：6％以下（0％を含まず）、Cu：6％以下（0％を含まず）、Nb：0.01〜3％、残部実質的にFe及び不可避的不純物からなる組成を有し、前記鋳鋼組織中には共晶炭化物が含まれており、前記共晶炭化物が共晶コロニーを形成した組織を有することを特徴とする。好ましい組成は、質量比で、C：0.1〜0.55％、Si：0.2〜2％、Mn：0.3〜3％、S：0.02〜0.2％、Ni：1％以下（0％を含まず）、Cr：3％以下（0％を含まず）、Cu：1〜4％、Nb：0.1〜3％、残部実質的にFe及び不可避的不純物からなる。
【００１８】
【００１９】
本発明の内燃機関用ピストンは一体的に鋳造された第二の鋳鋼からなり、前記鋳鋼が、質量比で、C：0.1〜0.8％、Si：3％以下（0％を含まず）、Mn：3％以下（0％を含まず）、S：0.05〜0.2％、Ni：10％以下（0％を含まず）、Cr：30％以下（0％を含まず）、Cu：6％以下（0％を含まず）、Nb：0.05〜8％、残部実質的にFe及び不可避的不純物からなる組成を有し、前記鋳鋼組織中には共晶炭化物が含まれており、前記共晶炭化物が共晶コロニーを形成した組織を有することを特徴とする。好ましい組成は、質量比で、C：0.1〜0.55％、Si：0.2〜2％、Mn：0.3〜3％、S：0.05〜0.2％、Ni：0.5〜6％、Cr：6〜20％、Cu：1〜4％、Nb：0.2〜5％、残部実質的にFe及び不可避的不純物からなる。C、Ni及びNbの含有量は0.05＜（C％＋0.15Ni％−0.12Nb％）≦0.8の要件を満たすのが好ましい。基地組織のオーステナイト相は鋳鋼組織全体の30％未満であるのが好ましい。
【００２０】
本発明の内燃機関用ピストン用の第一及び第二の鋳鋼はさらにV及び／又はTiを0.5質量％以下含有するのが好ましい。第一及び第二の鋳鋼はいずれもさらに、Al、Mg及びCaの少なくとも1種を0.04質量％以下含有するのが好ましい。
【００２１】
第一の鋳鋼には、鋳造後850℃以上に保持した後に空冷する熱処理を施すのが好ましい。また第二の鋳鋼には、鋳造後450℃以上に保持した後に空冷する熱処理を施すのが好ましい。第二の鋳鋼には、鋳造後1000℃以上に保持した後に急冷し、次いで450℃以上に保持した後に空冷する熱処理を施すのがより好ましい。
【００２２】
鋳鋼としては、（1）基地組織がα-フェライト相及びパーライト相からなる鋳鋼（以下、単に「α-P系鋳鋼」という）、及び（2）基地組織がδ-フェライト相及びマルテンサイト相からなり、オーステナイト相が30％未満の鋳鋼（以下、単に「δ-Ｍ系鋳鋼」という）を使用するのが好ましい。特にディーゼルエンジン用ピストン等の過酷な熱的機械的負荷に耐えるには、δ-Ｍ系鋳鋼を用いるのが好ましく、δ-Ｍ系鋳鋼としては、具体的には析出硬化型ステンレス鋳鋼であるSCS24（JIS）や、析出硬化型ステンレス鋼であるSＵS630（JIS）（通称17-4PH）のような耐熱性、耐食性、耐摩耗性を有する材料をベースに、耐焼付性を有するように組成を修正した鋳鋼が好ましい。
【００２３】
この内燃機関用ピストンは、頭部と、ピンボス部と、スカート部とが一体的に鋳造されているのが好ましい。一体的に鋳造された内燃機関用ピストンは冷却空洞部を有するのが好ましい。この内燃機関用ピストンはディーゼルエンジンに好適であり、特に頭部に燃焼室を有し、前記燃焼室の近傍に冷却空洞部が形成されているのが好ましい。ニアネットシェイプに一体鋳造することにより、構成部分の組み立てや接合が不要となるだけでなく、加工代を少なくできる。このため、冷却空洞部の加工や空洞部の蓋の取付け及び頭部とスカート部との組立てが必要な米国特許第5,136,992号に記載の組立式鍛造ピストンより、製造コストが著しく低いという利点を有する。また一体鋳造ピストンでは、冷却空洞部を加工するのに加工スペースが不要となり、コンプレッションハイトを低くできるので、ピストンの軽量化とコンパクト化が可能となる。ピストンの構成部分となる頭部と、ピンボス部と、スカート部とを含めて鋳造で一体に形成すれば、冷却空洞部を必要としないガソリンエンジン用のピストンとして使用できる。さらに冷却空洞部を含めて鋳造一体に形成すれば、ディーゼルエンジン用ピストンとして好適である。特にピストンの頭部に燃焼室を有し、燃焼室の近傍に冷却空洞部が形成されている直噴型のディーゼルエンジン用ピストンとして最適である。
【００２４】
鋳鋼組織中の共晶炭化物が面積率で1〜35％であるのが好ましい。ピストン組織中に面積率で1〜35％含まれる高硬度な共晶炭化物は、例えば、シリンダライナ材に含まれるステダイト、ピストンリング材に含まれるCr炭化物、ピストンピン材の表面の浸炭焼入れによるマルテンサイト等相手部材に含まれる高硬度な相からのピストンへの攻撃性を緩和させる。また適量の共晶炭化物を含むことで、比較的凝着性の高いマトリックス相（即ち、基地組織）の面積率が減少するので、ピストンと相手部材とのマトリックス相同士の凝着を抑制して耐焼付性を向上できる。上述の効果は共晶炭化物の面積率1％以上で得られるが、これが35％を超えると、共晶炭化物が高硬度のため、かえって相手部材への攻撃性が増加して相手部材の摩耗を進行させるとともに耐焼付性が低下し、また延性が低下する。このため組織中の共晶炭化物の面積率は1〜35％に規定する。なお、面積率とは、視野の全測定面積に占める共晶炭化物の総面積の割合（百分率）をいう。
【００２５】
また組織中の共晶炭化物が、組織中に一様で均一に分散した状態ではなく、共晶炭化物とマトリックス相（基地組織）との集合体である共晶コロニーを形成して、この共晶コロニーが分散して存在することで、延性を大きく損なわずに、耐焼付性を向上させることができる。共晶コロニーとは、図5に模式的に示すように、マトリックス相53中に微細な共晶炭化物51が密集して晶出し、共晶炭化物51とマトリックス相53とがひとかたまりの集合体の形態で存在するものをいう。共晶炭化物は硬度が高いことから、前述したとおり、耐摩耗性確保と耐焼付性向上に寄与するが、さらにこれが共晶コロニーとして、かつ組織中に分散して存在すると耐焼付性が一層向上する。すなわち、ピストンとして使用した場合、相手部材との摺動により、共晶コロニー内における共晶炭化物同士の間や、共晶コロニー同士の間に存在する比較的硬度の低い（軟らかい）マトリックス相が優先的に凹状に摩耗する。この凹状の領域は、潤滑油等の油だまりとして作用するので、ピストンの保油性が向上し、その結果、耐焼き付き性が向上する。また通常、炭化物の増加は延性低下を招くが、炭化物が微細な共晶炭化物としてマトリックス相に囲まれて存在することで延性の低下が大幅に抑制される。
【００２６】
本発明のピストンは、相手部材として、例えばＦC300相当の高P（リン）片状黒鉛鋳鉄からなるシリンダライナとの摺動においては、ピストンに含まれる共晶炭化物がシリンダライナ組織中に存在する高硬度なステダイトの攻撃性を緩和してピストンに傷がつくのを防ぎ耐摩耗性が確保され、同時に上述の保油性が向上することによる相乗効果により、耐焼き付き性に優れたものとなる。また相手部材として、例えば浸炭焼入れしたCrMo鋼もしくはCr鋼からなるピストンピンとの摺動においては、ピストンに含まれる共晶炭化物がピストンピンに含まれる高硬度な浸炭相によるピストンの摩耗を抑制して、耐摩耗性と耐焼き付き性の優れたピストンとなる。
【００２７】
本発明の内燃機関用ピストンにおいては、前記共晶炭化物の平均円相当径が、3μm以下であるのが好ましい。共晶炭化物の平均円相当径を3μm以下とすることで、共晶炭化物の切り欠き感度を低下させ、ピストンを加工する際の被削性を確保し、延性を大きく低下させない。さらに共晶炭化物の脱落によるアブレシブな摩耗を抑制する効果により、耐焼付性をより一層向上することが可能となる。なお、共晶炭化物の平均円相当径とは、共晶炭化物の面積を同一の面積を有する円に換算したときの円（疑似円）の直径の平均値をいう。
【００２８】
また前記共晶コロニーは、1つ（ひとかたまり）の共晶コロニーの面積が50μm2以上のものの数が、組織断面積1 mm2中（即ち、単位平方ミリ面積当たり）にて10個以上であるのが好ましい。組織中の共晶コロニーの大きさと、その単位面積当たりの数を上記のように規定することで、ピストン自体の耐摩耗性と保油性、相手部材への攻撃性等のバランスが適正に保たれて、ピストンの耐焼付性をより一層向上できる。
【００２９】
なお、共晶炭化物を生成するには、Ti、Zr、Hf、V、Nb、TaといったIVa族、Va族の元素を含有すればよい。これらの元素はCと結合して共晶炭化物を微細化するとともに、共晶炭化物をマトリックス相に囲まれた集合体の形態、すなわち、共晶コロニーとして晶出させ、耐焼付性、耐摩耗性向上に寄与する。このうち特に共晶炭化物が、Nb炭化物（NbC）を含めば、耐焼付性、耐摩耗性の向上に加えて、後述する作用効果により、鋳造性の改善や被削性の確保が促進されより好ましい。
【図面の簡単な説明】
【００３０】
【図１】本発明のピストンを示す断面図である。
【図２】実施例36の金属組織顕微鏡写真（100倍）である。
【図３】比較例5の金属組織顕微鏡写真（100倍）である。
【図４】実施例36の金属組織顕微鏡写真（400倍）である。
【図５】共晶炭化物と共晶コロニーの模式図である。
【図６】熱亀裂試験装置の模式図である。
【図７】往復動摩擦摩耗試験の模式図である。
【図８】ピンオンディスク試験の模式図である。
【図９】別に製作したピンボス部を含む頭部とスカート部とを組み立てた従来のピストンを示す断面図である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００３１】
[1] 鋳鋼の組成
(A) 第一の鋳鋼（α-P系鋳鋼）
(1) C：0.8％以下（0％を含まず）
Cは、共晶炭化物を生成させるとともに、凝固温度を低下させ、溶湯の流動性、すなわち鋳造時の湯流れ性を向上する等鋳造性を良好にする。この効果は、ピストンを薄肉で鋳造する場合に非常に重要である。しかし、Cが0.8％を超えると共晶炭化物の面積率が35％を超えて多量に晶出したり、Cr等の析出炭化物が増加して、かえって耐焼付性と延性が低下するとともに、相手部材への攻撃性が強くなる。したがって、Cは0.8％以下である。Cの含有量は好ましくは0.1〜0.55％であり、より好ましくは0.3〜0.55％である。
（2）Si：3％以下（0％を含まず）
Siは、溶湯の脱酸剤としての役割を有し、COガス等に起因するガス欠陥を防止する等鋳造性を確保する。Siが3％を超えると、耐熱衝撃性、被削性を低下させる。したがって、Siは3％以下、好ましくは0.2〜2％である。
（3）Mn：3％以下（0％を含まず）
Mnは、溶湯の脱酸作用及び非金属介在物を生成して被削性を改善する。しかしMnが3％を超えると靭性が低下するので、Mnは3％以下、好ましくは0.3〜3％、より好ましくは0.3〜2％とする。
（4）Ni：3％以下（0％を含まず）
Niは、ピストン温度が450℃以上に上昇しても、高温耐力、高温強度の低下を抑え、かつ高温剛性を確保することで、ピストンの精密に加工した寸法精度を保ち、摩耗、ブローバイ、カジリ、焼付き、破損といった不具合を防止する。このような作用を有するNiの含有量は3％以下であり、好ましくは1％以下である。
（5）Cr：6％以下（0％を含まず）
Crは基地組織を強化して高温耐力を高める作用を有する。またピストン表面に不働態皮膜を形成して、ピストン内部の基地組織が直接相手部材に触れる機会を減ずる。しかし6％を超えると鋳鋼の被削性を低下させるため、Crは6％以下とする。Crの含有量はより好ましくは4％以下であり、特に3％以下である。
（6）Cu：6％以下（0％を含まず）
Cuは、基地組織中に微細に析出して、自己潤滑性を高め、焼付きを防止する。しかし、6％を超えると高温剛性と延性を低下させるため、Cuは6％以下とする。Cuは好ましくは1〜4％である。
（7）Nb：0.01〜3％
NbはCと結合して、微細な共晶炭化物（NbC）を共晶コロニーの形態で晶出させ、ピストンの耐焼付性及び耐摩耗性を高める。さらに鋳造時の湯流れ性を改善するとともに、凝固収縮により生ずる引け巣、割れ（熱間亀裂）等の鋳造欠陥を防止する等鋳造性を向上する。またNbはCr炭化物等の析出型の粗大炭化物の生成を抑制するので、延性低下や相手部材への攻撃性の増加を抑えるとともに、加工時の被削性を確保する。さらに共晶炭化物のほかに、炭窒化物を形成してパーライトを強化する作用がある。上記の効果を得るには、0.01％以上のNbが必要である。一方、3％を超えると、共晶炭化物の面積率が35％を超え、かえって耐焼付性と延性の低下や相手部材への攻撃性の増加を招くとともに、耐熱亀裂性及び被削性を低下させる。したがって、Nbは0.01〜3％とする。Nbは好ましくは0.1〜3％、より好ましくは0.2〜3％である。
（8）S：0.02〜0.2％
Sを0.02〜0.2％含有させることにより、Mn、Crと硫化物を生成して耐焼付性を向上するとともに、S系介在物を生成して鋳鋼の被削性を改善する。しかし、Sが0.2％を超えると、S系介在物が過剰となり、耐熱亀裂性が悪化する。硫化物をバランスよく生成させて、適切な耐熱亀裂性、耐焼付性及び被削性を得るには、Sは好ましくは0.03〜0.2％である。
（9）Mo：5％以下
Moは、高温強度を上昇させるため5％以下、好ましくは1％以下とする。
（10）Cｏ：5％以下
Cｏは、基地組織に固溶して高温耐力、高温強度、高温剛性を改善するため5％以下、好ましくは3％以下とする。
（11）Al、Mg及びCaの少なくとも1種：0.04％以下
Al、Mg及びCaは、溶湯の脱酸剤としての効果があり、また被削性に効果のある硫化物の核として作用し、これを微細に分散する効果を有するため、含有させることができる。一方、これらを過剰に含有させると非金属介在物として基地組織中に残留し、耐熱亀裂性を低下させる。したがって、必要に応じてAl、Mg及びCaの少なくとも1種を0.04％以下含有させることができる。
（12）その他の元素
Ti、Zr、Hf、V、Ta等のＩVａ族、Vａ族の元素もNbと同様の効果を有する。V及びTiの含有量はそれぞれ0.5％以下であるのが好ましい。またＷは5％以下含有しても良く、Ｂは0.05％以下含有しても良く、Nは0.1％以下含有しても良い。
【００３２】
(B) 第二の鋳鋼（δ-Ｍ系鋳鋼）
(1) C：0.1〜0.8％
第一の鋳鋼の場合と同様に、Cは共晶炭化物を生成させるのに必須で、鋳造性を良好にする作用を有する。しかし、Cが0.8％を超えると共晶炭化物の面積率が35％を超えて多量に晶出したり、Cr等の析出炭化物が増加して、かえって耐焼付性と延性が低下するとともに、相手部材への攻撃性が強くなる。したがって、Cの含有量は0.1〜0.8％であり、好ましくは0.1〜0.55％であり、より好ましくは0.1〜0.4％である。
（2）Si：3％以下（0％を含まず）
第一の鋳鋼と同じ理由により、Siは3％以下であり、好ましくは0.2〜2％である。
（3）Mn：3％以下（0％を含まず）
第一の鋳鋼と同じ理由により、Mnは3％以下であり、好ましくは0.3〜3％である。
（4）Ni：10％以下（0％を含まず）
第一の鋳鋼と同じ理由により、Niは好ましくは0.5〜6％である。
（5）Cr：30％以下（0％を含まず）
Crは、ピストン表面に不働態皮膜を形成して、ピストン内部の基地組織が直接相手部材に触れる機会を減ずる。またNiやCuとの組合せで基地組織をマルテンサイトにしてピストンの強度を高める作用を有する。30％以上含有しても効果の程度は変わらず、合金コストが上昇して不経済なほか、Cとの析出炭化物が増加して、延性や加工時の被削性の低下や相手部材への攻撃性の増加を招くことから30％以下とする。Crは好ましくは6〜20％である。
（6）Cu：6％以下（0％を含まず）
Cuは基地組織中に微細に析出して、自己潤滑性を高め、焼付きを防止する。しかし、6％を超えると高温剛性と延性を低下させるため、Cuは6％以下とする。Cuは好ましくは1〜4％である。
（7）Nb：0.05〜8％
NbはCと結合して、微細な共晶炭化物（NbC）を共晶コロニーの形態で晶出させ、ピストンの耐焼付性、耐摩耗性を高める。さらに鋳造時の湯流れ性を改善するとともに、凝固収縮により生ずる引け巣、割れ（熱間亀裂）等の鋳造欠陥を防止する等鋳造性を向上する。またNbはCr炭化物等の析出型の粗大炭化物の生成を抑制するので、延性低下や相手部材への攻撃性の増加を抑えるとともに、加工時の被削性を確保する。さらにNbCは高温耐力を向上する効果も有する。このような効果を得るには、0.05％以上のNb含有量が必要である。一方、8％を超えると、共晶炭化物の面積率が35％を超え、かえって耐焼付性と延性の低下や相手部材への攻撃性の増加を招くとともに、耐熱亀裂性及び被削性を低下させる。したがって、Nbは0.05〜8％とする。Nbは好ましくは0.2〜5％、より好ましくは0.2〜3.5％とする。
（8）S：0.05〜0.2％
Sを0.05〜0.2％含有させることにより、Mn及びCrと硫化物を生成して耐焼付性を向上するとともに、耐熱亀裂性を低下させるS系介在物を生成して、その内部潤滑作用によって被削性を改善する。しかし、Sが0.2％を超えると、S系介在物が過剰となり、耐熱亀裂性を悪化させる。硫化物をバランスよく生成させて、適切な耐熱亀裂性、耐焼付性及び被削性を得るには、Sは0.05〜0.2％であり、好ましくは0.1〜0.2％である。
（9）Mo：5％以下
第一の鋳鋼と同じ理由により、Moは5％以下であり、好ましくは3％以下である。
(10) Cｏ：5％以下
第一の鋳鋼と同じ理由により、Cｏは5％以下であり、好ましくは3％以下である。
(11) C、Ni及びNbの比率
C、Ni及びNb の含有量は、0.05＜（C％＋0.15Ni％−0.12Nb％）≦0.8（質量比）の条件を満たすのが好ましい。ピストンを低コストに鋳造するためには、安価な原材料を用いることが必要である。原材料となるスクラップ材によっては、鋳造時の湯流れ性等、鋳造性の確保のために、高いC量で鋳造せざるを得ない場合もある。δ-Ｍ系鋳鋼においては、C量が多くなるとMs点を低下させ、常温でオーステナイトが多量に残留して、高温耐力、高温剛性が得られない場合がある。NbCを生成させ、オーステナイト中のC量を低下させ、結果として基地のMs点の低下を防ぐ作用のあるNbと、Ms点の低下を招くNi量を、0.05＜（C％＋0.15Ni％−0.12Nb％）≦0.8の範囲に制限することで、所望の高温耐力及び高温剛性が得られる。
(12) Al、Mg及びCaの少なくとも1種：0.04％以下
第一の鋳鋼と同じ理由により、Al、Mg及びCaの少なくとも1種を0.04％以下含有しても良い。
(13) その他の元素
Ti、Zr、Hf、V、Ta等のＩVａ族、Vａ族の元素もNbと同様の効果を有する。V及びTiの含有量はそれぞれ0.5％以下であるのが好ましい。またＷは5％以下含有しても良く、Ｂは0.05％以下含有しても良く、Nは0.1％以下含有しても良い。
(14) 不可避的不純物
Pは原料から不可避的に混入するが靭性を低下させるので少ないほど好ましく、具体的には0.05％以下にするのがよい。
【００３３】
[2] 内燃機関用ピストンの組織及び特性
鋳鋼は組織中の共晶炭化物が面積率で1〜35％であり、前記共晶炭化物が共晶コロニー（共晶炭化物とマトリックス相の集合体）を形成した組織を有するのが好ましい。共晶炭化物の平均円相当径は3μm以下であるのが好ましい。前記共晶コロニーは、1つの共晶コロニーの面積が50μm2以上のものの数が、組織断面積1 mm2中に10個以上であるのが好ましい。前記共晶炭化物はNb炭化物を含むのが好ましい。
【００３４】
第一及び第二の内燃機関用ピストンにおいて、組織中のMn、Crの少なくとも1種を含む硫化物の面積率が0.2〜3.0％であり、全硫化物の数に対する円形度0.7以上の硫化物の数が70％以上であるのが好ましい。
【００３５】
ピストンの部材として、耐熱性、耐食性、耐摩耗性を有する鋳鋼のなかから材料を適切に選択することで、ピストン温度が450℃以上と上昇し、燃焼圧力が20 MPa以上と上昇しても、十分な高温耐力、高温剛性、耐熱亀裂性とを備えたピストンとなる。例えば、鋳鋼は球状黒鉛鋳鉄等に較べ、耐熱亀裂性が高いので高温となる燃焼室やその近くのリップに熱亀裂が発生しにくく、また高温剛性が高いので軽量化のために主要部肉厚を薄肉にしても形状寸法を維持できるので、摩耗、ブローバイ、カジリ、焼付き、破損といった不具合を生じにくくエンジン性能を損なうことがない。さらにピストンの軽量化やコンプレッションハイトを低くする等のコンパクト化により、エンジン全体の重量低減、エンジンの高出力化と低燃費化、エンジンの騒音低減、エンジンの小容量化を図ることが可能となる。また共晶炭化物の面積率を規定することで十分な延性（常温伸び）が確保され、エンジンでの使用はもとより、部品としての生産中、エンジンへの配置、組み付けの等取扱い最中に亀裂や割れを発生しない。
【００３６】
前記鋳鋼は、350℃から500℃の範囲において、350 MPa以上の0.2％耐力、及び140 GPa以上の縦弾性係数を有する。具体的には、350〜500℃の範囲において、0.2％耐力は350℃で400 MPa以上、450℃で350 MPa以上、500℃で300 MPa以上を確保するのが好ましい。また高温剛性の指標となる縦弾性係数はピストン温度450℃以上で100 GPa以上を確保することが望ましい。このように高温での耐力と剛性とが確保されれば、その相乗効果により耐熱亀裂性も確保される。さらに延性の指標となる常温伸びは、実用上問題のないレベルとして3.0％以上を確保することができる。
【００３７】
低熱膨張性を示す指標である常温から500℃までの平均線膨張係数は10〜16×10-6／℃であるのが好ましい。これにより、片状黒鉛鋳鉄製のシリンダライナの平均線膨張係数（20〜480℃の温度範囲で13.1×10-6／℃）とほぼ等しくなって、常温から450〜500℃の温度域で使用してもピストンの外径とシリンダライナとのクリアランスを小さく、かつ適正に確保、維持できて、潤滑のためのオイル消費を少なくする。また燃焼ガスがピストン、ピストンリング、シリンダライナのクリアランスを通ってクランクケースへ吹き抜ける、いわゆるブローバイを低減してエンジンの出力を確保し、さらにピストン、ピストンリング、シリンダライナ間に生成された油膜を切ることなくこれらの部品の摩耗を抑制し、さらにエンジンの騒音を低減できる。
【００３８】
[3] 内燃機関用ピストンの製造方法
(A) α-P系鋳鋼ピストン
第一の内燃機関用ピストンの製造方法は、α-P系鋳鋼を鋳造後、850℃以上に保持して空冷することを特徴とする。鋳放しのピストンでは、製品形状、方案配置、鋳型形状等の要因で、ピストン各部の凝固冷却速度がまちまちになる場合があるので、熱処理により材質を均一化し、耐摩耗性、硬度及び機械的性質を調整するのが好ましい。鋳造後850℃以上に加熱保持した後、空冷する焼準処理を施すことで、初析フェライトと緻密なパーライトの混合組織が得られ、ピストン材として必要な強度と耐摩耗性が確保できる。
【００３９】
加熱温度が850℃未満では完全にオーステナイト化しない。一旦、全組織をオーステナイト化するためには、850℃以上に加熱する必要がある。好ましい加熱保持温度は900〜950℃である。
【００４０】
加熱保持時間は、ピストンのサイズ、形状等によって決まるので一概にいえないが、小型のピストンで0.5時間以上、大型のピストンで1時間以上である。
【００４１】
(B) δ-Ｍ系鋳鋼ピストン
第二の内燃機関用ピストンの製造方法は、δ-Ｍ系鋳鋼を鋳造後、(a) 450℃以上に保持して空冷するか、(b) 1000℃以上に保持して急冷した後、450℃以上に保持して空冷することを特徴とする。ピストンは、使用中の材質変化により永久変形が生ずると、ブローバイや磨耗、焼付き又は破損といった不具合が生じ、エンジン性能を損なうので、材質変化は予め極小化しておく必要がある。このため、使用温度超の温度に保持して材質を安定化させることが有効である。具体的には、鋳造後、ピストンの使用温度である450℃以上に保持して空冷する時効処理を施すのが好ましい。さらにこの時効処理に先立ち、鋳造後、1000℃以上に保持して急冷する固溶化処理を施しておけば、材料中の脆い炭化物（例えばCr炭化物）が固溶化し、靭性及び延性が確保されるのでより好ましい。
【００４２】
固溶化処理と時効処理とにおける加熱保持時間は、ピストンのサイズ、形状等によって決まるので一概にいえないが、小型のもので前者0.5時間以上、後者2時間以上、大型のものでは前者1.5時間以上、後者4時間以上を目安とする。
【００４３】
本発明を以下の実施例によりさらに詳細に説明するが、本発明はそれらに限定されるものではない。
【００４４】
実施例1〜18、比較例1〜4、参考例1，2、従来例1，2
(1) サンプルの作製
表1は本実施例、参考例、比較例及び従来例に使用したサンプルの化学組成（質量％）を示す。実施例1〜18は、Cr含有量が少ないα-P系鋳鋼（本発明の組成範囲内）からなるサンプルを示し、比較例1〜4は本発明の組成範囲外のα-P系鋳鋼のサンプルを示し、参考例1，2はS含有量が少ないα-P系鋳鋼のサンプルを示す。比較例1はNbの含有量が少なすぎる鋳鋼であり、比較例2はNbの含有量が多すぎる鋳鋼であり、比較例3はSの含有量が多すぎる鋳鋼であり、比較例4はNbの含有量が少なすぎてSの含有量が多すぎる鋳鋼である。また従来例1は特開平10-85924号に開示された球状黒鉛鋳鉄（JIS ＦCＤ600）を使用した例であり、従来例2は米国特許第5,136,992号に開示された鍛造鋼を使用した例である。
【００４５】
実施例1〜18、参考例1，2及び比較例1〜4の鋳鋼を100 kg高周波溶解炉（塩基性ライニング）で溶解した後、1550℃以上で取鍋に出湯し、直ちに1500℃以上で1インチＹブロックに注湯した。実施例14及び18以外の実施例の鋳鋼、参考例1，2及び比較例1〜4の鋳鋼に対して、鋳造後850〜1000℃で1時間保持し、次いで空冷する焼準熱処理を施し、基地組織がフェライト相及びパーライト相からなるサンプルとした。
【００４６】
JIS FCD600相当の球状黒鉛鋳鉄の従来例1については、100 kg高周波溶解炉（酸性ライニング）で溶解し、1500℃以上で取鍋に出湯中に、Fe-75％SiとFe-Si-4％Mgを用いたサンドイッチ法で球状化処理し、さらに注湯直前に、Fe-75％Siで2次接種を行い、1インチＹブロックに注湯してサンプルとした。また米国特許第5,136,992号に開示された鍛鋼製ピストンに相当する組成を有する従来例2の鋳鋼は、真空溶解してインゴットに注湯し、次いでインゴットを1100℃で鍛伸した後、950℃から焼準熱処理を施してサンプルとした。
【００４７】
【表１】
0004500259.tif 000002
【００４８】
(2) 共晶炭化物及び共晶コロニーの解析
得られた各サンプルの金属組織を観察して、共晶炭化物及び共晶コロニーについて解析した。各サンプルから切り出した試験片を樹脂に埋め込み、エメリー紙で＃1000番まで研磨し、さらに15μm、9μm、3μm、1μmのダイヤモンド粒子による研磨及びコロイダルシリカによる仕上げ研磨を順次行った後、観察面をナイタール腐食液でエッチング処理した。
【００４９】
画像解析装置（旭化成（株）製、商品名ＩP-1000）を用いて、倍率200倍で、30396.6μm2の任意の5視野について、共晶炭化物の面積率（％）及び平均円相当径(μm)を測定した。共晶炭化物の面積率は、各視野内の共晶炭化物の面積の合計を、全視野面積（30396.6μm2）で割った値を5視野で平均した値である。なお、非金属介在物は共晶炭化物の面積率と平均円相当径の測定対象から除外した。結果を表2に示す。
【００５０】
面積50μm2以上の共晶コロニー数については、まず研磨、腐食したサンプルを、光学顕微鏡により倍率100倍で任意の5視野を撮影した。得られた顕微鏡写真から、10μm以下に接近又は接触した複数の共晶炭化物の集まりを1つの共晶コロニーと定義する。共晶コロニーの面積は、図5の模式図で示すように、共晶コロニー52を囲む包絡線Ｌを引き、この包絡線Ｌによって囲まれる面積と定義する。共晶炭化物51が小さくて不明瞭な場合や、共晶炭化物51同士の距離が不明確な場合、観察部分を100倍以上に拡大して、その大きさや距離を判別した。次に、上記画像解析装置により面積50μm2以上の共晶コロニーの数を測定し、これを測定面積で割り、得られた値を5視野で平均し、単位面積（1 mm2）当たりの共晶コロニーの数を求めた。結果を表2に示す。
【００５１】
(3) 耐焼付性
各サンプルに対して、ピストンとピストンピンの摺動に相当する往復動摩擦摩耗試験と、ピストンとシリンダライナの摺動に相当するピンオンディスク試験を行い、耐焼付性を評価した。
【００５２】
(a) 耐ピン焼付き性
往復動摩擦摩耗試験は以下の手順で行った。まず各サンプルを60 mm×20 mm×5 mmの板状試験片71に加工し、0.1〜0.2μmの平均表面粗さＲａ（JIS Ｂ 0601）に研磨した。図7に示すように、各板状試験片71を図示しない往復運動働摩擦試験機（（株）オリエンテック製、商品名ＡＦＴ-15Ｍ型）に取り付けた。板状試験片71の表面に潤滑油（10Ｗ-30相当）を矢印76に示す方向から滴下した。相手材としてピストンピンに相当する高炭素クロム軸受鋼SUJ2（JIS G 4805）製の直径5 mmの球72を板状試験片71に58.8 Nのスラスト荷重75で接触させた状態で、板状試験片71を1 cmの摺動幅及び1.6秒の往復時間で矢印74に示す方向に往復摺動させ、摩擦力を測定した。摩擦力が6.86Nに達するまでの往復摺動回数（以下、「摩擦回数」という）を求め、以下の基準で耐ピン焼付き性を評価した。
◎：摩擦回数が400回以上
○：摩擦回数が300回以上400回未満
△：摩擦回数が200回以上300回未満
×：摩擦回数が200回未満
【００５３】
(b) 耐ライナ焼付き性
ピンオンディスク試験は図8に示す装置で実施した。ピンオンディスク試験装置は、試験片を保持する円盤状ホルダ82と、円盤状ホルダ82に対向して配置された相手材に相当する材質からなるディスク83と、試験片にスラスト荷重85をかけるために円盤状ホルダ82に設けられた手段（図示せず）と、ディスク83を矢印84方向に回転させる手段（図示せず）とを有する。
【００５４】
各サンプルを5 mm×5 mm×10 mmの角柱形状に機械加工し、表面粗さ0.5μmＲａ以下に仕上げたピン試験片81を作製した。ディスク83は直径80 mm×厚さ12 mmで、ＦC300相当の高P（リン）片状黒鉛鋳鉄により形成した。円盤状ホルダ82に取り付けた4個のピン試験片81をディスク83に接触させ、試験片81とディスク83の接触面に潤滑油（10Ｗ-30相当）を矢印86の方向から滴下した。この状態でディスク83を回転させ、スラスト荷重85を段階的に増大させた。スラスト荷重85はピン試験片81とディスク83の接触面の面圧であり、ディスク83の回転速度は摺動速度である。下記(1) 〜(7) の条件でピンオンディスク試験を実施した。
（1）試験開始面圧：15 kgf/cm2
（2）試験終了面圧：500 kgf/cm2
（3）面圧力増加間隔：5 kgf/cm2づつ上昇
（4）各面圧での荷重保持時間：1 min
（5）ディスク摺動速度：2 m/s
（6）潤滑油油温：10℃ (粘度グレード100)
（7）潤滑油供給条件：試験開始面圧で10 cm3/minの速度で1分間供給した
後、供給を停止した。
【００５５】
ピン試験片81及びディスク83の一方に損傷が発生した時点での荷重を焼付き荷重（kgf）とし、以下の基準で耐ライナ焼付き性を評価した。
◎：焼付き荷重が120 kgf以上
○：焼付き荷重が100 kgf以上120 kgf未満
△：焼付き荷重が80 kgf以上100 kgf未満
×：焼付き荷重が80 kgf未満
往復動摩擦摩耗試験及びピンオンディスク試験の結果を表2に示す。
【００５６】
【表２】
0004500259.tif 000003
【００５７】
表2から明らかなように、共晶炭化物の面積率は、参考例1，2及び実施例１及び12では1％未満であるが、実施例２〜11及び13〜18では本発明の好ましい範囲（1〜35％）内である。また共晶炭化物の平均円相当径については、実施例1〜18及び参考例1，2はいずれも本発明の好ましい範囲（3μm以下）内である。単位面積当たりの面積50μm2以上の共晶コロニーの数は、実施例1、5及び12以外の実施例では、本発明の好ましい範囲（10個／mm2以上）内である。共晶コロニーの数が10個／mm2未満の鋳鋼では、組織中に共晶コロニーが多量に晶出し、分散せずに連結して粗大なコロニーが形成されていると考えられる。
【００５８】
表2から、往復動摩擦摩耗試験において実施例1〜18及び参考例1，2はいずれも摩擦回数が300回以上と多く、優れた耐ピン焼付き性を有することが分かる。またピンオンディスク試験において実施例1〜18及び参考例1，2はいずれも焼付き荷重が100 kgf以上と大きく、優れた耐ライナ焼付き性を有することが分かる。これに対して、3.22質量％と過剰のNbを含有する比較例2の試験片は、耐ピン焼付き性及び耐ライナ焼付き性のいずれも優れていたが、耐熱亀裂性に劣っていた。またその他の比較例の試験片はいずれも耐ピン焼付き性及び耐ライナ焼付き性に劣っていた。
【００５９】
共晶炭化物の面積率及び平均円相当径、並びに単位面積当たりの50μm2以上の共晶コロニーの数が大きいほど耐焼付性（耐ピン焼付き性及び耐ライナ焼付き性）が大きくなる傾向が認められた。
【００６０】
(4) 硫化物
(a) 硫化物の面積率
各サンプルから切り出した試験片を樹脂に埋め込み、エメリー紙で＃1000番まで研磨し、さらに15μm、9μm、3μm及び1μmのダイヤモンド粒子による研磨およびコロイダルシリカによる仕上げ研磨を順に行った。各試験片の研磨面を旭化成（株）製の画像解析装置（ＩP-1000）を用いて倍率200倍で観察し、各硫化物粒子を同じ面積の円に換算し、直径を求めた。直径が1.0μm以上の円に相当する硫化物粒子について、視野における面積率（％）を求めた。結果を表3に示す。
【００６１】
(b) 円形度0.7以上の硫化物の割合
硫化物の円形度は、上記と同じ試験片を画像解析装置で観察して得られた各硫化物粒子の像から、（4×π×硫化物粒子の面積）／（硫化物粒子の周囲長）2の式で算出した。これから、円形度が0.7以上の硫化物粒子の数を求め、それと全硫化物の数との比を計算して、円形度0.7以上の硫化物の割合（％）とした。結果を表3に示す。
【００６２】
(5) 組織
オーステナイト率（γ率）は、Rigaku製のＸ線応力測定装置（ストレインフレックスMSF-2M）を用いて、体積率（％）として測定した。結果を表3に示す。
【００６３】
(6) 常温伸び
各サンプルからJIS Z 2201に従って4号試験片を作製し、アムスラー引張試験機で25℃における常温伸び（％）を測定した。結果を表3に示す。
【００６４】
(7) 高温耐力
各サンプルから切り出した試験片に対して、高温耐力として、JIS G 0567の「鉄鋼材料及び耐熱合金の高温引張試験方法」に従って、350℃、450℃及び500℃における0.2％耐力（MPa）を測定した。結果を表3に示す。
【００６５】
【表３】
0004500259.tif 000004
【００６６】
表3から明らかなように、実施例1を除いて全ての実施例では、硫化物の面積率が0.2〜3％の好ましい範囲内にあり、全ての実施例では、円形度0.7以上の硫化物の割合が70％以上の好ましい範囲内にあった。オーステナイト率については、全ての実施例で0％であり、30％以下という好ましい範囲内であった。常温伸び及び高温耐力に関しては、実施例1〜18及び参考例1，2は比較例1〜4及び従来例1及び2とほぼ同等であった。
【００６７】
(8) 高温剛性
高温剛性測定用試験片として、JIS Z 2280の「金属材料の高温ヤング率試験方法」に従って、各サンプルから1.5 mm×10 mm×60 mmの全面研磨加工した板状試験片を作製した。各試験片をそれぞれ350℃、450℃及び500℃の大気雰囲気の炉内に入れ、自由保持式静電駆動方式で加振して振動の共振周波数を検出し、共振周波数から縦弾性係数（GPa）を算出した。結果を表4に示す。
【００６８】
(9) 耐熱亀裂性
図6に示す熱亀裂試験装置60を用いて、耐熱亀裂性の試験を行った。熱亀裂試験装置60は、冷却水62を入れる昇降自在の水槽61と、高周波発振機63と、高周波発振機63に接続して高周波発振するコイル64と、試験片67を先端に取り付ける棒66と、棒66を回転自在に保持する軸65と、試験片67に貼り付ける熱電対68と、熱電対68に接続した温度データの記録計69とを有する。試験片67は直径90 mm×厚さ50 mmに加工した。
【００６９】
(1) 試験片67を水平にした状態で、高周波発振コイル64により試験片67の表面を450℃に加熱し、(2) 試験片67を下方に旋回した後に水槽61を上昇させ（二点鎖線で示す）、常温の冷却水62により急冷し、(3) 水槽61を下降するとともに試験片67を元の水平状態に戻す工程からなる加熱冷却サイクル（5秒）を1000回繰り返した後、耐熱亀裂性の指標として試験片断面の最大亀裂長さ（μm）を測定した。耐熱亀裂性の評価基準は以下の通りである。
◎：最大亀裂長さが50μm以下
○：最大亀裂長さが50μm超で100μm以下
△：最大亀裂長さが100μm超で150μm以下
×：最大亀裂長さが150μm超
最大亀裂長さの測定結果及び耐熱亀裂性の評価結果を表4に示す。
【００７０】
(10) 常温〜500℃の平均線膨張係数
直径5 mm×厚さ20 mmに加工した試験片を、熱機械分析装置（理学電機（株）製、THEMOFLEX TAS-200 TAS8140C）を用いて、大気雰囲気中で昇温速度3℃／分の条件で常温〜500℃の範囲で熱膨張量を測定した。得られた熱膨張量から平均線膨張係数を求めた。結果を表4に示す。
【００７１】
【表４】
0004500259.tif 000005
【００７２】
高温剛性に関しては、実施例1〜18及び参考例1，2は比較例1〜4及び従来例1及び2とほぼ同等であった。しかし耐熱亀裂性に関しては、比較例1〜4及び従来例1及び2ではいずれも最大亀裂長さが100μm以上であったのに対し、実施例1〜18及び参考例1，2ではいずれも最大亀裂長さが100μm未満であった。
【００７３】
これらの結果から、本発明の要件を満たすパーライト系鋳鋼は、他の材質と同等の常温伸び、高温耐力及び高温剛性を有するとともに、他の材質より著しく優れた耐焼付性及び耐熱亀裂性を有することが分かる。
【００７４】
実施例19〜39、参考例３〜６、比較例5〜12
(1) サンプルの作製
表5は本実施例、参考例及び比較例に使用したサンプルの化学組成（質量％）を示す。実施例19〜39、参考例３〜６は、Cr含有量が多いδ-Ｍ系鋳鋼（本発明の組成範囲内）からなるサンプルを示し、比較例5〜12は本発明の組成範囲外のδ-Ｍ系鋳鋼のサンプルを示す。比較例5はC及びSの含有量が少なすぎる鋳鋼であり、比較例6及び7はCの含有量が少なすぎ、Sの含有量が多すぎる鋳鋼である。比較例8〜10はSの含有量が多すぎる鋳鋼であり、比較例11はNbの含有量が少なすぎる鋳鋼であり、比較例12はNbの含有量が多すぎる鋳鋼である。
【００７５】
実施例19〜39、参考例３〜６及び比較例5〜12の鋳鋼を100 kg高周波溶解炉（塩基性ライニング）で溶解した後、1550℃以上で取鍋に出湯し、直ちに1500℃以上で1インチＹブロックに注湯した。実施例26及び比較例6、8〜10及び12以外の実施例、参考例及び比較例の鋳鋼に対して、鋳造後1000〜1200℃で1時間保持後急冷する固溶化熱処理を施した後、550〜630℃で2〜4時間保持後空冷する時効処理を施した。熱処理した各鋳鋼の基地組織はδ-フェライト相及びマルテンサイト相を含有し、オーステナイト相が30％未満であった。
【００７６】
【表５】
0004500259.tif 000006
【００７７】
表5（続き）
0004500259.tif 000007
【００７８】
(2) 共晶炭化物及び共晶コロニーの解析
得られた各サンプルに対して、実施例1〜18及び参考例1，2と同様に共晶炭化物の面積率（％）及び平均円相当径(μm)、並びに面積50μm2以上の共晶コロニーの数を測定した。結果を表6に示す。但し、観察面のエッチング処理は混酸溶液（Ｈ2Ｏ：10 cm3、HCl：20 cm3、HNO3：4 cm3、Ｈ2SO4：1.3 cm3の混合溶液）で行った。
【００７９】
実施例36の鋳鋼の組織を図2（100倍の顕微鏡写真）及び図4（400倍の顕微鏡写真）に示す。組織中には、基地組織であるマルテンサイト相23、δ-フェライト相24、微細な共晶炭化物とマトリックス相23との集合体である共晶コロニー22、及び非金属介在物25が観察される。また図4には、共晶炭化物41、共晶コロニー42、基地組織であるマルテンサイト相43、及び非金属介在物45が観察される。
【００８０】
共晶炭化物の組成を、エネルギー分散型Ｘ線分光器付き電界放射型走査電子顕微鏡（FE-SEM EDS、（株）日立製作所製S-4000、EDX KEVEX DELTAシステム）を用いて分析した。その結果、共晶炭化物の組成は主にNb炭化物（NbC）からなることが確認された。図3は、比較例5の光学顕微鏡写真（100倍）を示す。この組織中には、基地組織であるマルテンサイト相33とδ-フェライト相34、及び非金属介在物35が観察されるが、共晶炭化物は観察されない。
【００８１】
(3) 耐焼付性
各サンプルに対して、ピストンとピストンピンの摺動に相当する往復動摩擦摩耗試験と、ピストンとシリンダライナの摺動に相当するピンオンディスク試験を行い、耐焼付性を評価した。
【００８２】
(a) 耐ピン焼付き性
実施例1〜18及び参考例1，2と同様にして往復動摩擦摩耗試験を行い、以下の基準で耐ピン焼付き性を評価した。
◎：摩擦回数が400回以上
○：摩擦回数が300回以上400回未満
△：摩擦回数が200回以上300回未満
×：摩擦回数が200回未満
【００８３】
(b) 耐ライナ焼付き性
実施例1〜18及び参考例1，2と同様にしてピンオンディスク試験を行い、以下の基準で耐ライナ焼付き性を評価した。
◎：焼付き荷重が120 kgf以上
○：焼付き荷重が100 kgf以上120 kgf未満
△：焼付き荷重が80 kgf以上100 kgf未満
×：焼付き荷重が80 kgf未満
往復動摩擦摩耗試験及びピンオンディスク試験の結果を表6に示す。
【００８４】
【表６】
0004500259.tif 000008
【００８５】
表6から明らかなように、共晶炭化物の面積率は、実施例19〜21及び33及び参考例3及び4では1％未満であるが、実施例22〜32、34〜39では本発明の好ましい範囲（1〜35％）内である。また共晶炭化物の平均円相当径については、実施例28以外いずれの実施例も本発明の好ましい範囲（3μm以下）内である。単位面積当たりの面積50μm2以上の共晶コロニーの数は、実施例33以外のいずれの実施例でも本発明の好ましい範囲（10個／mm2以上）内である。これに対して、比較例9及び10（耐焼付性及び耐熱亀裂性に劣る）以外の比較例5〜12はいずれも本発明の好ましい範囲外である。
【００８６】
表6から、往復動摩擦摩耗試験において実施例19〜39及び参考例3〜6はいずれも摩擦回数が300回以上と多く、優れた耐ピン焼付き性を有することが分かる。またピンオンディスク試験において実施例19〜39及び参考例3〜6はいずれも焼付き荷重が100 kgf以上と大きく、優れた耐ライナ焼付き性を有することが分かる。これに対して、比較例5〜12は、耐ピン焼付き性及び耐ライナ焼付き性のいずれも劣っていた。
共晶炭化物の面積率及び平均円相当径、並びに単位面積当たりの50μm2以上の共晶コロニーの数が大きいほど耐焼付性（耐ピン焼付き性及び耐ライナ焼付き性）が大きくなる傾向が認められた。
【００８７】
(4) 硫化物
(a) 硫化物の面積率及び円形度0.7以上の硫化物の割合
実施例1〜18及び参考例1，2と同様にして各サンプルの硫化物の面積率（％）及び円形度0.7以上の硫化物の割合を求めた。結果を表7に示す。
【００８８】
(5) 組織
実施例1〜18及び参考例1，2と同様にして各サンプルのオーステナイト率（γ率）を測定した。結果を表7に示す。
【００８９】
(6) 常温伸び及び高温耐力
実施例1〜18及び参考例1，2と同様にして各サンプルの25℃における常温伸び（％）、及び350℃、450℃及び500℃における0.2％耐力（ MPa）を測定した。結果を表7に示す。
【００９０】
【表７】
0004500259.tif 000009
【００９１】
表7から明らかなように、全ての実施例では、硫化物の面積率が0.2〜3％の好ましい範囲内にあり、円形度0.7以上の硫化物の割合が70％以上の好ましい範囲内にあった。オーステナイト率については、全ての実施例が30％未満という本発明の好ましい範囲内にあった。常温伸び及び高温耐力に関しては、実施例19〜39及び参考例3〜6は比較例5〜12と同等以上であった。
【００９２】
(7) 高温剛性
実施例1〜18及び参考例1，2と同様にして各サンプルの縦弾性係数（GPa）を測定した。結果を表8に示す。
【００９３】
(8) 耐熱亀裂性
実施例1〜18及び参考例1，2と同様にして各サンプルの最大亀裂長さ（μm）を測定し、以下の基準で評価した。
◎：最大亀裂長さが50μm以下
○：最大亀裂長さが50μm超で100μm以下
△：最大亀裂長さが100μm超で150μm以下
×：最大亀裂長さが150μm超
最大亀裂長さの測定結果及び耐熱亀裂性の評価結果を表8に示す。
【００９４】
(9) 常温〜500℃の平均線膨張係数
実施例1〜18及び参考例1，2と同様にして各サンプルの常温〜500℃の平均線膨張係数を求めた。結果を表8に示す。
【００９５】
【表８】
0004500259.tif 000010
【００９６】
高温剛性に関しては、実施例19〜39及び参考例3〜6はいずれも140 GPa以上という本発明の好ましい範囲内であった。耐熱亀裂性に関しても、実施例19〜39及び参考例3〜6はいずれも優れていた。これに対して、比較例6〜12ではいずれも最大亀裂長さが100μmを超えていた。比較例5は最大亀裂長さが35μmと小さかったが、耐焼付性に劣っていた。
【００９７】
これらの結果から、本発明の要件を満たすマルテンサイト系鋳鋼は、他の材質と同等以上の常温伸び、高温耐力及び高温剛性を有するとともに、他の材質より著しく優れた耐焼付性及び耐熱亀裂性を有することが分かる。
【００９８】
実施例40
0.24質量％のC、0.61質量％のSi、0.57質量％のMn、3.87質量％のNi、15.92質量％のCr、2.99質量％のCu、2.10質量％のNb、及び0.072質量％のSを含有するマルテンサイト系鋳鋼を用いて、図1に示すピストン10を一体的に鋳造した。このピストン10は、頭部11、スカート部12、冷却空洞部13、ピンボス部14、ピン嵌合内径14d、燃焼室15、頂面16、リップ17、トップランド18、及びリング溝19を有する。10hはコンプレッションハイトを表し、Ｄは外径を表す。
上記鋳鋼の特性は以下の通りであった。
共晶炭化物の面積率：7.7%
共晶炭化物の平均円相当径：2.0μm
面積が50μm2以上の共晶コロニー数：50個/ mm2
耐ピン焼付性（摩擦回数）：561回
耐ライナ焼付性（焼付き荷重）：130 Kgf
硫化物の面積率：0.7%
円形度0.7以上の硫化物／全硫化物：86%
γ率：6.1%
常温伸び：9.8%
0.2%耐力
at 350℃：625 MPa
at 450℃：604 MPa
at 500℃：512 MPa
縦弾性係数
at 350℃：194 GPa
at 450℃：170 GPa
at 500℃：153 GPa
耐熱亀裂性（最大亀裂長さ）：48μm
常温〜500℃平均線膨張係数：12.1×10-6/℃
【００９９】
上記鋳鋼を1610℃で取鍋に出湯し、図1に示すピストン形状のキャビティを有する砂鋳型に1520℃で注湯した。鋳造後、1040℃に1時間保持した後急冷する固溶化熱処理を行い、さらに600℃で4時間保持後空冷する時効処理を行った。次いでピストン10の外周に切削加工及び研削加工を行った。軽量化を図るため、ピストン10の主要部の平均肉厚を3.0 mm以下とした。鋳造工程で引け巣、湯廻り不良、ガス欠陥等の問題となる鋳造欠陥は発生せず、また加工工程においても切削不具合や加工工具の異常摩耗等の不具合は生じなかった。
【０１００】
得られたピストン10のスカート部12、ピンボス部14及びリング溝19において、共晶炭化物の面積率は3.2〜12.6％であり、共晶炭化物の平均円相当径は1.8〜2.4μmであり、単位面積当たりの面積50μm2以上の共晶コロニー数は48〜72個／mm2であった。
【０１０１】
得られたピストン10を10,000 ccの6気筒ディーゼルエンジンに搭載して、ピストン温度452℃、及び燃焼圧力20 MPaの条件で、400時間の耐久試験を実施した。耐久試験中にブローバイや焼付き等の不具合は生じなかった。また耐久試験後にピストン10の状態を観察したところ、スカート部12、ピンボス部14等に摩耗、カジリ、破損等がなく、またリップ17に熱亀裂がなかった。
【０１０２】
比較例13
従来例1の鋳鉄を使用して、実施例40と同様にピストンを作製した。得られたピストンは、スカート部、ピンボス部及びリング溝の任意のいずれにも共晶炭化物が観察されなかった。このピストンに対して実施例40と同じ条件で耐久試験を行ったところ、試験開始5時間後に異常音が生じ、エンジンの出力が低下したため、耐久試験を中止した。耐久試験後のピストンの状態を観察したところ、スカート部に強い当りを示すスカッフ痕が見られ、リップには微小な熱亀裂が発生していた。この耐久試験結果から、黒鉛の自己潤滑性により耐焼付性が比較的良好な従来例1の鋳鉄からなるピストンでも、主要部の平均肉厚を3.0 mm以下とすると、ピストン温度450℃以上、及び燃焼圧力20 MPa以上という過酷な条件では耐熱性、耐久性及び耐焼付性が不足することが分かる。
【０１０３】
上記の通り、本発明の内燃機関用ピストンは、良好な常温伸びを有するとともに、ピストン温度が450℃以上で燃焼圧力が20 MPa以上という過酷な条件でも十分な高温耐力、高温剛性、耐焼付性及び耐熱亀裂性を有する。このような内燃機関用ピストンは自動車用エンジン、特にディーゼルエンジンに好適である。
【図１】
0004500259.tif 000011
【図２】
0004500259.tif 000012
【図３】
0004500259.tif 000013
【図４】
0004500259.tif 000014
【図５】
0004500259.tif 000015
【図６】
0004500259.tif 000016
【図７】
0004500259.tif 000017
【図８】
0004500259.tif 000018
【図９】
0004500259.tif 000019