CN100535423C - 内燃机用活塞及其制造方法 - Google Patents

内燃机用活塞及其制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN100535423C
CN100535423C CNB2004800080547A CN200480008054A CN100535423C CN 100535423 C CN100535423 C CN 100535423C CN B2004800080547 A CNB2004800080547 A CN B2004800080547A CN 200480008054 A CN200480008054 A CN 200480008054A CN 100535423 C CN100535423 C CN 100535423C
Authority
CN
China
Prior art keywords
piston
engine
cast steel
mentioned
eutectic
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Expired - Fee Related
Application number
CNB2004800080547A
Other languages
English (en)
Other versions
CN1764775A (zh
Inventor
大塚公辉
远藤诚一
服部高志
原雅德
桂木进
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Hino Motors Ltd
Proterial Ltd
Original Assignee
Hino Motors Ltd
Hitachi Metals Ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Hino Motors Ltd, Hitachi Metals Ltd filed Critical Hino Motors Ltd
Publication of CN1764775A publication Critical patent/CN1764775A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN100535423C publication Critical patent/CN100535423C/zh
Anticipated expiration legal-status Critical
Expired - Fee Related legal-status Critical Current

Links

Images

Classifications

    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F02—COMBUSTION ENGINES; HOT-GAS OR COMBUSTION-PRODUCT ENGINE PLANTS
    • F02F—CYLINDERS, PISTONS OR CASINGS, FOR COMBUSTION ENGINES; ARRANGEMENTS OF SEALINGS IN COMBUSTION ENGINES
    • F02F3/00—Pistons 
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F02—COMBUSTION ENGINES; HOT-GAS OR COMBUSTION-PRODUCT ENGINE PLANTS
    • F02F—CYLINDERS, PISTONS OR CASINGS, FOR COMBUSTION ENGINES; ARRANGEMENTS OF SEALINGS IN COMBUSTION ENGINES
    • F02F3/00—Pistons 
    • F02F3/16—Pistons  having cooling means
    • F02F3/20—Pistons  having cooling means the means being a fluid flowing through or along piston
    • F02F3/22—Pistons  having cooling means the means being a fluid flowing through or along piston the fluid being liquid
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22C—FOUNDRY MOULDING
    • B22C9/00—Moulds or cores; Moulding processes
    • B22C9/22—Moulds for peculiarly-shaped castings
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D30/00—Cooling castings, not restricted to casting processes covered by a single main group
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F02—COMBUSTION ENGINES; HOT-GAS OR COMBUSTION-PRODUCT ENGINE PLANTS
    • F02B—INTERNAL-COMBUSTION PISTON ENGINES; COMBUSTION ENGINES IN GENERAL
    • F02B23/00—Other engines characterised by special shape or construction of combustion chambers to improve operation
    • F02B23/02—Other engines characterised by special shape or construction of combustion chambers to improve operation with compression ignition
    • F02B23/06—Other engines characterised by special shape or construction of combustion chambers to improve operation with compression ignition the combustion space being arranged in working piston
    • F02B23/0672—Omega-piston bowl, i.e. the combustion space having a central projection pointing towards the cylinder head and the surrounding wall being inclined towards the cylinder center axis
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F16—ENGINEERING ELEMENTS AND UNITS; GENERAL MEASURES FOR PRODUCING AND MAINTAINING EFFECTIVE FUNCTIONING OF MACHINES OR INSTALLATIONS; THERMAL INSULATION IN GENERAL
    • F16J—PISTONS; CYLINDERS; SEALINGS
    • F16J1/00—Pistons; Trunk pistons; Plungers
    • F16J1/01—Pistons; Trunk pistons; Plungers characterised by the use of particular materials
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02T—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES RELATED TO TRANSPORTATION
    • Y02T10/00—Road transport of goods or passengers
    • Y02T10/10—Internal combustion engine [ICE] based vehicles
    • Y02T10/12—Improving ICE efficiencies
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
    • Y10T29/00—Metal working
    • Y10T29/49—Method of mechanical manufacture
    • Y10T29/49229—Prime mover or fluid pump making
    • Y10T29/49249—Piston making

Landscapes

  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • General Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Combustion & Propulsion (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Fluid Mechanics (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Pistons, Piston Rings, And Cylinders (AREA)

Abstract

本发明提供一种由整体铸造的铸钢制成的内燃机用活塞，上述铸钢，以质量%计，(a)含有C：0.8%以下、Si：3%以下、Mn：3%以下、S：0.2%以下、Ni：3%以下、Cr：6%以下、Cu：6%以下、Nb：0.01～3%，剩余部分实质上由Fe以及不可避免的杂质构成，或者为(b)含有C：0.1～0.8%、Si：3%以下、Mn：3%以下、S：0.2%以下、Ni：10%以下、Cr：30%以下、Cu：6%以下、Nb：0.05～8%，剩余部分实质上由Fe以及不可避免的杂质构成。

Description

内燃机用活塞及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种适用于汽车发动机，特别是柴油机等内燃机用活塞及其制造方法。
背景技术
汽车发动机的燃烧温度以及压力，为了达到高输出化以及低燃料成本化，有渐渐上升的趋势。因此，特别是柴油机用的活塞，要求具有高温屈服强度、高温刚性、耐热裂纹性等的耐热性，和以高输出化以及低燃料成本化为目的的轻量化。此外例如，在活塞的裙部和汽缸套之间、活塞的销座和活塞销之间、活塞的环槽和活塞环之间等的滑动部位中，为了不使异常磨损、擦伤、烧结等发生，要求提高其耐磨损性、耐烧结性、低温膨胀性等的特性。特别是如果耐烧结性(也被称作“耐磨损性”或“耐擦伤性”)低，则活塞和配合部件的表面受到损伤，不仅会增加磨损，也会导致擦伤和烧结。因此，耐烧结性对活塞是极为重要的特性。
在现有的柴油机用活塞中，为了达到轻量化，所使用的是JIS AC8A等的铝合金。但是，由铝合金制成的活塞，由于热及机械的疲劳温度低，为350℃左右，还有热膨胀量也大，所以容易发生烧结和擦伤等的问题。因此，最近取代铝合金所采用的是大约到400℃的耐久性比较高的，并且由于组织内的石墨自身具有的润滑性而使耐烧结性良好的球状石墨铸铁(例如参照特开平10-85924号)。
但是，球状石墨铸铁制活塞虽具有充分的延展性的部件，但活塞温度为450℃以上时则耐热性不足，由于热和机械负载的反复作用，在开口缘(lip)等处会发生热裂纹等问题。还有到15MPa左右的燃烧压力为止，由于石墨产生的自身润滑性而发挥比较良好的耐烧结性，但是如果上升到20MPa以上，则石墨的润滑不能够满足耐烧结性，并且高温屈服强度以及高温刚性下降，由于与汽缸套等的配合部件的紧密接触，活塞以及配合部件的磨损进行，致使漏气加大，还有由于一端接触等的原因，发生擦伤、烧结、破损的问题，可能会有损发动机的性能。
为了实现轻量化，如果要削减球状石墨铸铁制活塞的厚度，则高温刚性过低，开口缘之外的销座部、裙部等处也有可能会发生裂纹。因此，球状石墨铸铁制活塞的大幅轻量化十分有限。
在美国专利第5136992号中，为了对应燃烧温度以及压力的上升，提出了分别制作包含活塞的销座部的头部和裙部，组装成一体的活塞。图9是该活塞100一例的断面图。活塞100具有以下部分，具有燃烧室105、顶面106以及燃烧室105的开口缘(lip)107的头部101，和裙部102，和顶岸108，和装配有活塞环的环槽109，和销座部104，和汽油进行循环对燃烧室105进行冷却的被称作冷却通道或者坑道(gallery)的冷却空腔部103。100h表示从销孔中心到顶面106的尺寸的压缩高度(compressionheight)。
并且记载有，为了具有高耐热性，头部101以及销座部104由以重量％计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％，剩余部分以Fe组成的、析出硬化的铁素体-珠光体组织锻钢制成，裙部102由铝等的轻质合金制成。由于这样的构成，与现有的FebalCr42Mo4合金相比较可以进行更低成本的制造。
但是，锻钢活塞100虽然其高温刚性优异，但由于组织中不存在自身具有润滑性的石墨，所以燃烧压力上升至20～25Mpa时，则有可能耐烧结性以及耐磨损性不足。并且由于使用锻造法制造而成，硫化物和非金属夹杂物沿锻造时的主变形方向(沿锻件纤维流线)被拉细伸长，有可能以此为起点在高的热、机械负荷下，在燃烧室105的开口缘107等处发生热裂纹。
还有由于有必要进行头部101和裙部102的组装工序，所以还有制造成本高的问题。此外，因为要加工冷却空腔部103，有必要留有刀头插入的空间，所以不能得到更大的压缩高度100h，难以实现紧凑化。此外，因为锻造法不能够以一道工序制造出一体的含有冷却空腔部103的活塞，所以有必要进行冷却空腔部103的加工工序和空腔部103的塞盖f的固定工序，成为制造成本上升的原因。
在日本国特许第2981899号中提出了，为了提高耐磨损性以及耐烧结性，使用了对表面进行了氮化处理的活塞环材料，以质量％计，含有C：0.6～1.1％、Si：2.0％以下、Mn：2％以下、Cr：10.0～18.0％、Mo及/或W(Mo+1/2W)：0.5～4.0％、V及/或Nb(V+1/2Nb)：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：30ppm以下，剩余部分为Fe以及不可避免的杂质构成，是一种在硫酸气氛中具有优异的耐腐蚀磨损性以及耐疲劳性的活塞环材料。并且记载有，V以及Nb不仅可以使晶粒细化从而提高韧性，而且可以形成碳化物提高耐磨损性以及耐烧结性，还有可以提高抗回火软化性。
但是，由于活塞环是由宽度很窄的板材经加工形成环状，所以即使用含有大量Cr碳化物的钢材也能够很容易地进行制造。尽管想制造如活塞一类的形状复杂的加工量多的一体式的铸造品，但是由于铸造以及加工困难，还具有制造的合格率低，或者巨大的成本和繁琐的工序等的问题。因此，从上述活塞环材料铸造成一体的活塞是极其困难的。此外，上述活塞环材料并不兼备活塞所必要水平的高温屈服强度、高温刚性、耐热裂纹性等的耐热性，以及耐烧结性，所以不能够用于一体铸造的活塞。
特别是柴油机用的活塞，推测其随着燃烧温度的升高会上升到450～500℃左右的温度，燃烧压力会上升到20MPa～25MPa左右。因此活塞要求具有承受这样的高温高压的耐热性。而且，在热和机械负载高的条件下的滑动中要求其耐烧结性高，以便于不发生由于与汽缸套、活塞销、活塞环等的配合部件的接触而引起的擦伤或烧结等。此外，为了达到发动机的高输出化以及低燃料成本化、还有降低活塞的往复运动时的惯性力、活塞的轻量化、降低摩擦、降低发动机噪音、发动机室小型化等的要求。因此期望活塞的厚度得到削减，压缩高度得到降低。
对此，要求活塞具有很高的强度和延展性，即使在热和机械负载高的的状况下使用，也不会发生由于振动或冲撞而产生的裂纹或破裂。特别是为了不使裂纹和破裂发生，延展性不仅在发动机内的使用时受到要求，而且在生产工序和组装工序等中也有要求。一般情况下，用常温伸长率代表常温以下的低温的延展性。
发明内容
因此，本发明的目的在于提供一种内燃机用活塞，其具有良好的常温伸长率，并且具有高的高温屈服强度和高温刚性以及耐热裂纹性，因而即使活塞温度上升至450℃以上、燃烧压力上升至20MPa以上时也可以使用，并且其耐烧结性也优异，适用于汽车发动机特别是柴油机等。
本发明的另一个目的在于，提供一种所述内燃机用活塞的制造方法。
鉴于上述目的而进行潜心研究的结果发现：由具有耐热性、耐腐蚀性、耐磨损性的铸钢经一体铸造而成的活塞，即使在450℃以上的活塞温度以及20MPa以上的燃烧压力的严酷条件下也可以充分发挥高温屈服强度、高温刚性、耐热裂纹性以及耐烧结性，还可能实现轻量化。
作为铸钢，优选使用以下铸钢，(1)基材组织由α-铁素体相以及珠光体相构成的铸钢(以下，简称为“α-P系铸钢”)、以及(2)基材组织由δ-铁素体相以及马氏体相构成，奥氏体相低于30％的铸钢(以下，简称为“δ-M系铸钢”)。特别是柴油机用活塞等，由于要承受严酷的热和机械负载，所以优选使用δ-M系铸钢，作为δ-M系铸钢，具体地说优选以析出硬化型不锈钢SCS24(JIS)或析出硬化型不锈钢SUS630(JIS)(通称17-4PH)一类的具有耐热性、耐腐蚀性、耐磨损性的材料为基材，修正组成使其具有耐烧结性而得到的铸钢。
本发明的内燃机用活塞，如上所述整体铸造而成。
首先，作为第一内燃机用活塞，由整体铸造而成的内燃机用活塞中，所述铸钢，作为其第一铸钢(α-P系铸钢)，具有以质量比计，含有C：0.8％以下、Si：3％以下、Mn：3％以下、S：0.2％以下、Ni：3％以下、Cr：6％以下、Cu：6％以下、Nb：0.06～3％，余量实质上由Fe以及不可避免的杂质构成，所述铸钢的组织具有共晶碳化物形成了共晶群体(共晶碳化物和母相的集合体)的组织，上述共晶碳化物是IVa族、Va族的元素与C结合而得到的。
该第一内燃机用活塞，作为上述第一铸钢，以质量比计，C：0.1～0.55％、Si：0.2～2％、Mn：0.3～3％、S：超过0.005％且为0.2％以下、Ni：1％以下、Cr：3％以下、Cu：1～4％、Nb：0.1～3％，剩余部分实质上由Fe以及不可避免的杂质构成。
该第一内燃机用活塞，优选上述铸钢组织中的上述共晶碳化物的面积率为1～35％。并优选，上述共晶碳化物的平均当量圆直径为3μm以下，面积为50μm2以上的共晶群体的个数，在每1mm2的组织断面中，为10个以上。
为了得到高温屈服强度、高温刚性、耐热裂纹性，并且确保常温拉伸率、兼备耐烧结性，需控制组织中的共晶碳化物的面积率为1～35％。由于共晶碳化物的硬度高，所以通过将组织中的共晶碳化物的面积率控制在1～35％，活塞所含的高硬度的共晶碳化物，可以使来自下述配合部件中所含的高硬度相对活塞的攻击性得到缓解，例如，汽缸套材中所含的斯氏体、活塞环材中所含的Cr碳化物、活塞销材的表面的渗碳淬火而得到的马氏体等。还有，通过含有适量的共晶碳化物，可以减少粘附性相对较高的母相(即，基材组织)的面积率，所以可以抑制活塞和配合部件的母相之间的粘附而提高耐烧结性。上述效果在共晶碳化物的面积率在1％以上时可以得到，但是当其超过35％，则由于共晶碳化物的硬度高，反而会增加对配合部件的攻击性使配合部件磨损，并且降低耐烧结性，还有会降低延展性。因此，组织中的共晶碳化物的面积率规定为1～35％。还有，所说面积率为，共晶碳化物的总面积占视野内全测定面积的比率(百分比)。
还有组织中的共晶碳化物，在组织中并不是相同的均匀地分散的状态，而是形成共晶碳化物与母相(基材组织)的集合体即共晶群体，通过此共晶群体的分散、存在，能够在对延展性的损伤不大的基础上，提高耐烧结性。如图5所示，共晶群体是指，母相53中细微的共晶碳化物51密集地结晶，共晶碳化物51与母相53以一块的集合体形态存在的群体。因为共晶碳化物的硬度高，所以如上所述，有助于确保耐磨损性和提高耐烧结性，此外，这些作为共晶群体，并且在组织中分散存在，能够进一步提高耐烧结性。即，作为活塞使用时，由于与配合部件的滑动，在共晶群体内的共晶碳化物之间或共晶群体之间存在的硬度相对较低(软的)的母相优先磨损成凹状。此凹状领域作为润滑油等的储油处而发生作用，所以可以提高活塞的保油性，其结果，提高了耐烧结性。还有，通常碳化物的增加会导致延展性下降，但是碳化物作为细微的共晶碳化物被包围在母相中存在，从而可以大幅地抑制延展性的下降。
对于本发明的活塞来讲，例如在与汽缸套配合部件的滑动中，活塞中所含的共晶碳化物缓和掉存在于汽缸套中的高硬度的斯氏体的攻击性，从而防止活塞的损伤、确保耐磨损性，并且与上述提高保油性的效果产生协同效果，成为耐烧结性优异的材料，其中所述汽缸套配合部件由相当于FC300的高P(磷)片状石墨铸铁制成。还有，例如在与活塞销配合部件的滑动中，活塞中所含共晶碳化物抑制由于活塞销中所含高硬度的渗碳相所致的对活塞的磨损，成为耐磨损性和耐烧结性均优异的活塞，其中所述活塞销配合部件由经渗碳淬火处理的CrMo钢或者Cr钢制成。
在本发明的内燃机用活塞中，上述共晶碳化物的平均当量圆直径在3μm以下为佳。通过使共晶碳化物的平均当量圆直径在3μm以下，可以降低共晶碳化物的切口敏感度，确保活塞加工时的切削性，并不使延展性大幅下降。此外，对共晶碳化物的脱落所致的磨料磨损的抑制效果，可以更进一步地提高耐烧结性。还有，共晶碳化物的平均当量圆直径为，将共晶碳化物的面积换算成具有同一面积的圆时此圆(模拟圆)的直径的平均值。
还有，对于上述共晶群体来讲，优选一个(一块)共晶群体的面积在50μm2以上的共晶群体个数，在1mm2组织断面面积中(即，每平方毫米的单位面积)有10个以上。由于对组织中的共晶群体的大小及其单位面积的个数按上述进行规定，所以能够适当地确保活塞自身的耐磨损性和保油性、对配合部件的攻击性等的平衡，能够进一步提高活塞的耐烧结性。
另外，在上述第一内燃机用活塞中，优选上述铸钢组织中的硫化物的面积率为0.2～3.0％，圆度为0.7以上的硫化物的数目相对于全体硫化物的数目为70％以上，另外，上述硫化物优选含有Mn以及/或Cr。
接着，在第二内燃机用活塞中，由整体铸造的铸钢构成，上述第二铸钢(α-M系铸钢)，以质量％计含有C：0.1～0.8％、Si：3％以下、Mn：3％以下、S：0.2％以下、Ni：10％以下、Cr：30％以下、Cu：6％以下、Nb：0.15～8％，剩余部分实质上由Fe以及不可避免的杂质构成，所述铸钢的组织具有共晶碳化物形成了共晶群体(共晶碳化物和母相的集合体)的组织，上述共晶碳化物是IVa族、Va族的元素与C结合而得到的。
在第二内燃机用活塞中，优选上述第二铸钢，以质量％计含有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％，剩余部分实质上由Fe以及不可避免的杂质构成。
在第二内燃机用活塞中，优选上述第二铸钢，以质量％计在0.05＜(C％+0.15Ni％-0.12Nb％)≤0.8的范围内含有C、Ni、Nb，另外，在第二内燃机用活塞中，上述铸钢，其基材组织的奥氏体相低于30％.
在第二内燃机用活塞中，与上述第一内燃机用活塞一样，优选上述铸钢组织中的上述共晶碳化物的面积率为1～35％，优选上述共晶碳化物的平均当量圆直径为3μm以下，另外优选，面积为50μm2以上的共晶群体的个数，在每1mm2的组织断面中，为10个以上。
在第二内燃机用活塞中，优选上述共晶碳化物含有Nb碳化物，另外优选上述铸钢组织中的硫化物的面积率为0.2～3.0％，圆度为0.7以上的硫化物的数目相对于全体硫化物的数目为70％以上，以及，上述硫化物含有Mn及/或Cr。
本发明的内燃机用活塞用的第一以及第二铸钢优选此外还含有V及/或Ti并且抑制其含量在0.5质量％以下。第一以及第二的铸钢中任一个优选还含有Al、Mg以及Ca中的至少一种并且抑制其含量在0.04质量％以下。
还有，若要生成共晶碳化物，含有Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta这些IVa族、Va族的元素即可。这些元素与C结合使共晶碳化物细化，并且使共晶碳化物以被母相包围的集合体的形态，即，使其以共晶群体的形态结晶，有助于提高耐烧结性、耐磨损性。其中特别是共晶碳化物中如果含有Nb碳化物(NbC)，则在提高耐烧结性、耐磨损性的基础上，根据后述的作用效果，还能够进一步促进铸造性的改善和确保切削性，因而更优选。
本发明的第一和第二内燃机用活塞中，头部、销座部、裙部是整体铸造而成，还具有冷却空腔部，且整体铸造而成。另外，内燃机用活塞为柴油机用活塞，在头部具有燃烧室，在上述燃烧室的近旁形成有冷却空腔部。
通过利用同时复合成形技术(near net shape)进行一体铸造，不仅不需要构成部分的组装和接合，而且能够减少加工费用。因此，与美国专利第5136992中所记载的、需要进行冷却空腔部的加工和安装空腔部的盖以及组装头部和裙部的、组装式锻造活塞相比，具有显著降低制造成本的优点。还有，一体锻造的活塞，不需要留有加工冷却空腔部而需要的加工空间，可以降低压缩高度，所以实现活塞的轻量化和紧凑化成为可能。如果作为活塞的构成部分的头部、销座部、和裙部通过铸造形成一体，那么可以作为不需要冷却空腔部的汽油(发动)机用的活塞进行使用。此外，如果包含冷却空腔部通过铸造成形一体，则适用于柴油机用的活塞。特别是最适用于活塞的头部具有燃烧室、在燃烧室附近形成有冷却空腔部的直喷型的柴油机用活塞。
本发明的内燃机用活塞整体铸造。另外，本发明的第一和第二内燃机用活塞，上述铸钢在350℃～500℃的范围中具有350MPa以上的0.2％屈服强度以及140GPa以上的纵弹性模量，并且常温～500℃的平均线膨胀系数为10～16×10-6/℃。
第一铸钢中，铸造后在850℃以上保持后进行空冷。还有，对第二的铸钢，优选铸造后在450℃以上保持后进行空冷处理。对第二的铸钢，更优选铸造后在1000℃以上保持后进行急冷，接着在450℃以上保持后进行空冷处理。
附图说明
图1是表示本发明的活塞的断面图。
图2是实施例37的金相组织显微镜照片(100倍)。
图3是比较例5的金相组织显微镜照片(100倍)。
图4是实施例37的金相组织显微镜照片(400倍)。
图5是共晶碳化物和共晶群体的概念图。
图6是热裂纹试验装置的概念图。
图7是往复运动摩擦磨损试验的概念图。
图8是销盘法(pin on disk)试验的概念图。
图9是表示将分别制作的含有销座的头部和套筒部进行组装的现有活塞的断面图。
具体实施方式
[1]铸钢的组成
(A)第一铸钢(α-P系铸钢)
(1)C：0.8％以下
C使共晶碳化物生成，并且使凝固温度降低，提高钢水的流动性，即提高铸造时的钢水流动性等对铸造性具有良好的作用。此效果，对铸造薄壁活塞时非常重要。但是，C超过0.8％，则共晶碳化物的面积率超过35％而大量结晶，并且Cr等的析出碳化物增加，反而会降低耐烧结性和延展性，并且会增强对配合部件的攻击性。因此，C为0.8％以下。C含量优选为0.1～0.55％，进一步优选为0.3～0.55％。
(2)Si：3％以下
Si具有作为钢水的脱氧剂的作用，能够防止CO气体等引起的气体缺陷等确保铸造性。如果Si超过3％，则会使耐热冲击性、切削性下降。因此Si为3％以下，优选为0.2～2％。
(3)Mn：3％以下
Mn具有钢水的脱氧作用以及生成非金属夹杂物改善切削性。但是Mn超过3％，则会降低韧性，所以Mn设定为3％以下，优选为0.3～3％，进一步优选为0.3～2％。
(4)Ni：3％以下
即使活塞温度上升至450℃以上，Ni也能够抑制高温屈服强度、高温强度的下降，并且确保高温刚性，所以能够保证活塞进行精密加工的尺寸精度，防止磨损、漏气、擦伤、烧结、破损等的问题的发生。为了具有这些作用，Ni的含量在3％以下，优选为1％以下。
(5)Cr：6％以下
Cr具有强化基材组织提高高温屈服强度的作用。还有，在活塞表面形成惰性膜，减少活塞内部的基材组织直接与配合部件相接触的机会。但是，如果超过6％，则会使铸钢的切削性下降，所以Cr设定为6％以下。Cr含量更优选为4％以下，特别优选为3％以下。
(6)Cu：6％以下
Cu在基材组织中细微地析出，提高自身润滑性，防止烧结。但是，如果超过6％，则会降低高温刚性和延展性，所以Cu设定为6％以下。Cu优选为1～4％。
(7)Nb：0.01～3％
Nb与C结合，使细微的共晶碳化物(NbC)以共晶群体的形态结晶析出，可以提高活塞的耐烧结性以及耐磨损性。此外改善铸造时的钢水流动性，并且防止由于凝固收缩引起的气孔、破裂(热裂纹)等的铸造缺陷，提高铸造性。还有Nb抑制Cr碳化物等的析出型粗大碳化物的生成，所以可以抑制延展性下降和对配合部件的攻击性的增加，并且确保加工时的切削性。此外在共晶碳化物之外，形成氮化物有强化珠光体的作用。为了得到上述效果，有必要含有0.01％以上的Nb。另一方面，如果超过3％，则共晶碳化物的面积率超过35％，反而会导致耐烧结性和延展性的降低以及对配合部件的攻击性的增加，并且使耐热裂纹性以及切削性下降。因此，Nb设定为0.01～3％。Nb优选为0.1～3％，进一步优选为0.2～3％。
(8)S：0.2％以下
S与Mn、Cr生成硫化物，提高耐热裂纹性，并且生成S系夹杂物，具有改善铸钢的切削性的作用。但是，如果S超过0.2％，则S夹杂物变得过量，恶化耐热裂纹性。为了使硫化物和S系夹杂物按恰当的平衡生成以便于兼具适当的耐热裂纹性以及切削性，S为0.2％以下，优选为0.005～0.2％，进一步优选为0.03～0.2％。
(9)Mo：5％以下
为了提高高温强度，Mo设定为5％以下，优选为1％以下。
(10)Co：5％以下
为了在基材组织中进行固溶，改善高温屈服强度、高温强度、高温刚性，Co设定为5％以下，优选为3％以下。
(11)Al、Mg以及Ca中的至少一种：0.04％以下
Al、Mg以及Ca，具有钢水的脱氧剂的效果，还具有作为对切削性有效的硫化物的核的作用，还具有细微地进行分散的效果，所以可以使其含有。另一方面，如果含有过量的Al、Mg以及Ca，则作为非金属夹杂物残留在基材组织中，使耐热裂纹性下降。因此，根据必要可以使Al、Mg以及Ca中至少一种的含量在0.04％以下。
(12)其他的元素
Ti、Zr、Hf、V、Ta等IVa族、Va族的元素与Nb具有相同的效果。V以及Ti的含量优选分别在0.5％以下。还有W可以含有5％以下、B可以含有0.05％以下、N可以含有0.1％以下。
(B)第二铸钢(δ-M系铸钢)
(1)C：0.1～0.8％
与第一铸钢的情况相同，C是生成共晶碳化物所必须的元素，对铸造性具有良好的作用。但是，如果C超过0.8％，则共晶碳化物的面积率超过35％而大量结晶析出，并且Cr等的析出碳化物增加，反而会降低耐烧结性和延展性，并且会增强对配合部件的攻击性。因此，C含量为0.1～0.8％，优选为0.1～0.55％，进一步优选为0.1～0.4％。
(2)Si：3％以下
根据与第一铸钢相同的理由，Si为3％以下，优选为0.2～2％。
(3)Mn：3％以下
根据与第一铸钢相同的理由，Mn为3％以下，优选为0.3～3％。
(4)Ni：10％以下
根据与第一铸钢相同的理由，Ni优选为0.5～6％。
(5)Cr：30％以下
Cr，在活塞表面形成惰性膜，减少活塞内部的基材组织直接与配合部件相接触的机会。还有，与Ni或Cu组合使基材组织形成马氏体，具有提高活塞的强度的作用。即使含有30％以上，效果的程度也不会变化，反而会提高合金成本有损经济性，而且会增加与C的析出碳化物，导致延展性和加工时的切削性下降，增加对配合部件的攻击性，所以设定为30％以下。Cr优选为6～20％。
(6)Cu：6％以下
Cu在基材组织中细微地析出，提高自身润滑性，防止烧结。但是，如果超过6％，则会降低高温刚性和延展性，所以Cu设定为6％以下。Cu优选为1～4％。
(7)Nb：0.05～8％
Nb与C结合，使细微的共晶碳化物(NbC)以共晶群体的形态结晶析出，可以提高活塞的耐烧结性以及耐磨损性。此外改善铸造时的钢水流动性，并且防止由于凝固收缩引起的气孔、裂纹(热裂纹)等的铸造缺陷，提高铸造性。还有Nb抑制Cr碳化物等的析出型粗大碳化物的生成，所以可以抑制延展性下降和对配合部件的攻击性的增加，并且确保加工时的切削性。此外，NbC还具有提高高温屈服强度的效果。为了得到这些效果，Nb含量有必要在0.05％以上。另一方面，如果超过8％，则共晶碳化物的面积率超过35％，反而会降低耐烧结性和延展性，导致对配合部件的攻击性的增加，并且使耐热裂纹性以及切削性下降。因此，Nb设定为0.05～8％。Nb优选为0.2～5％，进一步优选为0.2～3.5％。
(8)S：0.2％以下
S与Mn、Cr生成硫化物，提高耐热裂纹性，并且生成使耐热裂纹性下降的S系夹杂物，通过其内部的润滑作用，改善切削性。但是，如果S超过0.2％，则S系夹杂物过量，恶化耐热裂纹性。为了使硫化物和S系夹杂物按恰当的平衡生成而得到适当的耐热裂纹性以及切削性，S为0.2％以下，优选为0.05～0.2％，进一步优选为0.1～0.2％以下。
(9)Mo：5％以下
根据与第一铸钢相同的理由，Mo为5％以下，优选为3％以下。
(10)Co：5％以下
根据与第一铸钢相同的理由，Co为5％以下，优选为3％以下。
(11)C、Ni以及Nb的比率
C、Ni以及Nb的含量，优选满足0.05＜(C％+0.15Ni％-0.12Nb％)≤0.8(质量比)的条件。为了铸造低成本的活塞，有必要使用低价的原材料。根据成为原材料的废料材，为了确保铸造时的钢水流动性等的铸造性，有时不得不以高C量铸造。在δ-M系铸钢中，如果C量变多，则Ms点下降，常温下奥氏体大量残留，有时不能得到高温屈服强度、高温刚性。通过将生成NbC而使奥氏体中的C量下降其结果具有防止基材的Ms点下降作用的Nb、和导致Ms点下降的Ni量，限制在0.05＜C％+0.15Ni％-0.12Nb％)≤0.8的范围，能够得到所期望的高温屈服强度以及高温刚性。
(12)Al、Mg以及Ca中的至少一种：0.04％以下
根据与第一铸钢相同的理由，Al、Mg以及Ca中至少一种可以含有在0.04％以下。
(13)其他的元素
Ti、Zr、Hf、V、Ta等IVa族、Va族的元素也具有与Nb相同的效果。V以及Ti的含量优选分别在0.5％以下。还有W可以含有5％以下、B可以含有0.05％以下、N可以含有0.1％以下。
(14)不可避免的杂质
P从原料不可避免的混入，使韧性下降，所以越少越好，具体为0.05％以下为佳。
[2]内燃机用活塞的组织以及特性
铸钢优选具有组织中的共晶碳化物的面积率为1～35％、上述共晶碳化物形成共晶群体(共晶碳化物和母相的集合体)的组织。上述共晶群体的平均当量圆直径优选在3μm以下。对上述共晶群体而言，优选一个共晶群体的面积为50μm2以上的共晶群体个数在组织断面积1mm2中有10个以上。上述共晶碳化物优选含有Nb碳化物。
在第一以及第二的内燃机用活塞中，优选组织中的含有Mn、Cr中至少一种的硫化物的面积率为0.2～3.0％、圆度在0.7以上的硫化物相对于全体硫化物的个数在70％以上。
作为活塞的部件，通过从具有耐热性、耐腐蚀性、耐磨损性的铸钢中选择适当的材料，使其成为即使活塞温度上升至450℃以上、燃烧压力上升至20MPa以上，也具备有充分的高温屈服强度、高温刚性、耐热裂纹性的活塞。例如，铸钢与球状石墨铸铁等相比较，由于耐热裂纹性高，因而在高温燃烧室及其附近的开口缘处很难有热裂纹发生，还有由于高温刚性高，即使出于轻量化而对主要部的壁厚进行削减也能够维持形状尺寸，所以很难发生磨损、漏气、擦伤、烧结、破损等问题，无损于发动机的性能。此外，通过活塞的轻量化和降低压缩高度等的紧凑化，发动机全体的重量降低、使发动机的高输出化和低燃料成本化、发动机噪音的降低、发动机室的小容量化均成为可能。还有通过对共晶碳化物的面积率进行规定，可以确保充足的延展性(常温伸长率)，用于发动机和作为部件的生产中以及配置和安装到发动机等的处理当中，都不会发生裂纹和破裂。
上述铸钢在350℃到500℃的范围中，具有350MPa以上的0.2％屈服强度以及140GPa以上的纵弹性模量。具体地说，在350℃～500℃的范围中优选确保0.2％屈服强度在350℃为400MPa以上、在450℃为350MPa以上、在500℃为300MPa以上。还有，作为高温刚性的指标的纵弹性模量，希望活塞温度在450℃以上时能确保在100GPa以上。如果能够确保这样的高温下的屈服强度和刚性，则根据其协同效果，耐热裂纹性也可以得到确保。此外，作为延展性指标的常温伸长率，能够确保在实用上没有问题水平的3.0％以上。
作为表示低温膨胀性的指标的从常温到500℃的平均线膨胀系数优选10～16×10-6/℃。由此，与片状石墨铸铁的汽缸套的平均线膨胀系数(20～480℃的温度范围下13.1×10-6/℃)大约相等，即使在从常温到450～500℃的温度区域内使用，活塞外径与汽缸套的间隙变小，并且能够适当地确保、维持，使润滑用的润滑油的消耗减少。还有，燃烧气体从活塞、活塞环、汽缸套的间隙间通过吹向曲轴箱的、所谓漏气减少，确保了发动机的输出，此外，在活塞、活塞环、汽缸套间所生成的油膜不会消失，从而抑制这些部件的磨损，此外还能够降低发动机的噪音。
[3]第一和第二内燃机用活塞的制造方法
(A)α-P系铸钢活塞
第一内燃机用活塞的制造方法，具有铸造α-P系铸钢后，在850℃以上保持后进行空冷的特征。铸造出的毛坯活塞，由于制品形状、方案配置、铸型形状等的因素，有时活塞各部的凝固速度会变得参差不齐，所以优选通过热处理进行均质化处理、对耐磨损性、硬度以及机械的性质进行调整。铸造后在850℃以上加热进行保持后，空冷进行正火处理，能够得到先析铁素体和致密的珠光体的混合组织，能够确保作为活塞材料必要的强度和耐磨损性。
加热温度低于850℃则不能完全奥氏体化。为了使全体组织实现奥氏体化，有必要加热到850℃以上。优选加热保持温度为900～950℃。
加热保持时间，根据活塞的尺寸、形状等决定，不能一概而论，一般情况下，小型活塞为0.5小时以上，大型活塞为1小时以上。
(B)δ-M系铸钢活塞
第二内燃机用活塞的制造方法，具有铸造δ-M系铸钢后，(a)在450℃以上保持，进行空冷，或(b)在1000℃以上保持，进行急冷后，在450℃以上保持，进行空冷的特征。如果由于使用中的材质变化而活塞发生永久变形，就会发生漏气或磨损、烧结或破损等问题，损害发动机性能，所以有必要对材质变化预先进行极小化处理。因此，在超过使用温度下进行保持，使材质稳定化的方法十分有效。具体地说，优选铸造后在活塞的使用温度450℃以上保持进行空冷的时效处理的方法。此外，在此时效处理之前，铸造后，如果实施在1000℃以上保持进行急冷的固溶化处理，则材料中的脆性碳化物(例如，Cr碳化物)被固溶，使韧性以及延展性得到确保，所以更优选。
固溶化处理和时效处理中的加热保持时间，根据活塞的尺寸、形状等决定，不能一概而论，一般情况下，对于小型活塞而言前者为0.5小时以上、后者为2小时以上，对于大型活塞而言前者为1.5小时以上、后者为4小时以上为目标。
根据以下实施例更详细地说明本发明，但是本发明并不仅局限于此。
实施例1～17、参考例1～3、比较例1～4、现有例1、2
(1)试样的制作
表1表示本实施例、参考例以及比较例中所使用的试样的化学组成(质量％)。实施例1～17，表示的是Cr含量少的α-P系铸钢(本发明的组成范围内)的试样，比较例1～4表示的是本发明组成范围之外的α-P系铸钢的试样。比较例1为Nb含量极少的铸钢，比较例2为Nb含量极多的铸钢，比较例3为S含量极多的铸钢，比较例4为Nb含量极少S含量极多的铸钢。还有现有例1为使用特开平10-85924中所公开的球状石墨铸铁(JIS FCD600)的例子，现有例2为使用美国专利第5136992号中所公开的锻造钢的例子。
实施例1～17、参考例1～3以及比较例1～4的铸钢经100kg高频熔解炉(碱性衬里)熔解后，在1550℃以上的温度下出炉到浇包中，在1500℃以上的温度下直接浇注到1英寸的Y模具中。对于实施例13以及17以外的实施例1～17、参考例1～3的铸钢，以及比较例1～4的铸钢实施正火热处理，即铸造后在850～1000℃进行1小时的保持，接着进行空冷，得到基材组织由铁素体相以及珠光体相组成的试样。
在相当于JIS FCD600的球状石墨铸铁的现有例1中，经100kg高频熔解炉(酸性衬里)熔解后，在1500℃以上从浇包中出炉，使用Fe-75％Si和Fe-Si-4％Mg用夹层法进行球化处理，此外，在浇注之前，用Fe-75％Si进行2次接种，浇注到1英寸的Y模具中制成试样。还有具有相当于美国专利第5136992号中所公开的锻钢制活塞的组成的现有例2的铸钢，是经真空熔解浇注成铸锭，接着对铸锭进行1100℃的延伸锻造后，从950℃进行正火处理制成试样的。
表1
Figure C20048000805400201
Figure C20048000805400211
注：*没有进行热处理。
(2)共晶碳化物以及共晶群体的解析
对所得到的各试样的金属组织进行观察，对共晶碳化物以及共晶群体进行解析。将从各试样切出试验片埋入树脂，使用砂纸研磨到#1000号为止，此外分别依次经15μm、9μm、3μm、1μm的金刚石粒子的研磨以及胶态二氧化硅的表面抛光研磨后，用硝酸乙醇腐蚀溶液对观察面进行侵蚀处理。
使用图像解析装置(旭化成(株)制，商品名IP-1000)，以倍率200倍在30396.6μm2的任意的5个视野中，对共晶碳化物的面积率(％)以及平均当量圆直径(μm)进行了测定。共晶碳化物的面积率为，各视野内的共晶碳化物的面积的合计除以全视野面积(30396.6μm2)的值的5个视野平均值。还有，非金属夹杂物为共晶碳化物的面积率和平均当量圆直径的测定对象之外。结果如表2所示。
在面积50μm2以上的共晶群体个数中，首先经研磨、腐蚀的试样，通过光学显微镜以倍率100倍任意拍摄5个视野区域。从所得到的显微镜照片中，将接近或者接触到10μm以下的多个共晶碳化物的集合定义为一个共晶群体。如图5的概念图所示，画一条包围了共晶群体52的包线L，此包线L所包围的面积定义为共晶群体的面积。共晶碳化物51很小而位置不明了或当与共晶碳化物51之间的间距不明确时，将观察部分放大100倍以上，判别其尺寸和间距。接着，通过上述图像解析装置测定面积50μm2以上的共晶群体的个数，此个数除以测定面积，对5个视野的所得值进行平均，求出单位面积(1mm2)的共晶群体个数。结果在表2中表示。
(3)耐烧结性
对于各试样，进行了相当于活塞与活塞销的滑动的往复运动摩擦磨损试验和相当于活塞与汽缸套的滑动的销盘法(pin on disk)试验，对耐烧结性进行了评价。
(a)耐销烧结性
往复运动摩擦磨损试验以如下的步骤进行。首先，将各试样加工成60mm×20mm×5mm的板状试验片71，研磨至平均表面粗糙度Ra(JIS B0601)为0.1～0.2μm。如图7所示，各板状试验片71安装在未图示的往复运动摩擦试验机上(オリエンテツク制，商品名AFT-15M型)。向板状试验片71的表面将润滑油(相当于10W-30)按如箭头76所示方向滴下。使相当于作为配合部件的活塞销的高碳铬轴承钢SUJ2(JIS G 4805)制直径5mm的球72，对板状试验片71以58.8N的轴向载荷75接触的状态下，使板状试验片71以1cm的滑动幅度以及1.6秒的往复时间按箭头74所示方向进行往复滑动，测定摩擦力。求出摩擦力达到6.86N为止的往复滑动次数(以下，称为“摩擦次数”)，按以下的标准对耐销烧结性进行了评价。
◎：摩擦次数为400次以上
○：摩擦次数为300次以上而小于400次
△：摩擦次数为200次以上而小于300次
×：摩擦次数小于200次
(b)耐衬里烧结性
销盘法试验以如图8所示装置进行。销盘法试验装置具有如下构成，保持试验片的圆盘状的托架82、和与圆盘状托架82对向而配置的相当于配合部件的材质制成的圆盘83、和为了向试验片施加轴向载荷85而设置在圆盘状托架82上的机构(图中没有显示)、和使圆盘83按箭头84方向进行旋转的机构(图中没有显示)。
各试样经机械加工制成5mm×5mm×10mm的棱柱体形状，并且进行表面粗糙度达到0.5μmRa以下的精加工，制作成销试验片81。圆盘83为直径80mm×厚度12mm，由相当于FC300的高P(磷)片状石墨铸铁制成。在圆盘状托架82上安装4个销试验片81，使其与圆盘83接触，在试验片81与圆盘83的接触面上，将润滑油(相当于10W-30)按箭头86的方向滴下。以此状态使圆盘83进行旋转，使轴向载荷85按阶梯增大。轴向载荷85为销试验片81与圆盘83的接触面的表面压力，圆盘83的旋转速度为滑动速度。以下述(1)～(7)的条件进行了销盘法试验。
(1)试验开始表面压力：15kgf/cm2
(2)试验结束表面压力：500kgf/cm2
(3)表面压力增加间隔：每以5kgf/cm2增加
(4)各表面压力下的载荷保持时间：1min
(5)圆盘滑动速度：2m/s
(6)润滑油油温：10℃(粘度等级100)
(7)润滑油供给条件：试验开始表面压力时以10cm3/min的速度供给1分钟后，停止供给。
将销试验片81以及圆盘83中的一方发生损伤时刻的载荷作为烧结载荷(kgf)，按以下标准对耐衬里烧结性进行了评价。
◎：烧结载荷为120kgf以上
○：烧结载荷为100kgf以上而小于120kgf
△：烧结载荷为80kgf以上而小于100kgf
×：烧结载荷小于80kgf
往复运动摩擦磨损试验以及销盘法(pin on disk)试验的结果在表2中表示。
表2
Figure C20048000805400231
Figure C20048000805400241
注：(1)50μm2以上的共晶群体的个数。
如表2明确表明，就共晶碳化物的面积率来讲，实施例1～2中低于1％，但实施例3～17在本发明所希望的范围内(1～35％)。还有就共晶碳化物的平均当量圆直径来讲，实施例1～17任何一个均在本发明所希望的范围内(3μm以下)。单位面积中存在的面积50μm2以上的共晶群体的个数，在实施例1～2以及6以外的实施例中均在本发明所希望的范围内(10个/mm2以上)。相对于此，比较例2以外任一个均在本发明所希望的范围之外。推断为，共晶群体的个数低于10个/mm2的铸钢，在组织中共晶群体大量结晶，不进行分散而连接在一起形成粗大的群体。
从表2可知在往复运动摩擦磨损试验中，实施例1～17任一个的摩擦次数都多，均在300次以上，具有优异的耐销烧结性。还有，从销盘法试验可知，实施例1～17任一个烧结载荷都大，均在100kgf以上，具有优异的耐衬里烧结性。相对于此，过量含有Nb(3.22质量％Nb)的比较例2的试验片，其耐销烧结性以及耐衬里烧结性均优异，但是耐热裂纹性差。还有其他的比较例的试验片，其任一个的耐销烧结性以及耐衬里烧结性均差。
共晶碳化物的面积率以及平均当量圆直径、以及单位面积中50μm2以上的共晶群体的个数越大则耐烧结性(耐销烧结性以及耐衬里烧结性)越大的倾向也得到了确认。
(4)硫化物
(a)硫化物的面积率
将从各试样切出的试验片埋入树脂中，用金刚石砂纸研磨到#1000号，此外依次进行利用15μm、9μm、3μm、1μm的金刚石粒子研磨以及利用胶态二氧化硅的抛光研磨。对各试验片的研磨面，用旭化成(株)制图像解析装置(商品名IP-1000)，以倍率200倍进行观察，换算成与各硫化物粒子成相同面积的圆，求出直径。对相当于直径为1.0μm以上的圆的硫化物粒子，求出视野中的面积率。其结果在表3中表示。
(b)圆度在0.7以上的硫化物的比率
硫化物的圆度，是从利用图像解析装置观察与上述相同的试验片而得到的各硫化物粒子的图像，根据(4×π×硫化物粒子的面积)/(硫化物粒子的周长)2的公式而算出。由此，求出圆度在0.7以上的硫化物粒子的个数，计算出此个数与全硫化物的个数的比，并将其作为圆度为0.7以上的硫化物的比率(％)。结果在表3中表示。
(5)组织
奥氏体率(γ率)，是使用Rigaku制的X射线应力测定装置(strain flexMSF-2M)，测定了体积率(％)。其结果在表3中表示。
(6)常温伸长率
从各试样按照JIS Z 2201制作4号试验片，用阿姆斯拉拉伸试验机测定25℃的常温伸长率(％)。结果在表3中表示。
(7)高温屈服强度
对于从各试样切出的试验片，作为高温屈服强度，按照JIS G 0567的“钢铁材料以及耐热合金的高温拉伸试验法”测定了350℃、450℃以及500℃的0.2％屈服强度(MPa)。结果在表3中表示。
表3
Figure C20048000805400261
如表3明确表明，除实施例1～2的所有实施例中，硫化物的面积率均为0.2～3％，在所希望的范围内，除实施例1的所有的实施例中，圆度为0.7以上的硫化物的比率为70％以上，在所希望的范围内。在奥氏体率中，全部的实施例均在0％，在30％以下的所希望的范围内。在常温伸长率以及高温屈服强度中，实施例1～17与比较例1～4以及现有例1以及2基本相同。
(7)高温刚性
作为测定高温刚性用试验片，按照JIS Z 2280的“金属材料的高温弹性模量试验方法”，从各试样制成1.5mm×10mm×60mm的进行了全面研磨加工的板状试验片。将各试验片分别放入350℃、450℃以及500℃的大气气氛的炉内，以自由保持式静电驱动方式进行加振，检测出振动的共振频率，由共振频率计算出纵弹性模量(GPa)。结果在表4中表示。
(8)耐热裂纹性
使用图6所示的热裂纹试验装置60，进行了耐热裂纹性的试验。热裂纹试验装置60具有如下构成，装有冷却水62的升降自如的水槽61、和高频振荡机63、和与高频振荡机63相连接而进行高频振荡的线圈64、和将试验片67安装在其前端的杆66、和旋转自由地保持杆66的轴65、和贴附在试验片67上的热电偶68、和与热电偶68相连接的温度数据记录计69。试验片67加工成直径90mm×厚度50mm。
(1)试验片67在水平放置状态下，通过高频振荡线圈64将试验片67的表面加热至450℃，(2)使试验片67向下方旋转后使水槽61上升(虚线表示)，用常温的冷却水62进行急冷，(3)使水槽61下降，并且使试验片67返回到原来的水平状态，由以上工序形成一个加热冷却循环(5秒)，反复进行该加热冷却循环1000次后，测定作为耐热裂纹性的指标的试验片断面最大的裂纹长度(μm)。耐热裂纹性的评价标准如下所述。
◎：最大裂纹长度为50μm以下
○：最大裂纹长度大于50μm而在100μm以下
△：最大裂纹长度大于100μm而在150μm以下
×：最大裂纹长度大于150μm
最大裂纹长度的测定结果以及耐热裂纹性的评价结果在表4中表示。
(9)常温～500℃的平均线膨胀系数
对加工成直径5mm×厚度20mm的试验片，使用热机械分析装置(理学电机(株)制，THEMOFLEX TAS-200TAS8140C)，在大气气氛中以升温速度为3℃/分的条件在常温～500℃的范围测定了热膨胀量。从所得到的热膨胀量求出平均线膨胀系数。结果在表4中表示。
表4
对于高温刚性来讲，实施例1～17与比较例1～4以及现有例1以及2基本相同。但是对于耐热裂纹性来讲，相对于比较例1～4以及现有例1以及2任一个的最大裂纹长度均在100μm以上，而实施例1～17则任一个的最大裂纹长度均低于100μm。
从这些结果可以得知，满足本发明的条件的珠光体系铸钢与其他的材质具有相同的常温伸长率、高温屈服强度以及高温刚性，并且具有比其它的材质显著优异的耐烧结性以及耐热裂纹性。
实施例18～41、参考例4、比较例5～11
(1)试样的制作
表5表示本实施例以及比较例中所使用的试样的化学组成(质量％)。实施例18～41为，由Cr含量多的δ-M系铸钢(本发明的组成范围内)制成的试样，比较例5～11为，本发明的组成范围之外的δ-M系铸钢的试样。比较例5为C以及S的含量过少的铸钢，比较例6以及7为C含量过少、S含量过多的铸钢。比较例8～10为S含量过多的铸钢，比较例11为Nb的含量过少的铸钢，比较例12为Nb的含量过多的铸钢。
实施例18～41、参考例1以及比较例5～11的铸钢经100kg高频溶解炉(碱性衬里)溶解后，在1550℃以上的温度下出炉到浇包中，在1500℃以上的温度下直接浇注到1英寸的Y模具中。对于实施例27以及比较例6、8～10以及12以外的实施例以及比较例的铸钢，实施铸造后在1000～1200℃进行1小时的保持后进行急冷的固溶化处理后，实施了在550～630℃进行2～4小时的保持后进行空冷的时效处理。经热处理的各铸钢的基材组织含有δ-铁素体相以及马氏体相，奥氏体相为低于30％。
表5
Figure C20048000805400291
Figure C20048000805400301
注：*没有进行热处理。
表5(续)
  例No.   C％+0.15Ni％-0.12Nb％(质量％)
  参考例4   0.17
  实施例18   0.18
  实施例19   0.16
  实施例20   0.35
  实施例21   0.60
  实施例22   0.44
  实施例23   0.82
  实施例24   1.26
  实施例25   0.63
  实施例26   0.61
  实施例27<sup>*</sup>   0.61
  实施例28   0.54
  实施例29   0.46
  实施例30   0.57
  实施例31   0.67
  实施例32   0.58
  实施例33   0.59
  实施例34   0.68
  实施例35   0.58
  实施例36   0.74
  实施例37   0.55
  实施例38   0.54
  实施例39   0.61
  实施例40   0.61
  实施例41   0.63
  比较例5   0.64
  比较例6<sup>*</sup>   0.62
  比较例7   0.62
  比较例8<sup>*</sup>   0.55
  比较例9<sup>*</sup>   1.12
  比较例10<sup>*</sup>   0.98
  比较例11   0.82
  比较例12<sup>*</sup>   -0.26
(2)共晶碳化物以及共晶群体的解析
对于所得到的各试样，与实施例1～17、参考例1～3同样，测定共晶碳化物的面积率(％)以及平均当量圆直径(μm)，和面积在50μm2以上的共晶群体的个数。结果在表6中表示。其中观察面的腐蚀处理使用混酸熔液(H2O：10cm3、HCl：20cm3、HNO3：4cm3、H2SO4：1.3cm3的混合溶液)进行。
将实施例37的铸钢的组织表示在图2(100倍的显微镜照片)以及图4(400倍的显微镜照片)中。在组织中观察到如下组织，基材组织的马氏体相23、δ-铁素体相24、细微的共晶碳化物和母相23的集合体的共晶群体22、以及非金属夹杂物25。还有在图4中，观察到共晶碳化物41、共晶群体42、基材组织马氏体相43、以及非金属夹杂物45。
对于共晶碳化物的组成，利用带有能量分散型X射线分光器的电场放射型扫描电子显微镜(FE-SEM EDS，日立制作所(株)S-4000，EDXKEVEX DELTA系统)进行了分析。其结果，确认到共晶碳化物的组成主要是以Nb碳化物(NbC)构成。图3表示的是比较例5的光学显微镜照片(100倍)。在此组织中观察到，基材组织马氏体相33和δ-铁素体相34、以及非金属夹杂物35，但是没有观察到共晶碳化物。
(3)耐烧结性
对各试样，进行了相当于活塞与活塞销的滑动的往复运动摩擦磨损试验和相当于活塞和汽缸套的滑动的销盘法(pin on disk)试验，对耐烧结性进行了评价。
(a)耐销烧结性
与实施例1～17、参考例1～3同样，进行了往复运动摩擦磨损试验，根据以下标准对耐销烧结性进行了评价。
◎：摩擦次数为400次以上
○：摩擦次数为300次以上而小于400次
△：摩擦次数为200次以上而小于300次
×：摩擦次数小于200次
(b)耐衬里烧结性
与实施例1～17、参考例1～3同样，进行了销盘法试验，根据以下标准对耐衬里烧结性进行了评价。
◎：烧结载荷为120kgf以上
○：烧结载荷为100kgf以上而小于120kgf
△：烧结载荷为80kgf以上而小于100kgf
×：烧结载荷小于80kgf
往复运动摩擦磨损试验以及销盘法试验的结果在表6中表示。
表6
Figure C20048000805400321
Figure C20048000805400331
注：(1)50μm2以上的共晶群体的个数。
如表6明确所示，对于共晶碳化物的面积率来讲，实施例18～21以及34中低于1％，但是实施例22～33、35～41均在本发明的所希望的范围(1～35％)内。还有对于共晶碳化物的平均当量圆直径来讲，除实施例29以外任一个的实施例均在本发明所希望的范围(3μm以下)内。对于每单位面积中存在的面积在50μm2以上的共晶群体的个数来讲，除实施例34之外的任何实施例均在本发明所希望的范围内(10个/mm2以上)。相对与此，除比较例9以及10(耐烧结性以及耐热裂纹性差)之外的比较例5～12的任一个均在本发明希望范围之外。
从表6可以得知，在往复运动摩擦磨损试验中，实施例18～41任一个的摩擦次数都高达300次以上，具有优异的耐销烧结性。还有在销盘法试验中，实施例18～41任一个的烧结载荷都大，均在100kgf以上，具有优异的耐衬里烧结性。相对与此，比较例5～12的耐销烧结性以及耐衬里烧结性均差。
共晶碳化物的面积率以及平均当量圆直径、以及每单位面积中存在的50μm2以上的共晶群体的个数越大，则耐烧结性(耐销烧结性以及耐衬里烧结性)越大的倾向也得到了确认。
(4)硫化物
(a)硫化物的面积率以及圆度在0.7以上的硫化物的比率
与实施例1～17、参考例1～3同样，求出了各试样的硫化物面积率(％)以及0.7以上的硫化物的比率。结果在表7中表示。
(5)组织
与实施例1～17、参考例1～3同样，测定了各试样的奥氏体率(γ)。结果在表7中表示。
(6)常温拉伸率以及高温屈服强度
与实施例1～17、参考例1～3同样，测定了各试样的25℃的常温伸长率(％)，以及350℃、450℃以及500℃的0.2％屈服强度(MPa)。结果在表7中表示。
表7
Figure C20048000805400341
Figure C20048000805400351
如表7明确表明，除参考例4之外的全部实施例18～41中，硫化物的面积率均在0.2～3％的所希望的范围内，还有全部的实施例中，圆度在0.7以上的硫化物的比率在70％以上，处于所希望的范围内。对于奥氏体率来讲，全部的实施例均在本发明所希望的范围内，即低于30％。关于常温拉伸率以及高温屈服强度，实施例18～41均在比较例5～12的同等以上。
(7)高温刚性
与实施例1～17、参考例1～3同样，测定了各试样的纵弹性模量(GPa)。结果在表8中表示。
(8)耐热裂纹性
与实施例1～17、参考例1～3同样，测定了各试样的最大热裂纹长度(μm)，按以下标准进行了评价。
◎：最大裂纹长度为50μm以下
○：最大裂纹长度为大于50μm且100μm以下
△：最大裂纹长度为大于100μm且150μm以下
×：最大裂纹长度为大于150μm
最大裂纹长度的测定结果以及耐热裂纹性的评价结果在表8中表示。(9)常温～500℃的平均线膨胀系数
与实施例1～17、参考例1～3同样地求出了各试样在常温～500℃的平均线膨胀系数。结果在表8中表示。
表8
Figure C20048000805400352
Figure C20048000805400361
关于高温刚性，实施例18～41中任一个均在140Gpa以上的本发明所希望的范围内。关于耐热裂纹性，实施例18～41中任一个也均优异。相对与此，比较例6～12中任一个的最大裂纹长度均超过了100μm。比较例5的最大裂纹长度较小，为35μm，但是耐烧结性差。
从这些结果可以得知，满足本发明条件的马氏体系铸钢具有与其他的材质相同或其以上的常温伸长率、高温屈服强度以及高温刚性，并且具有比其它的材质显著的优异的耐烧结性以及耐热裂纹性。
实施例42
使用含有0.24质量％的C、0.61质量％的Si、0.57质量％的Mn、3.87质量％的Ni、15.92质量％的Cr、2.99质量％的Cu、2.10质量％的Nb、以及0.072质量％的S的马氏体系铸钢，一体铸造成如图1所示的活塞10。此活塞10具有如下部分，即头部11、裙部12、冷却空腔部13、销座部14、销的配合内径14d、燃烧室15、顶面16、开口缘17、活塞顶岸18、以及环槽19。10h表示压缩高度，D表示外径。
上述铸钢的特性是如下所述。
共晶碳化物的面积率：7.7％
共晶碳化物的平均当量圆直径：2.0μm
面积为50μm2以上的共晶群体的个数：50个/mm2
耐销烧结性(摩擦次数)：561次
耐衬里烧结性(烧结载荷)：130kgf
硫化物的面积率：0.7％
圆度0.7以上的硫化物/全体硫化物：86％
γ率：6.1％
常温拉伸率：9.8％
0.2％屈服强度
350℃时，625MPa
450℃时，604MPa
500℃时，512MPa
纵弹性模量
350℃时，194GPa
450℃时，170GPa
500℃时，153GPa
耐热裂纹性(最大裂纹长度)：48μm
常温～500℃的平均线膨胀系数：12.1×10-6/℃
将上述铸钢在1610℃的温度下出炉到浇包中，在1520℃的温度下浇注到具有如图1所示活塞形状的型腔的砂型铸型中。铸造后，进行在1040℃保持1小时后进行急冷的固溶化热处理，接着进行在600℃保持4小时后进行空冷的时效处理。接着对活塞10的外周进行切削加工以及磨削加工。为了达到轻量化，活塞10的主要部位的平均壁厚设定在3.0mm以下。铸造工序中没有发生气孔、流动性差、气体缺陷等的成为问题的铸造缺陷，还有在加工工序中，也没有发生切削不良和加工工具的异常磨损等的问题。
在所得到的活塞10的裙部12、销座部14以及环槽19中，共晶碳化物的面积率为3.2～12.6％，共晶碳化物的平均当量圆直径为1.8～2.4μm，每单位面积中面积为50μm2以上的共晶群体的个数为48～72个/mm2。
将所得到的活塞10配备在10000cc的6气缸柴油机上，在活塞温度452℃、以及燃烧压力20MPa的条件下，进行了400小时的疲劳试验。在疲劳试验中，没有发生漏气或烧结等问题。还有在疲劳试验后，对活塞10的状况进行了观察，没有发现裙部12、销座部14等的磨损，也没有擦伤、破损等，还有在开口缘17处也没有发现热裂纹。
比较例13
使用现有例1的铸铁，与实施例42相同地制作了活塞。所得到的活塞，在其裙部、销座部以及环沟的任意位置均没有观察到共晶碳化物。对此活塞在与实施例42相同的条件下进行了疲劳试验，结果试验开始5个小时候后发出异常声音，发动机的输出下降，所以疲劳试验中止。对疲劳试验后的活塞进行了观察，结果在裙部发现了表示强烈碰撞的擦伤痕迹，开口缘处发生了微小的热裂纹。从此疲劳试验的结果可以得知，即使是由于石墨自身的润滑性而耐烧结性比较良好的、现有例1的铸铁制成的活塞，如果主要部位的平均壁厚在3.0mm以下，则在活塞温度为450℃以上、以及燃烧压力在20MPa以上的严酷条件下，其耐热性、耐久性以及耐烧结性不足。
如上所述，本发明的内燃机用活塞，具有良好的常温拉伸率，并且即使在活塞温度为450℃以上、燃烧压力在20MPa以上的严酷条件下，也具有充分的高温屈服强度、高温刚性、耐烧结性以及耐热裂纹性。这样的内燃机用活塞适用于汽车的发动机，特别是柴油机。

Claims (27)

1.一种内燃机用活塞，其特征在于，由整体铸造的铸钢构成，上述铸钢，以质量％计含有C：0.8％以下、Si：3％以下、Mn：3％以下、S：0.2％以下、Ni：3％以下、Cr：6％以下、Cu：6％以下、Nb：0.06～3％，剩余部分实质上由Fe以及不可避免的杂质构成，所述铸钢的组织具有共晶碳化物形成了共晶群体即共晶碳化物和母相的集合体的组织，上述共晶碳化物是IVa族、Va族的元素与C结合而得到的。
2.根据权利要求1所述内燃机用活塞，其特征在于，上述铸钢，以质量％计含有C：0.1～0.55％、Si：0.2～2％、Mn：0.3～3％、S：超过0.005％且为0.2％以下、Ni：1％以下、Cr：3％以下、Cu：1～4％、Nb：0.1～3％，剩余部分实质上由Fe以及不可避免的杂质构成。
3.根据权利要求1或2所述的内燃机用活塞，其特征在于，上述铸钢组织中的上述共晶碳化物的面积率为1～35％。
4.根据权利要求1或2所述内燃机用活塞，其特征在于，上述共晶碳化物的平均当量圆直径为3μm以下。
5.根据权利要求1或2所述的内燃机用活塞，其特征在于，面积为50μm2以上的共晶群体的个数，在每1mm2的组织断面中，为10个以上。
6.根据权利要求1或2所述的内燃机用活塞，其特征在于，上述共晶碳化物含有Nb碳化物。
7.根据权利要求1或2所述的内燃机用活塞，其特征在于，上述铸钢组织中的硫化物的面积率为0.2～3.0％，圆度为0.7以上的硫化物的数目相对于全体硫化物的数目为70％以上。
8.根据权利要求1或2所述的内燃机用活塞，其特征在于，上述硫化物含有Mn及/或Cr。
9.一种内燃机用活塞，其特征在于，由整体铸造的铸钢构成，上述铸钢，以质量％计含有C：0.1～0.8％、Si：3％以下、Mn：3％以下、S：0.2％以下、Ni：10％以下、Cr：30％以下、Cu：6％以下、Nb：0.15～8％，剩余部分实质上由Fe以及不可避免的杂质构成，所述铸钢的组织具有共晶碳化物形成了共晶群体即共晶碳化物和母相的集合体的组织，上述共晶碳化物是IVa族、Va族的元素与C结合而得到的。
10.根据权利要求9所述内燃机用活塞，其特征在于，上述铸钢，以质量％计含有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％，剩余部分实质上由Fe以及不可避免的杂质构成。
11.根据权利要求9或10所述内燃机用活塞，其特征在于，上述铸钢，以质量％计在0.05＜(C％+0.15Ni％-0.12Nb％)≤0.8的范围内含有C、Ni、Nb。
12.根据权利要求9或10所述的内燃机用活塞，其特征在于，上述铸钢，其基材组织的奥氏体相低于30％.
13.根据权利要求9或10所述的内燃机用活塞，其特征在于，上述铸钢组织中的上述共晶碳化物的面积率为1～35％。
14.根据权利要求9或10所述内燃机用活塞，其特征在于，上述共晶碳化物的平均当量圆直径为3μm以下。
15.根据权利要求9或10所述的内燃机用活塞，其特征在于，面积为50μm2以上的共晶群体的个数，在每1mm2的组织断面中，为10个以上。
16.根据权利要求9或10所述的内燃机用活塞，其特征在于，上述共晶碳化物含有Nb碳化物。
17.根据权利要求9或10所述的内燃机用活塞，其特征在于，上述铸钢组织中的硫化物的面积率为0.2～3.0％，圆度为0.7以上的硫化物的数目相对于全体硫化物的数目为70％以上。
18.根据权利要求9或10所述的内燃机用活塞，其特征在于，上述硫化物含有Mn及/或Cr。
19.根据权利要求1、2、9以及10的任一项所述的内燃机用活塞，其特征在于，上述铸钢还含有0.5质量％以下的V及/或Ti。
20.根据权利要求1、2、9以及10的任一项所述的内燃机用活塞，其特征在于，上述铸钢还含有0.04质量％以下的Al、Mg以及Ca中的至少1种。
21.根据权利要求1、2、9以及10的任一项所述内燃机用活塞，其特征在于，头部、销座部、裙部是整体铸造而成。
22.根据权利要求1、2、9以及10的任一项所述内燃机用活塞，其特征在于，还具有冷却空腔部，且整体铸造而成。
23.根据权利要求1、2、9以及10的任一项所述内燃机用活塞，其特征在于，为柴油机用活塞，在头部具有燃烧室，在上述燃烧室的近旁形成有冷却空腔部。
24.根据权利要求1、2、9以及10的任一项所述的内燃机用活塞，其特征在于，上述铸钢在350℃～500℃的范围中具有350MPa以上的0.2％屈服强度以及140GPa以上的纵弹性模量，并且常温～500℃的平均线膨胀系数为10～16×10-6/℃。
25.一种内燃机用活塞的制造方法，其特征在于，用于制造权利要求1或2所述的内燃机用活塞，铸造上述铸钢后，在850℃以上保持后进行空冷。
26.一种内燃机用活塞的制造方法，其特征在于，用于制造权利要求9或10所述的内燃机活塞，铸造上述铸钢后，在450℃以上保持后进行空冷。
27.根据权利要求26所述的内燃机用活塞的制造方法，其特征在于，铸造上述铸钢后，在1000℃以上进行保持、急冷后，在450℃以上保持后进行空冷。
CNB2004800080547A 2003-03-31 2004-03-31 内燃机用活塞及其制造方法 Expired - Fee Related CN100535423C (zh)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2003097015 2003-03-31
JP097015/2003 2003-03-31

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN1764775A CN1764775A (zh) 2006-04-26
CN100535423C true CN100535423C (zh) 2009-09-02

Family

ID=33307899

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CNB2004800080547A Expired - Fee Related CN100535423C (zh) 2003-03-31 2004-03-31 内燃机用活塞及其制造方法

Country Status (6)

Country Link
US (1) US7503304B2 (zh)
EP (2) EP2295777B1 (zh)
JP (1) JP4500259B2 (zh)
KR (1) KR101087562B1 (zh)
CN (1) CN100535423C (zh)
WO (1) WO2004094808A1 (zh)

Families Citing this family (57)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN100535423C (zh) * 2003-03-31 2009-09-02 日立金属株式会社 内燃机用活塞及其制造方法
DE102004003658A1 (de) * 2004-01-24 2005-08-25 Mahle Gmbh Verbrennungsmulde im Boden eines Kolbens für einen Dieselmotor
US7406941B2 (en) 2004-07-21 2008-08-05 Federal - Mogul World Wide, Inc. One piece cast steel monobloc piston
JP4375359B2 (ja) 2006-05-24 2009-12-02 トヨタ自動車株式会社 内燃機関のピストン
DE102006030699B4 (de) * 2006-06-30 2014-10-02 Daimler Ag Gegossener Stahlkolben für Verbrennungsmotoren
DE102006038670B4 (de) * 2006-08-17 2010-12-09 Federal-Mogul Burscheid Gmbh Hochsiliziumhaltiger Stahlwerkstoff zur Herstellung von Kolbenringen und Zylinderlaufbuchsen
DE102008017023A1 (de) * 2008-04-03 2009-10-08 Schaeffler Kg Bauteil für eine mit Alkoholkraftstoff betriebene Brennkraftmaschine
DE102009010473A1 (de) * 2009-02-26 2010-11-18 Federal-Mogul Burscheid Gmbh Stahlwerkstoffzusammensetzung zur Herstellung von Kolbenringen und Zylinderlaufbuchsen
DE102009010727B3 (de) * 2009-02-26 2011-01-13 Federal-Mogul Burscheid Gmbh Stahlgusswerkstoffzusammensetzung zur Herstellung von Kolbenringen und Zylinderlaufbuchsen
DE102009010726B3 (de) * 2009-02-26 2010-12-09 Federal-Mogul Burscheid Gmbh Kolbenringe und Zylinderlaufbuchsen
DE102009010728C5 (de) * 2009-02-26 2019-08-14 Federal-Mogul Burscheid Gmbh Kolbenringe und Zylinderlaufbuchsen
DE102009015009B3 (de) * 2009-03-26 2010-12-09 Federal-Mogul Burscheid Gmbh Kolbenring
DE102009015008B3 (de) * 2009-03-26 2010-12-02 Federal-Mogul Burscheid Gmbh Kolbenringe und Zylinderlaufbuchsen
DE102009048124A1 (de) 2009-10-02 2011-04-07 Daimler Ag Stahlkolben für Verbrennungsmotoren
US9970384B2 (en) * 2009-11-06 2018-05-15 Federal-Mogul Llc Steel piston with cooling gallery and method of construction thereof
CN102859016B (zh) * 2010-04-07 2015-04-08 古河电气工业株式会社 铜合金伸展材、铜合金部件和铜合金伸展材的制造方法
FR2964156B1 (fr) * 2010-08-31 2012-08-17 Peugeot Citroen Automobiles Sa Piston de moteur a combustion interne
DE102010045221B4 (de) * 2010-09-13 2017-10-05 Daimler Ag Stahlkolben für Verbrennungsmotoren
DE102010051681B4 (de) 2010-11-17 2019-09-12 Daimler Ag Verfahren zur Herstellung eines Kühlkanalkolbens
KR102007692B1 (ko) 2011-04-15 2019-08-06 테네코 인코퍼레이티드 피스톤 및 피스톤을 제작하는 방법
CN102205409B (zh) * 2011-04-28 2014-07-02 上海交通大学 内燃机用复合式活塞毛坯的制造方法
BR112014012557B1 (pt) 2011-11-30 2019-03-19 Tenneco Inc. Anel de pistão formado de um ferro fundido, ferro fundido, método para fabricar um anel de pistão formado de ferro fundido e método para formar um ferro fundido
EP2623760B1 (en) 2012-01-27 2017-08-02 BRP-Rotax GmbH & Co. KG Piston for an internal combustion engine
US10184421B2 (en) 2012-03-12 2019-01-22 Tenneco Inc. Engine piston
DE102012009030A1 (de) * 2012-05-05 2013-11-07 Mahle International Gmbh Anordnung aus einem Kolben und einem Kurbelgehäuse für einen Verbrennungsmotor
CN103866202B (zh) * 2012-12-14 2016-08-17 钟庆辉 采用改性不锈钢材料制作发动机活塞环气环方法
EP2964939B1 (en) * 2013-03-05 2021-11-17 Tenneco Inc. Piston with anti-carbon deposit coating and method of construction thereof
CN103397268B (zh) * 2013-07-01 2016-05-25 安徽三联泵业股份有限公司 耐磨铸钢及其制备方法
CN103397270A (zh) * 2013-07-01 2013-11-20 安徽三联泵业股份有限公司 高强度耐磨合金铸钢及其制备方法
CN103397269A (zh) * 2013-07-01 2013-11-20 安徽三联泵业股份有限公司 低成本高强度耐磨铸钢及其制备方法
KR20150061516A (ko) * 2013-11-27 2015-06-04 두산중공업 주식회사 금형강 및 그 제조방법
KR102148756B1 (ko) * 2014-03-12 2020-08-27 두산인프라코어 주식회사 내열 구상흑연주철, 이의 제조 방법 및 이를 포함하는 엔진 배기계
WO2016070031A1 (en) * 2014-10-30 2016-05-06 Federal-Mogul Corporation Piston
US20160169152A1 (en) * 2014-12-11 2016-06-16 Caterpillar Inc. Engine Piston
DE102015105448A1 (de) * 2015-04-09 2016-10-13 Gesenkschmiede Schneider Gmbh Legierter Stahl und damit hergestellte Bauteile
CN105088087B (zh) * 2015-09-18 2017-01-11 湖南大学 一种高韧性适焊微合金化铸钢及其制备方法
CN105296870A (zh) * 2015-11-03 2016-02-03 合肥海源机械有限公司 叉车用液压油缸活塞杆制备方法
US20170283943A1 (en) * 2016-03-29 2017-10-05 Silcotek Corp. Treated article, system having treated article, and process incorporating treated article
DE102016208301A1 (de) * 2016-05-13 2017-11-16 Continental Automotive Gmbh Stahl-Werkstoff für Hochtemperatur-Anwendungen und Turbinengehäuse aus diesem Werkstoff
US10662892B2 (en) * 2016-09-09 2020-05-26 Caterpillar Inc. Piston for internal combustion engine having high temperature-capable crown piece
CN106939392A (zh) * 2017-04-05 2017-07-11 西峡县众德汽车部件有限公司 一种用于铸造汽车排气歧管的材料
DE102017205804A1 (de) * 2017-04-05 2018-10-11 Mahle International Gmbh Kolben einer Brennkraftmaschine
CN107191287A (zh) * 2017-06-06 2017-09-22 湖南江滨机器（集团）有限责任公司 一种活塞及活塞制造方法
CN110621868B (zh) 2017-07-14 2022-05-27 日本制铁株式会社 内燃机用活塞及其制造方法
JP6869155B2 (ja) * 2017-09-21 2021-05-12 日立Astemo株式会社 内燃機関のピストン
US20190161838A1 (en) * 2017-11-28 2019-05-30 GM Global Technology Operations LLC High-strength bainitic steel
JP6930662B2 (ja) * 2018-05-31 2021-09-01 日本製鉄株式会社 スチールピストン用鋼材
WO2019230938A1 (ja) * 2018-05-31 2019-12-05 日本製鉄株式会社 スチールピストン
DE102018217057A1 (de) * 2018-10-05 2020-04-09 Continental Automotive Gmbh Stahl-Werkstoff für Hochtemperatur-Anwendungen und Abgasturbolader der diesen Stahl-Werkstoff aufweist
CN109371329B (zh) * 2018-12-24 2021-02-02 黄石华中模具材料研究所 一种耐高温人工水晶成型模具钢材料及其制备方法
CN113122771B (zh) * 2019-12-31 2022-01-14 中内凯思汽车新动力系统有限公司 一种高性能摩擦焊接钢质活塞及其制备方法
CN111363977A (zh) * 2020-05-07 2020-07-03 南京中盛铁路车辆配件有限公司 高速列车制动盘用低合金铸钢及其热处理方法与制动盘
CN113073255A (zh) * 2021-03-11 2021-07-06 南京精锋制刀有限公司 一种适用于制作高强钢刀片的金属材料的配方及其制备方法
JP7292322B2 (ja) * 2021-04-12 2023-06-16 トクセン工業株式会社 オイルリング用線
JP7297808B2 (ja) * 2021-04-12 2023-06-26 トクセン工業株式会社 オイルリング用線
CN115074617A (zh) * 2021-11-22 2022-09-20 上海双舜科技发展有限公司 一种抗拉强度高的热作模具钢及其制备方法
DE102022108997A1 (de) 2022-04-13 2023-10-19 Ks Kolbenschmidt Gmbh Kolbenrohling, kolben und verfahren

Family Cites Families (43)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US2195552A (en) * 1937-07-23 1940-04-02 Alexander M Alexandrescu Heavy duty piston
US2201405A (en) * 1939-09-07 1940-05-21 Russell H Mccarroll Piston
GB1120206A (en) * 1965-07-09 1968-07-17 Wellworthy Ltd Improvements in or relating to pistons for internal combustion engines
US3876475A (en) * 1970-10-21 1975-04-08 Nordstjernan Rederi Ab Corrosion resistant alloy
DE2253868B2 (de) * 1972-11-03 1980-11-20 M.A.N. Maschinenfabrik Augsburg-Nuernberg Ag, 8500 Nuernberg Einteiliger, mit einer Pleuelstange verbundener Gußeisenkolben
JPS60116748A (ja) * 1984-07-09 1985-06-24 Hitachi Metals Ltd スチ−ル製ピストンリング材
JPS61190150A (ja) * 1985-02-19 1986-08-23 Yanmar Diesel Engine Co Ltd 一体形ピストン
JPH0791619B2 (ja) * 1986-12-02 1995-10-04 日立金属株式会社 ピストンリング材
EP0295111B1 (en) * 1987-06-11 1994-11-02 Aichi Steel Works, Ltd. A steel having good wear resistance
US4985092A (en) * 1987-06-11 1991-01-15 Aichi Steel Works, Limited Steel having good wear resistance
JP2552509B2 (ja) * 1987-10-31 1996-11-13 愛知製鋼株式会社 ピストンリング用鋼
JP2552512B2 (ja) * 1987-11-28 1996-11-13 愛知製鋼株式会社 ピストンリング用溶製鋼
US5023049A (en) * 1987-12-23 1991-06-11 Uddeholm Tooling Aktiebolag Precipitation hardening tool steel for moulding tools and moulding tool made from the steel
JP2981899B2 (ja) 1989-10-04 1999-11-22 日立金属株式会社 ピストンリング材
JPH0463046A (ja) * 1990-06-29 1992-02-28 Nec Home Electron Ltd 特定メッセージ誤消去防止装置
US5136992A (en) 1990-07-12 1992-08-11 Mahle Gmbh Piston for internal combustion engines with forged sections made of steel
JPH04263046A (ja) * 1990-12-30 1992-09-18 Aichi Steel Works Ltd ピストンリング用合金鋼
JPH05230596A (ja) * 1992-02-25 1993-09-07 Hitachi Metals Ltd ピストンリング材
US5322042A (en) * 1992-06-17 1994-06-21 Sonex Research, Inc. Combustion chamber for internal combustion engine and process of combustion using fuel radical species
JPH0770700A (ja) * 1993-08-31 1995-03-14 Nidatsuku Kk 高耐力高耐食性オーステナイト系ステンレス鋳鋼
JP3332189B2 (ja) * 1993-11-25 2002-10-07 日立金属株式会社 鋳造性の優れたフェライト系耐熱鋳鋼
JPH07293326A (ja) * 1994-04-22 1995-11-07 A D D:Kk 内燃機関のピストン構造及びその製作法
JPH1085924A (ja) 1996-09-18 1998-04-07 Yanmar Diesel Engine Co Ltd ディーゼル機関用シリンダピストンの鋳造方法
JP3621818B2 (ja) * 1998-01-09 2005-02-16 三菱重工業株式会社 ステンレス鋳鋼
JPH11216537A (ja) * 1998-01-30 1999-08-10 Isuzu Motors Ltd ピストンの消失性模型
JP2909456B2 (ja) * 1998-03-05 1999-06-23 日立金属株式会社 耐スカッフィング性に優れたピストンリング
DE19910582A1 (de) * 1999-03-10 2000-09-28 Mahle Gmbh Gebauter Kolben
US6527879B2 (en) * 1999-06-25 2003-03-04 Hitachi Metals Ltd. Self-lubricating piston ring material for internal combustion engine and piston ring
JP3514182B2 (ja) * 1999-08-31 2004-03-31 住友金属工業株式会社 高温強度と靱性に優れた低Ｃｒフェライト系耐熱鋼およびその製造方法
JP4724275B2 (ja) * 2000-07-17 2011-07-13 株式会社リケン 耐スカッフィング性、耐クラッキング性及び耐疲労性に優れたピストンリング及びその製造方法
WO2002033291A1 (en) * 2000-10-18 2002-04-25 Federal-Mogul Corporation Multi-axially forged piston
DE10131725B4 (de) * 2001-06-29 2004-02-12 Ks Kolbenschmidt Gmbh Unter Krafteinwirkung in der Gießvorrichtung gehaltener Salzkern
DE10244511A1 (de) * 2002-09-25 2004-04-15 Mahle Gmbh Mehrteiliger gekühlter Kolben für einen Verbrennungsmotor
CN100535423C (zh) * 2003-03-31 2009-09-02 日立金属株式会社 内燃机用活塞及其制造方法
US20050076975A1 (en) * 2003-10-10 2005-04-14 Tenaris Connections A.G. Low carbon alloy steel tube having ultra high strength and excellent toughness at low temperature and method of manufacturing the same
US7438039B2 (en) * 2004-02-06 2008-10-21 Electro-Motive Diesel, Inc. Large-bore, medium-speed diesel engine having piston crown bowl with acute re-entrant angle
US7406941B2 (en) * 2004-07-21 2008-08-05 Federal - Mogul World Wide, Inc. One piece cast steel monobloc piston
US20060169368A1 (en) * 2004-10-05 2006-08-03 Tenaris Conncections A.G. (A Liechtenstein Corporation) Low carbon alloy steel tube having ultra high strength and excellent toughness at low temperature and method of manufacturing the same
US20060086326A1 (en) * 2004-10-25 2006-04-27 Ipd, Inc. One piece cast ferrous crown piston for internal combustion engine
US20060226138A1 (en) * 2005-04-11 2006-10-12 Lincoln Global, Inc. High strength flux cored electrode
US20060275168A1 (en) * 2005-06-03 2006-12-07 Ati Properties, Inc. Austenitic stainless steel
US20060285989A1 (en) * 2005-06-20 2006-12-21 Hoeganaes Corporation Corrosion resistant metallurgical powder compositions, methods, and compacted articles
DE102006053179A1 (de) * 2005-11-10 2007-05-16 Ks Kolbenschmidt Gmbh Einteiliger Stahlkolben als Feinguss-Variante mit Kern für die feingusstechnische Herstellung eines Kühlkanales

Also Published As

Publication number Publication date
KR101087562B1 (ko) 2011-11-28
US7503304B2 (en) 2009-03-17
EP2295777A1 (en) 2011-03-16
KR20050113624A (ko) 2005-12-02
WO2004094808A1 (ja) 2004-11-04
EP1612395A1 (en) 2006-01-04
EP2295777B1 (en) 2016-12-07
JPWO2004094808A1 (ja) 2006-07-13
EP1612395A4 (en) 2010-08-04
CN1764775A (zh) 2006-04-26
JP4500259B2 (ja) 2010-07-14
US20060191508A1 (en) 2006-08-31

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN100535423C (zh) 内燃机用活塞及其制造方法
JP5650714B2 (ja) 窒化可能な鋼製ピストンリングと鋼製シリンダーライナ及びその製造用鋳造方法
EP1384794A1 (en) Spheroidal cast iron particulary for piston rings and method for its production
US20040040631A1 (en) Piston ring excellent in resistance to scuffing, cracking and fatigue and method for producing the same, and combination of piston ring and cylinder block
US20080279714A1 (en) High Strength Spring Steel and Steel Wire
Krause Gray Iron—A Unique Engineering Material
JP2012518764A (ja) ピストンリングおよびシリンダスリーブを製造するための鋼材組成物
JP5683497B2 (ja) ピストンリングおよびシリンダスリーブを製造するための鋼材組成物
KR20200103821A (ko) 침탄 처리가 행해지는 부품용 강재
JP5695635B2 (ja) 窒化可能なピストンリング
CN110964973B (zh) 一种高锰cadi及其热处理方法
JP5186878B2 (ja) プラスチック成形金型用鋼およびプラスチック成形金型
JP2002317225A (ja) ピストンリング
CN1186865A (zh) 模具及其淬火方法
US20220112572A1 (en) Steel pipe for fuel injection pipe, and fuel injection pipe using same
CN110527900A (zh) 一种基于结构赋能材料的滚动直线导轨副及其制造方法
RU2739462C1 (ru) СПОСОБ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ СТАЛЕЙ ПОНИЖЕННОЙ (ПП) и РЕГЛАМЕНТИРОВАННОЙ (РП) ПРОКАЛИВАЕМОСТИ 4-го ПОКОЛЕНИЯ
JP3252969B2 (ja) 熱間工具鋼
Dossett et al. Heat treating of gray irons
JPH0559495A (ja) ピストンリング材
JP3952328B2 (ja) 耐スカッフィング性および加工性に優れたピストンリング材
JPH04308059A (ja) 熱間工具鋼
CN114058934A (zh) 球墨铸铁和由其形成的发动机排气系统部件
JPH05112817A (ja) Ａｄｉ部品の熱処理方法
Stefanescu Heat Treating of Gray Irons

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
C14 Grant of patent or utility model
GR01 Patent grant
CF01 Termination of patent right due to non-payment of annual fee
CF01 Termination of patent right due to non-payment of annual fee

Granted publication date: 20090902

Termination date: 20210331