JP2000337510A - 耐摩耗性および熱伝導性のすぐれた遊離黒鉛析出鉄系焼結材料製ピストンリング耐摩環 - Google Patents
耐摩耗性および熱伝導性のすぐれた遊離黒鉛析出鉄系焼結材料製ピストンリング耐摩環Info
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Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【課題】 耐摩耗性および熱伝導性にすぐれ、かつ相手
攻撃性の小さい遊離黒鉛析出鉄系焼結材料製ピストンリ
ング耐摩環の提供。 【解決手段】 遊離黒鉛形成成分としてＣ：０．５〜５
％、素地形成成分として、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｓ、Ｂ、Ｎｉ、
Ｃｕ、Ｍｏを特定し、さらに周期律表の４ａ、５ａおよ
び６ａ族金属の炭化物、窒化物および炭窒化物からな
り、電子顕微鏡による断面組織観察で０．１〜５μｍの
平均粒径を示す硬質金属炭・窒化物粒子：０．１〜５
％、を含有し、残りが素地形成成分としてのＦｅと不可
避不純物からなる組成、並びに素地が実質的にオーステ
ナイトからなり、遊離黒鉛は素地には実質的に存在せ
ず、気孔内に析出して成長した状態で存在し、かつ素地
には上記硬質金属炭・窒化物粒子が分散分布した組織を
有する遊離黒鉛析出鉄系焼結材料で構成する。
攻撃性の小さい遊離黒鉛析出鉄系焼結材料製ピストンリ
ング耐摩環の提供。 【解決手段】 遊離黒鉛形成成分としてＣ：０．５〜５
％、素地形成成分として、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｓ、Ｂ、Ｎｉ、
Ｃｕ、Ｍｏを特定し、さらに周期律表の４ａ、５ａおよ
び６ａ族金属の炭化物、窒化物および炭窒化物からな
り、電子顕微鏡による断面組織観察で０．１〜５μｍの
平均粒径を示す硬質金属炭・窒化物粒子：０．１〜５
％、を含有し、残りが素地形成成分としてのＦｅと不可
避不純物からなる組成、並びに素地が実質的にオーステ
ナイトからなり、遊離黒鉛は素地には実質的に存在せ
ず、気孔内に析出して成長した状態で存在し、かつ素地
には上記硬質金属炭・窒化物粒子が分散分布した組織を
有する遊離黒鉛析出鉄系焼結材料で構成する。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、ピストンにおけ
るトップリング溝が上方位置移動した条件でも、すぐれ
た耐摩耗性を発揮し、かつ熱伝導性にもすぐれ、さらに
相手攻撃性（ピストンリング攻撃性）も小さい遊離黒鉛
析出鉄系焼結材料製ピストンリング耐摩環に関するもの
である。
るトップリング溝が上方位置移動した条件でも、すぐれ
た耐摩耗性を発揮し、かつ熱伝導性にもすぐれ、さらに
相手攻撃性（ピストンリング攻撃性）も小さい遊離黒鉛
析出鉄系焼結材料製ピストンリング耐摩環に関するもの
である。
【０００２】
【従来の技術】従来、例えば特公昭５７−３２７４３号
公報に記載されるように、例えばトラック・バス用ディ
ーゼルエンジンのピストンが、図１（ａ）の概略縦断面
図および同（ｂ）の要部縦断面図で示される構造を有
し、かつ図示される通りトップランド部直下のトップリ
ング溝にはピストンリング耐摩環がピストン鋳物本体の
鋳造時に鋳ぐるまれて設けられた構造をもつことは良く
知られるところである。また、ピストン鋳物本体が、主
としてＳｉ：８〜１３重量％を含有したＡｌ−Ｓｉ系合
金で構成され、さらに上記ピストンリング耐摩環には、
良好な耐摩耗性と相手攻撃性の低いＦｅ−Ｎｉ−Ｃｕ系
焼結材料（組成：Ｆｅ−８〜２５％Ｎｉ−３．５〜１０
％Ｃｕ−２．０％以下Ｃ）や、Ｎｉ−Ｃｕ−Ｃｒ系オー
ステナイト鋳鉄であるニレジスト鋳鉄（組成：Ｆｅ−
１．５〜３．５％Ｃｒ−０．８〜１．５％Ｍｎ−３％以
下Ｃ−１３〜２２％Ｎｉ−８％以下Ｃｕ−１．０〜２．
８％Ｓｉ、以上重量％、以下％は重量％を示す）などが
広く用いられていることも良く知られるところである。
公報に記載されるように、例えばトラック・バス用ディ
ーゼルエンジンのピストンが、図１（ａ）の概略縦断面
図および同（ｂ）の要部縦断面図で示される構造を有
し、かつ図示される通りトップランド部直下のトップリ
ング溝にはピストンリング耐摩環がピストン鋳物本体の
鋳造時に鋳ぐるまれて設けられた構造をもつことは良く
知られるところである。また、ピストン鋳物本体が、主
としてＳｉ：８〜１３重量％を含有したＡｌ−Ｓｉ系合
金で構成され、さらに上記ピストンリング耐摩環には、
良好な耐摩耗性と相手攻撃性の低いＦｅ−Ｎｉ−Ｃｕ系
焼結材料（組成：Ｆｅ−８〜２５％Ｎｉ−３．５〜１０
％Ｃｕ−２．０％以下Ｃ）や、Ｎｉ−Ｃｕ−Ｃｒ系オー
ステナイト鋳鉄であるニレジスト鋳鉄（組成：Ｆｅ−
１．５〜３．５％Ｃｒ−０．８〜１．５％Ｍｎ−３％以
下Ｃ−１３〜２２％Ｎｉ−８％以下Ｃｕ−１．０〜２．
８％Ｓｉ、以上重量％、以下％は重量％を示す）などが
広く用いられていることも良く知られるところである。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】一方、自動車に対する
排気ガス規制は年々厳しさを増す傾向にあり、この対応
手段の１つとして、トラック・バス用ディーゼルエンジ
ンでは、ピストンのトップランド部直下のトップリング
溝の位置を上方へ移動させてトップランド部外周面、ト
ップリング上面、およびシリンダー内周面で形成される
空隙の容量を小さくし、もって未燃焼のまま大気に排出
されてしまう前記空隙部分のガス量を少なくする試みも
なされているが、このようにトップリング溝の位置を上
方へ移動すると、トップリング溝の温度が急激に高くな
り、この結果ピストンリング耐摩環が上記のＦｅ−Ｎｉ
−Ｃｕ系焼結材料やニレジスト鋳鉄で構成されていて
も、これの摩耗進行の急速な進行は避けられず、この摩
耗現象は近年のエンジンの高出力化および大型化に伴っ
て一段と加速され、この摩耗部分からガス漏れが発生す
るようになるのが現状である。
排気ガス規制は年々厳しさを増す傾向にあり、この対応
手段の１つとして、トラック・バス用ディーゼルエンジ
ンでは、ピストンのトップランド部直下のトップリング
溝の位置を上方へ移動させてトップランド部外周面、ト
ップリング上面、およびシリンダー内周面で形成される
空隙の容量を小さくし、もって未燃焼のまま大気に排出
されてしまう前記空隙部分のガス量を少なくする試みも
なされているが、このようにトップリング溝の位置を上
方へ移動すると、トップリング溝の温度が急激に高くな
り、この結果ピストンリング耐摩環が上記のＦｅ−Ｎｉ
−Ｃｕ系焼結材料やニレジスト鋳鉄で構成されていて
も、これの摩耗進行の急速な進行は避けられず、この摩
耗現象は近年のエンジンの高出力化および大型化に伴っ
て一段と加速され、この摩耗部分からガス漏れが発生す
るようになるのが現状である。
【０００４】
【課題を解決するための手段】そこで、本発明者等は、
上述のような観点から、ピストンにおけるトップリング
溝の上方位置移動を可能にするピストンリング耐摩環を
開発すべく研究を行った結果、原料粉末として、基本的
にＦｅに、合金成分としてＳ（硫黄）成分、ＮｉとＳ成
分、あるいはＣｒとＭｎとＳ成分、さらに必要に応じて
これらの成分に加えてＭｏ成分をそれぞれ所定量含有さ
せてなるアトマイズＦｅ合金粉末と、六方晶窒化ほう素
（以下、ｈ−ＢＮで示す）粉末および／またはほう酸粉
末を用い、さらにＮｉ粉末、Ｍｏ粉末、Ｍｎ粉末、Ｃｕ
粉末、Ｓ（硫黄）粉末、および黒鉛粉末を用い、さらに
加えて例えばＴｉＣ、ＴｉＮ、ＴｉＣＮ、ＺｒＣ、Ｈｆ
Ｎ、ＶＣ、ＷＣ、Ｍｏ2 Ｃ、Ｃｒ3 Ｃ2 、（Ｚｒ，Ｃ
ｒ）Ｃ、（Ｔａ，Ｎｂ）Ｎ、および（Ｔｉ，Ｍｏ）ＣＮ
などの化学記号で表される周期律表の４ａ、５ａ、およ
び６ａ族金属（Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃ
ｒ、Ｍｏ、およびＷ）の炭化物、窒化物、および炭窒化
物、並びにこれらの２種以上の固溶体からなり、かつ
０．１〜５μｍの平均粒径を有する硬質金属炭・窒化物
粉末を用い、これら原料粉末を所定の配合組成に配合
し、通常の条件で混合し、圧粉体にプレス成形した状態
で、前記圧粉体を、還元性雰囲気中、相対的に高い焼結
温度となる１１００〜１２５０℃の範囲内の所定温度に
加熱し、所定時間保持後、相対的に遅い冷却速度、望ま
しくは４０℃／分以下の冷却速度で、少なくとも６００
℃まで冷却の条件で焼結して、遊離黒鉛形成成分および
素地強化成分として、Ｃ：０．５〜５％、いずれも素地
形成成分として、 Ｃｒ：０．５〜５％、 Ｍｎ：０．２〜１％、 Ｓ ：０．０５〜１％、 Ｂ ：０．０５〜１％、 Ｎｉ：１０〜２０％、 Ｃｕ：８．５〜２０％、 を含有し、さらに必要に応じて、Ｍｏ：０．１〜２％、
を含有し、さらに、周期律表の４ａ、５ａ、および６ａ
族金属（Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍ
ｏ、およびＷ）の炭化物、窒化物、および炭窒化物、並
びにこれらの２種以上の固溶体のうちの１種または２種
以上からなり、電子顕微鏡による断面組織観察で０．１
〜５μｍの平均粒径を示す硬質金属炭・窒化物粒子：
０．１〜５％、を含有し、残りが素地形成成分としての
Ｆｅと不可避不純物からなる組成を有し、かつ望ましく
は６．０〜７．２ｇ／ｃｍ3 の密度、すなわち８０〜９
５％の理論密度比、さらに言い換えれば光学顕微鏡によ
る断面組織観察で、組織全体に占める割合で５〜２０面
積％の気孔をもった鉄系焼結材料でピストンリング耐摩
環を形成すると、このピストンリング耐摩環において
は、前記焼結温度で、素地を形成する上記Ｆｅ合金粉末
にＣ成分（黒鉛粉末）が固溶し、この固溶したＣ成分が
上記ｈ−ＢＮ粉末およびほう酸粉末のＢ成分と前記Ｆｅ
合金粉末中に固溶のＳ成分の共働作用で、冷却過程で気
孔内に遊離黒鉛として析出し、成長して、すぐれた耐焼
付性と高温潤滑性を示すようになり、一方素地は、析出
遊離黒鉛が実質的に存在しないので、著しく強化される
ようになるばかりでなく、Ｎｉ、Ｃｒ，およびＭｎ成
分、さらに必要に応じてＭｏ成分が固溶して、耐熱性の
すぐれたオーステナイトとなって、低い相手攻撃性で、
かつすぐれた耐熱塑性変形性を発揮し、この結果ピスト
ンにおけるトップリング溝を上方位置移動しても、前記
素地に分散分布する上記のビッカース硬さ（Ｈv ）で１
８００〜３２００の高硬度を有する硬質金属炭・窒化物
粒子による耐摩耗性向上効果およびＣｕ成分の含有によ
る熱伝導性向上効果と相まって、すぐれた性能を長期に
亘って発揮するようになるという研究結果を得たのであ
る。
上述のような観点から、ピストンにおけるトップリング
溝の上方位置移動を可能にするピストンリング耐摩環を
開発すべく研究を行った結果、原料粉末として、基本的
にＦｅに、合金成分としてＳ（硫黄）成分、ＮｉとＳ成
分、あるいはＣｒとＭｎとＳ成分、さらに必要に応じて
これらの成分に加えてＭｏ成分をそれぞれ所定量含有さ
せてなるアトマイズＦｅ合金粉末と、六方晶窒化ほう素
（以下、ｈ−ＢＮで示す）粉末および／またはほう酸粉
末を用い、さらにＮｉ粉末、Ｍｏ粉末、Ｍｎ粉末、Ｃｕ
粉末、Ｓ（硫黄）粉末、および黒鉛粉末を用い、さらに
加えて例えばＴｉＣ、ＴｉＮ、ＴｉＣＮ、ＺｒＣ、Ｈｆ
Ｎ、ＶＣ、ＷＣ、Ｍｏ2 Ｃ、Ｃｒ3 Ｃ2 、（Ｚｒ，Ｃ
ｒ）Ｃ、（Ｔａ，Ｎｂ）Ｎ、および（Ｔｉ，Ｍｏ）ＣＮ
などの化学記号で表される周期律表の４ａ、５ａ、およ
び６ａ族金属（Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃ
ｒ、Ｍｏ、およびＷ）の炭化物、窒化物、および炭窒化
物、並びにこれらの２種以上の固溶体からなり、かつ
０．１〜５μｍの平均粒径を有する硬質金属炭・窒化物
粉末を用い、これら原料粉末を所定の配合組成に配合
し、通常の条件で混合し、圧粉体にプレス成形した状態
で、前記圧粉体を、還元性雰囲気中、相対的に高い焼結
温度となる１１００〜１２５０℃の範囲内の所定温度に
加熱し、所定時間保持後、相対的に遅い冷却速度、望ま
しくは４０℃／分以下の冷却速度で、少なくとも６００
℃まで冷却の条件で焼結して、遊離黒鉛形成成分および
素地強化成分として、Ｃ：０．５〜５％、いずれも素地
形成成分として、 Ｃｒ：０．５〜５％、 Ｍｎ：０．２〜１％、 Ｓ ：０．０５〜１％、 Ｂ ：０．０５〜１％、 Ｎｉ：１０〜２０％、 Ｃｕ：８．５〜２０％、 を含有し、さらに必要に応じて、Ｍｏ：０．１〜２％、
を含有し、さらに、周期律表の４ａ、５ａ、および６ａ
族金属（Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍ
ｏ、およびＷ）の炭化物、窒化物、および炭窒化物、並
びにこれらの２種以上の固溶体のうちの１種または２種
以上からなり、電子顕微鏡による断面組織観察で０．１
〜５μｍの平均粒径を示す硬質金属炭・窒化物粒子：
０．１〜５％、を含有し、残りが素地形成成分としての
Ｆｅと不可避不純物からなる組成を有し、かつ望ましく
は６．０〜７．２ｇ／ｃｍ3 の密度、すなわち８０〜９
５％の理論密度比、さらに言い換えれば光学顕微鏡によ
る断面組織観察で、組織全体に占める割合で５〜２０面
積％の気孔をもった鉄系焼結材料でピストンリング耐摩
環を形成すると、このピストンリング耐摩環において
は、前記焼結温度で、素地を形成する上記Ｆｅ合金粉末
にＣ成分（黒鉛粉末）が固溶し、この固溶したＣ成分が
上記ｈ−ＢＮ粉末およびほう酸粉末のＢ成分と前記Ｆｅ
合金粉末中に固溶のＳ成分の共働作用で、冷却過程で気
孔内に遊離黒鉛として析出し、成長して、すぐれた耐焼
付性と高温潤滑性を示すようになり、一方素地は、析出
遊離黒鉛が実質的に存在しないので、著しく強化される
ようになるばかりでなく、Ｎｉ、Ｃｒ，およびＭｎ成
分、さらに必要に応じてＭｏ成分が固溶して、耐熱性の
すぐれたオーステナイトとなって、低い相手攻撃性で、
かつすぐれた耐熱塑性変形性を発揮し、この結果ピスト
ンにおけるトップリング溝を上方位置移動しても、前記
素地に分散分布する上記のビッカース硬さ（Ｈv ）で１
８００〜３２００の高硬度を有する硬質金属炭・窒化物
粒子による耐摩耗性向上効果およびＣｕ成分の含有によ
る熱伝導性向上効果と相まって、すぐれた性能を長期に
亘って発揮するようになるという研究結果を得たのであ
る。
【０００５】この発明は、上記の研究結果に基づいてな
されたものであって、遊離黒鉛形成成分および素地強化
成分として、Ｃ：０．５〜５％、いずれも素地形成成分
として、 Ｃｒ：０．５〜５％、 Ｍｎ：０．２〜１％、 Ｓ ：０．０５〜１％、 Ｂ ：０．０５〜１％、 Ｎｉ：１０〜２０％、 Ｃｕ：８．５〜２０％、 を含有し、さらに必要に応じて、Ｍｏ：０．１〜２％、
を含有し、さらに、周期律表の４ａ、５ａ、および６ａ
族金属（Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍ
ｏ、およびＷ）の炭化物、窒化物、および炭窒化物、並
びにこれらの２種以上の固溶体のうちの１種または２種
以上からなり、電子顕微鏡による断面組織観察で０．１
〜５μｍの平均粒径を示す硬質金属炭・窒化物粒子：
０．１〜５％、を含有し、残りが素地形成成分としての
Ｆｅと不可避不純物からなる組成、並びに素地が実質的
にオーステナイトからなり、遊離黒鉛は、前記素地には
実質的に存在せず、気孔内に析出して成長した状態で存
在し、かつ前記素地には上記の硬質金属炭・窒化物粒子
が分散分布した組織を有する遊離黒鉛析出鉄系焼結材料
で構成してなる、相手攻撃性が小さく、かつ熱伝導性に
すぐれ、ピストンにおけるトップリング溝の上方位置移
動によってもすぐれた耐摩耗性を発揮する遊離黒鉛析出
鉄系焼結材料製ピストンリング耐摩環に特徴を有するも
のである。
されたものであって、遊離黒鉛形成成分および素地強化
成分として、Ｃ：０．５〜５％、いずれも素地形成成分
として、 Ｃｒ：０．５〜５％、 Ｍｎ：０．２〜１％、 Ｓ ：０．０５〜１％、 Ｂ ：０．０５〜１％、 Ｎｉ：１０〜２０％、 Ｃｕ：８．５〜２０％、 を含有し、さらに必要に応じて、Ｍｏ：０．１〜２％、
を含有し、さらに、周期律表の４ａ、５ａ、および６ａ
族金属（Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍ
ｏ、およびＷ）の炭化物、窒化物、および炭窒化物、並
びにこれらの２種以上の固溶体のうちの１種または２種
以上からなり、電子顕微鏡による断面組織観察で０．１
〜５μｍの平均粒径を示す硬質金属炭・窒化物粒子：
０．１〜５％、を含有し、残りが素地形成成分としての
Ｆｅと不可避不純物からなる組成、並びに素地が実質的
にオーステナイトからなり、遊離黒鉛は、前記素地には
実質的に存在せず、気孔内に析出して成長した状態で存
在し、かつ前記素地には上記の硬質金属炭・窒化物粒子
が分散分布した組織を有する遊離黒鉛析出鉄系焼結材料
で構成してなる、相手攻撃性が小さく、かつ熱伝導性に
すぐれ、ピストンにおけるトップリング溝の上方位置移
動によってもすぐれた耐摩耗性を発揮する遊離黒鉛析出
鉄系焼結材料製ピストンリング耐摩環に特徴を有するも
のである。
【０００６】つぎに、この発明のピストンリング耐摩環
において、これを構成する遊離黒鉛析出鉄系焼結材料の
成分組成を上記の通りに限定した理由を説明する。 （ａ）Ｃ Ｃ成分には、素地に固溶して強度を向上させるほか、上
記の通りＢおよびＳ成分の共存作用で気孔内に遊離黒鉛
として析出して耐焼付性および潤滑性を向上させ、もっ
て耐摩耗性の向上に寄与すると共に、相手攻撃性を緩和
する作用をもつが、その含有量が０．５％未満では前記
作用に所望の向上効果が得られず、一方その含有量が５
％を越えると、強度に急激な低下傾向が現れるようにな
ることから、その含有量を０．５〜５％、望ましくは１
〜３％と定めた。
において、これを構成する遊離黒鉛析出鉄系焼結材料の
成分組成を上記の通りに限定した理由を説明する。 （ａ）Ｃ Ｃ成分には、素地に固溶して強度を向上させるほか、上
記の通りＢおよびＳ成分の共存作用で気孔内に遊離黒鉛
として析出して耐焼付性および潤滑性を向上させ、もっ
て耐摩耗性の向上に寄与すると共に、相手攻撃性を緩和
する作用をもつが、その含有量が０．５％未満では前記
作用に所望の向上効果が得られず、一方その含有量が５
％を越えると、強度に急激な低下傾向が現れるようにな
ることから、その含有量を０．５〜５％、望ましくは１
〜３％と定めた。
【０００７】（ｂ）Ｃｒ Ｃｒ成分は、オーステナイトの素地に固溶して、これの
耐熱性および耐熱塑性変形性を向上させ、もってピスト
ンリング耐摩環の耐摩耗性向上に寄与する作用をもつ
が、その含有量が０．５％未満では前記作用に所望の向
上効果が得られず、一方その含有量が５％を越えると、
Ｂ成分およびＳ成分による黒鉛の析出および成長作用が
抑制されるようになることから、その含有量を０．５〜
５％、望ましくは１〜３％と定めた。
耐熱性および耐熱塑性変形性を向上させ、もってピスト
ンリング耐摩環の耐摩耗性向上に寄与する作用をもつ
が、その含有量が０．５％未満では前記作用に所望の向
上効果が得られず、一方その含有量が５％を越えると、
Ｂ成分およびＳ成分による黒鉛の析出および成長作用が
抑制されるようになることから、その含有量を０．５〜
５％、望ましくは１〜３％と定めた。
【０００８】（ｃ）Ｍｎ Ｍｎ成分は、素地に固溶して強度を向上させる作用をも
つが、その含有量が０．２％未満では所望の強度向上効
果が得られず、一方その含有量が１％を越えると、Ｂ成
分およびＳ成分による黒鉛化が著しく阻害されるように
なることから、その含有量を０．２〜１％、望ましくは
０．４〜０．８％と定めた。
つが、その含有量が０．２％未満では所望の強度向上効
果が得られず、一方その含有量が１％を越えると、Ｂ成
分およびＳ成分による黒鉛化が著しく阻害されるように
なることから、その含有量を０．２〜１％、望ましくは
０．４〜０．８％と定めた。
【０００９】（ｄ）ＳおよびＢ これらの成分は、共働作用により固溶したＣ成分を冷却
過程で微細な遊離黒鉛として主に気孔内に積極的に析出
させ、成長させる作用をもち、このような黒鉛化作用
は、Ｓ成分については、原則として予めＦｅ、Ｆｅ−Ｎ
ｉ合金やＦｅ−Ｎｉ−Ｍｏ合金、さらにＦｅ−Ｃｒ−Ｍ
ｎ合金やＦｅ−Ｃｒ−Ｍｎ−Ｍｏ合金にそれぞれ所定量
のＳ成分を含有させた溶湯をアトマイズして形成したＦ
ｅ合金粉末を用い、また、Ｂ成分については、ほう素源
としてｈ−ＢＮ粉末およびほう酸粉末をそれぞれ原料粉
末として用いることにより一段と促進されるものである
が、その含有量が、ＳおよびＢ成分のいずれかでも０．
０５％未満になると、所望の黒鉛化を図ることができ
ず、この結果耐焼付性および高温潤滑性の向上、すなわ
ち耐摩耗性の向上が不十分となるばかりでなく、硬質の
セメンタイト（Ｆｅ3 Ｃ）が析出するようになって、相
手攻撃性（ピストンリング攻撃性）が増大するようにな
り、一方その含有量が、ＳおよびＢ成分のいずれかでも
１％を越えると、焼結性が低下し、所望の強度を確保す
ることができなくなることから、その含有量を、それぞ
れＳ：０．０５〜１％、望ましくは０．１〜０．５％、
Ｂ：０．０５〜１％、望ましくは０．１〜０．５％と定
めた。
過程で微細な遊離黒鉛として主に気孔内に積極的に析出
させ、成長させる作用をもち、このような黒鉛化作用
は、Ｓ成分については、原則として予めＦｅ、Ｆｅ−Ｎ
ｉ合金やＦｅ−Ｎｉ−Ｍｏ合金、さらにＦｅ−Ｃｒ−Ｍ
ｎ合金やＦｅ−Ｃｒ−Ｍｎ−Ｍｏ合金にそれぞれ所定量
のＳ成分を含有させた溶湯をアトマイズして形成したＦ
ｅ合金粉末を用い、また、Ｂ成分については、ほう素源
としてｈ−ＢＮ粉末およびほう酸粉末をそれぞれ原料粉
末として用いることにより一段と促進されるものである
が、その含有量が、ＳおよびＢ成分のいずれかでも０．
０５％未満になると、所望の黒鉛化を図ることができ
ず、この結果耐焼付性および高温潤滑性の向上、すなわ
ち耐摩耗性の向上が不十分となるばかりでなく、硬質の
セメンタイト（Ｆｅ3 Ｃ）が析出するようになって、相
手攻撃性（ピストンリング攻撃性）が増大するようにな
り、一方その含有量が、ＳおよびＢ成分のいずれかでも
１％を越えると、焼結性が低下し、所望の強度を確保す
ることができなくなることから、その含有量を、それぞ
れＳ：０．０５〜１％、望ましくは０．１〜０．５％、
Ｂ：０．０５〜１％、望ましくは０．１〜０．５％と定
めた。
【００１０】（ｅ）Ｎｉ Ｎｉ成分は、素地に固溶してオーステナイトを形成し、
かつ上記の通りＣｒ成分との共存固溶によってオーステ
ナイトの耐熱性および耐熱塑性変形性を一段と向上さ
せ、もって耐摩耗性向上に大いに寄与する作用をもつ
が、その含有量が１０％未満では前記作用に所望の効果
が得られず、一方その含有量が２０％を越えると強度が
急激に低下するようになることから、その含有量を１０
〜２０％、望ましくは１２〜１８％と定めた。
かつ上記の通りＣｒ成分との共存固溶によってオーステ
ナイトの耐熱性および耐熱塑性変形性を一段と向上さ
せ、もって耐摩耗性向上に大いに寄与する作用をもつ
が、その含有量が１０％未満では前記作用に所望の効果
が得られず、一方その含有量が２０％を越えると強度が
急激に低下するようになることから、その含有量を１０
〜２０％、望ましくは１２〜１８％と定めた。
【００１１】（ｆ）Ｃｕ Ｃｕ成分は、液相焼結による強度向上のほか、熱伝導性
を一段と向上させ、かつ相手攻撃性を緩和する作用をも
つが、その含有量が８．５％未満では前記作用に所望の
効果が得られず、一方その含有量が２０％を越えると、
硬さが急激に低下し、耐摩耗性が低下するようになるこ
とから、その含有量を８．５〜２０％、望ましくは１２
〜１８％と定めた。
を一段と向上させ、かつ相手攻撃性を緩和する作用をも
つが、その含有量が８．５％未満では前記作用に所望の
効果が得られず、一方その含有量が２０％を越えると、
硬さが急激に低下し、耐摩耗性が低下するようになるこ
とから、その含有量を８．５〜２０％、望ましくは１２
〜１８％と定めた。
【００１２】（ｇ）硬質金属炭・窒化物粒子 硬質金属炭・窒化物粒子は、いずれもＨv ：１８００〜
３２００の範囲内の所定の高硬度を有し、耐摩耗性向上
に寄与するが、その含有割合が０．１％未満では所望の
すぐれた耐摩耗性を確保することができず、一方その含
有割合が５％を越えると、相手部材であるボールスタッ
ドに対する攻撃性が増大し、ボールスタッドの摩耗が著
しく促進されるようになることから、その含有割合を
０．１〜５％、望ましくは０．３〜４％と定めた。ま
た、この場合硬質金属炭・窒化物粒子の平均粒径を０．
１μｍ未満にするには、原料粉末として平均粒径：０．
１μｍ未満の硬質金属炭・窒化物粉末を用いる必要があ
るが、平均粒径：０．１μｍ未満の硬質金属炭・窒化物
粉末の調整はコスト高の原因となるばかりでなく、平均
粒径が０．１μｍ未満になると、所望のすぐれた耐摩耗
性向上効果を得るのが困難になり、一方平均粒径が５μ
ｍを越えると、素地の強度低下は免れず、しかも相手部
材であるボールスタッドに対する攻撃性も増大するよう
になることから、その平均粒径を０．１〜５μｍ、望ま
しくは０．５〜４μｍと定めた。
３２００の範囲内の所定の高硬度を有し、耐摩耗性向上
に寄与するが、その含有割合が０．１％未満では所望の
すぐれた耐摩耗性を確保することができず、一方その含
有割合が５％を越えると、相手部材であるボールスタッ
ドに対する攻撃性が増大し、ボールスタッドの摩耗が著
しく促進されるようになることから、その含有割合を
０．１〜５％、望ましくは０．３〜４％と定めた。ま
た、この場合硬質金属炭・窒化物粒子の平均粒径を０．
１μｍ未満にするには、原料粉末として平均粒径：０．
１μｍ未満の硬質金属炭・窒化物粉末を用いる必要があ
るが、平均粒径：０．１μｍ未満の硬質金属炭・窒化物
粉末の調整はコスト高の原因となるばかりでなく、平均
粒径が０．１μｍ未満になると、所望のすぐれた耐摩耗
性向上効果を得るのが困難になり、一方平均粒径が５μ
ｍを越えると、素地の強度低下は免れず、しかも相手部
材であるボールスタッドに対する攻撃性も増大するよう
になることから、その平均粒径を０．１〜５μｍ、望ま
しくは０．５〜４μｍと定めた。
【００１３】（ｈ）Ｍｏ Ｍｏ成分は、素地に固溶して強度を向上させる作用をも
つので、必要に応じて含有されるが、その含有量が０．
１％未満では所望の強度向上効果が得られず、一方その
含有量が２％を越えると、原料粉末（混合粉末）のプレ
ス成形性（圧縮性）が低下し、この結果焼結材料の密度
が６．０ｇ／ｃｍ3 未満となってしまい、望ましい密度
である６．０〜７．２ｇ／ｃｍ3 の密度が得られず、所
望の強度を確保することができなくなることから、その
含有量を０．１〜２％、望ましくは０．５〜１．５％と
定めた。
つので、必要に応じて含有されるが、その含有量が０．
１％未満では所望の強度向上効果が得られず、一方その
含有量が２％を越えると、原料粉末（混合粉末）のプレ
ス成形性（圧縮性）が低下し、この結果焼結材料の密度
が６．０ｇ／ｃｍ3 未満となってしまい、望ましい密度
である６．０〜７．２ｇ／ｃｍ3 の密度が得られず、所
望の強度を確保することができなくなることから、その
含有量を０．１〜２％、望ましくは０．５〜１．５％と
定めた。
【００１４】
【発明の実施の形態】この発明のピストンリング耐摩環
を実施例により具体的に説明する。原料粉末として、い
ずれも１０〜１５０μｍの範囲内の所定の平均粒径を有
するアトマイズＦｅ−Ｓ合金粉末（Ｓ：０．３０％含
有）、アトマイズＦｅ−Ｎｉ−Ｍｏ−Ｓ合金粉末（Ｎ
ｉ：４．１％、Ｍｏ：１．５％、Ｓ：０．１１％含
有）、アトマイズＦｅ−Ｃｒ−Ｍｎ−Ｓ合金粉末（Ｃ
ｒ：２．１％、Ｍｎ：０．７１％、Ｓ：０．２２％含
有）、Ｎｉ粉末、Ｍｏ粉末、Ｍｎ粉末、Ｃｕ粉末、Ｓ
（硫黄）粉末、黒鉛粉末、ｃ−ＢＮ粉末、およびほう酸
粉末、さらに硬質金属炭・窒化物粒子形成用原料粉末と
して、いずれも０．１〜５μｍの範囲内の所定の平均粒
径を有するＴｉＣ粉末、ＴｉＮ粉末、ＴｉＣＮ粉末、Ｚ
ｒＣ粉末、ＨｆＮ粉末、ＶＣ粉末、ＷＣ粉末、Ｍｏ2 Ｃ
粉末、Ｃｒ3 Ｃ2 粉末、（Ｚｒ，Ｃｒ）Ｃ［重量比で
（以下、同じ）、ＺｒＣ／Ｃｒ3 Ｃ2 ＝１／２］粉末、
（Ｔａ，Ｎｂ）Ｎ［ＴａＮ／ＮｂＮ＝２／１］粉末、お
よび（Ｔｉ，Ｍｏ）ＣＮ［ＴｉＮ／Ｍｏ2Ｃ＝１／３］
粉末を用意し、これら原料粉末を表１、２に示される配
合組成に配合し、潤滑材としてステアリン酸亜鉛を０．
７％添加してＶ型ミキサーにて３０分間混合し、６ｔｏ
ｎ／ｃｍ2 の圧力で圧粉体にプレス成形し、この圧粉体
をアンモニア分解ガス雰囲気中、温度：１１４０℃に１
時間保持した後、３５℃／分の冷却速度で５５０℃まで
徐冷後放冷の条件で焼結することにより表１、２に示さ
れる配合組成と実質的に同じ成分組成を有し、かつ外
径：１２０ｍｍ×内径：１０２ｍｍ×厚さ：７ｍｍの寸
法をもった本発明ピストンリング耐摩環（以下、本発明
耐摩環と云う）１〜２７をそれぞれ製造した。上記本発
明耐摩環１〜２７は、いずれも６．２〜７．１ｇ／ｃｍ
3 の範囲内の密度を有し、その任意断面を光学および電
子顕微鏡を用いて、組織観察したところ、素地がオース
テナイトからなり、かつ気孔内に遊離黒鉛が析出成長
し、前記素地には実質的に遊離黒鉛の析出がなく、さら
に前記素地には金属炭・窒化物粒子が分散分布する組織
を示し、さらに光学顕微鏡（倍率：１００倍）および電
子顕微鏡（倍率：１００００倍）で観察した組織写真に
より、組織全体に占める気孔（遊離黒鉛）の割合および
硬質金属炭・窒化物粒子の平均粒径を計測したところ、
表３に示される結果を示した。また、比較の目的で、通
常の高周波溶解炉にて、同じく表２に示される成分組成
をもったニレジスト鋳鉄の溶湯を調製し、これをシェル
モールド鋳型に鋳造して、同じ寸法をもった従来ピスト
ンリング耐摩環（以下、従来耐摩環と云う）を製造し
た。
を実施例により具体的に説明する。原料粉末として、い
ずれも１０〜１５０μｍの範囲内の所定の平均粒径を有
するアトマイズＦｅ−Ｓ合金粉末（Ｓ：０．３０％含
有）、アトマイズＦｅ−Ｎｉ−Ｍｏ−Ｓ合金粉末（Ｎ
ｉ：４．１％、Ｍｏ：１．５％、Ｓ：０．１１％含
有）、アトマイズＦｅ−Ｃｒ−Ｍｎ−Ｓ合金粉末（Ｃ
ｒ：２．１％、Ｍｎ：０．７１％、Ｓ：０．２２％含
有）、Ｎｉ粉末、Ｍｏ粉末、Ｍｎ粉末、Ｃｕ粉末、Ｓ
（硫黄）粉末、黒鉛粉末、ｃ−ＢＮ粉末、およびほう酸
粉末、さらに硬質金属炭・窒化物粒子形成用原料粉末と
して、いずれも０．１〜５μｍの範囲内の所定の平均粒
径を有するＴｉＣ粉末、ＴｉＮ粉末、ＴｉＣＮ粉末、Ｚ
ｒＣ粉末、ＨｆＮ粉末、ＶＣ粉末、ＷＣ粉末、Ｍｏ2 Ｃ
粉末、Ｃｒ3 Ｃ2 粉末、（Ｚｒ，Ｃｒ）Ｃ［重量比で
（以下、同じ）、ＺｒＣ／Ｃｒ3 Ｃ2 ＝１／２］粉末、
（Ｔａ，Ｎｂ）Ｎ［ＴａＮ／ＮｂＮ＝２／１］粉末、お
よび（Ｔｉ，Ｍｏ）ＣＮ［ＴｉＮ／Ｍｏ2Ｃ＝１／３］
粉末を用意し、これら原料粉末を表１、２に示される配
合組成に配合し、潤滑材としてステアリン酸亜鉛を０．
７％添加してＶ型ミキサーにて３０分間混合し、６ｔｏ
ｎ／ｃｍ2 の圧力で圧粉体にプレス成形し、この圧粉体
をアンモニア分解ガス雰囲気中、温度：１１４０℃に１
時間保持した後、３５℃／分の冷却速度で５５０℃まで
徐冷後放冷の条件で焼結することにより表１、２に示さ
れる配合組成と実質的に同じ成分組成を有し、かつ外
径：１２０ｍｍ×内径：１０２ｍｍ×厚さ：７ｍｍの寸
法をもった本発明ピストンリング耐摩環（以下、本発明
耐摩環と云う）１〜２７をそれぞれ製造した。上記本発
明耐摩環１〜２７は、いずれも６．２〜７．１ｇ／ｃｍ
3 の範囲内の密度を有し、その任意断面を光学および電
子顕微鏡を用いて、組織観察したところ、素地がオース
テナイトからなり、かつ気孔内に遊離黒鉛が析出成長
し、前記素地には実質的に遊離黒鉛の析出がなく、さら
に前記素地には金属炭・窒化物粒子が分散分布する組織
を示し、さらに光学顕微鏡（倍率：１００倍）および電
子顕微鏡（倍率：１００００倍）で観察した組織写真に
より、組織全体に占める気孔（遊離黒鉛）の割合および
硬質金属炭・窒化物粒子の平均粒径を計測したところ、
表３に示される結果を示した。また、比較の目的で、通
常の高周波溶解炉にて、同じく表２に示される成分組成
をもったニレジスト鋳鉄の溶湯を調製し、これをシェル
モールド鋳型に鋳造して、同じ寸法をもった従来ピスト
ンリング耐摩環（以下、従来耐摩環と云う）を製造し
た。
【００１５】ついで、上記の各種耐摩環を、通常の条件
で前処理、すなわち脱脂、乾燥、および温度：７００℃
の後述の鋳造Ａｌ−Ｓｉ系合金溶湯と同じ組成をもった
Ａｌ−Ｓｉ系合金溶湯中に５分間浸漬の前処理を施した
状態で、それぞれ精密鋳造金型内に設置し、これにＡｌ
−１２．４％Ｓｉ−１．１２％Ｃｕ−０．９６％Ｍｇ−
１．０６％Ｎｉの組成をもったＡｌ−Ｓｉ系合金溶湯を
鋳造してピストン本体を形成すると共に、前記耐摩環を
鋳包み、ついで前記耐摩環の外周面に沿って切削加工に
て溝深さ：７ｍｍ×溝幅：３ｍｍの寸法のトップリング
溝を形成することにより、トップランド部上面とトップ
リング溝上面間の距離を５ｍｍ（この種のピストンで従
来採用されている前記距離は通常１５ｍｍ）としたトッ
プリング溝上方位置移動のＡｌ−Ｓｉ系合金製ピストン
をそれぞれ製造した。
で前処理、すなわち脱脂、乾燥、および温度：７００℃
の後述の鋳造Ａｌ−Ｓｉ系合金溶湯と同じ組成をもった
Ａｌ−Ｓｉ系合金溶湯中に５分間浸漬の前処理を施した
状態で、それぞれ精密鋳造金型内に設置し、これにＡｌ
−１２．４％Ｓｉ−１．１２％Ｃｕ−０．９６％Ｍｇ−
１．０６％Ｎｉの組成をもったＡｌ−Ｓｉ系合金溶湯を
鋳造してピストン本体を形成すると共に、前記耐摩環を
鋳包み、ついで前記耐摩環の外周面に沿って切削加工に
て溝深さ：７ｍｍ×溝幅：３ｍｍの寸法のトップリング
溝を形成することにより、トップランド部上面とトップ
リング溝上面間の距離を５ｍｍ（この種のピストンで従
来採用されている前記距離は通常１５ｍｍ）としたトッ
プリング溝上方位置移動のＡｌ−Ｓｉ系合金製ピストン
をそれぞれ製造した。
【００１６】さらに、これらのピストンを、排気量：８
２００ｃｃの直列６気筒直噴ディーゼルエンジンに組み
込み、回転数：３６００ｒｐｍ、エンジンの冷却温度：
９８℃、運転モード：５００時間連続運転、負荷：フル
出力の条件で加速運転試験を行ない、試験後の耐摩環の
トップリング溝の溝幅を外周面にそって測定し、この測
定結果より算出した最大摩耗量（試験後の最大溝幅−試
験前の溝幅）をもって耐摩耗性を評価し、また上記トッ
プリング溝に嵌合されたピストンリング（Ｆｅ−２．７
％Ｓｉ−３．５％Ｃの組成をもった球状黒鉛鋳鉄製でＣ
ｒメッキしたもの）の上下面における最大摩耗深さを測
定することにより相手攻撃性を評価した。これらの測定
結果を表３に示した。
２００ｃｃの直列６気筒直噴ディーゼルエンジンに組み
込み、回転数：３６００ｒｐｍ、エンジンの冷却温度：
９８℃、運転モード：５００時間連続運転、負荷：フル
出力の条件で加速運転試験を行ない、試験後の耐摩環の
トップリング溝の溝幅を外周面にそって測定し、この測
定結果より算出した最大摩耗量（試験後の最大溝幅−試
験前の溝幅）をもって耐摩耗性を評価し、また上記トッ
プリング溝に嵌合されたピストンリング（Ｆｅ−２．７
％Ｓｉ−３．５％Ｃの組成をもった球状黒鉛鋳鉄製でＣ
ｒメッキしたもの）の上下面における最大摩耗深さを測
定することにより相手攻撃性を評価した。これらの測定
結果を表３に示した。
【００１７】
【表１】
【００１８】
【表２】
【００１９】
【表３】
【００２０】
【発明の効果】表３に示される結果から、本発明耐摩環
１〜２７は、いずれもトップリング溝の上方位置移動に
もかかわらず、これを構成する遊離黒鉛析出鉄系焼結材
料のもつ、素地には遊離黒鉛が存在せず、実質的に気孔
内にのみ遊離黒鉛が析出して成長し、かつ前記素地中に
硬質金属炭・窒化物粒子が分散分布した組織によって、
すぐれた耐摩耗性を示し、かつ相手攻撃性もきわめて小
さいのに対して、ニレジスト鋳鉄からなる従来耐摩環は
十分な耐摩耗性を具備するものでないために、トップリ
ング溝の上方位置移動によって摩耗進行が著しく加速さ
れるようになることが明らかである。上述のように、こ
の発明のピストンリング耐摩環は、トップリング溝の位
置を上方へ移動した状態でＡｌ−Ｓｉ系合金製ピストン
に適用しても小さい相手攻撃性で、すぐれた耐摩耗性を
発揮することから、エンジンの排気ガス規制に十分満足
に対応することができ、かつこれの具備するすぐれた熱
伝導性がエンジンの高出力化および大型化の促進に寄与
するなど工業上有用な特性をもつものである。
１〜２７は、いずれもトップリング溝の上方位置移動に
もかかわらず、これを構成する遊離黒鉛析出鉄系焼結材
料のもつ、素地には遊離黒鉛が存在せず、実質的に気孔
内にのみ遊離黒鉛が析出して成長し、かつ前記素地中に
硬質金属炭・窒化物粒子が分散分布した組織によって、
すぐれた耐摩耗性を示し、かつ相手攻撃性もきわめて小
さいのに対して、ニレジスト鋳鉄からなる従来耐摩環は
十分な耐摩耗性を具備するものでないために、トップリ
ング溝の上方位置移動によって摩耗進行が著しく加速さ
れるようになることが明らかである。上述のように、こ
の発明のピストンリング耐摩環は、トップリング溝の位
置を上方へ移動した状態でＡｌ−Ｓｉ系合金製ピストン
に適用しても小さい相手攻撃性で、すぐれた耐摩耗性を
発揮することから、エンジンの排気ガス規制に十分満足
に対応することができ、かつこれの具備するすぐれた熱
伝導性がエンジンの高出力化および大型化の促進に寄与
するなど工業上有用な特性をもつものである。
【図１】ディーゼルエンジンのピストンを例示する概略
縦断面図（ａ）および同要部縦断面図（ｂ）である。
縦断面図（ａ）および同要部縦断面図（ｂ）である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｆ１６Ｊ 9/00 Ｆ１６Ｊ 9/00 Ａ 9/26 9/26 Ａ // Ｃ２２Ｃ 33/02 Ｃ２２Ｃ 33/02
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で、 遊離黒鉛形成成分および素地強化成分として、Ｃ：０．
５〜５％、 いずれも素地形成成分として、 Ｃｒ：０．５〜５％、 Ｍｎ：０．２〜１％、 Ｓ ：０．０５〜１％、 Ｂ ：０．０５〜１％、 Ｎｉ：１０〜２０％、 Ｃｕ：８．５〜２０％、 を含有し、さらに、 周期律表の４ａ、５ａ、および６ａ族金属の炭化物、窒
化物、および炭窒化物、並びにこれらの２種以上の固溶
体のうちの１種または２種以上からなり、電子顕微鏡に
よる断面組織観察で０．１〜５μｍの平均粒径を示す硬
質金属炭・窒化物粒子：０．１〜５％、を含有し、残り
が素地形成成分としてのＦｅと不可避不純物からなる組
成、並びに素地が実質的にオーステナイトからなり、遊
離黒鉛は、前記素地には実質的に存在せず、気孔内に析
出して成長した状態で存在し、かつ前記素地には上記の
硬質金属炭・窒化物粒子が分散分布した組織を有する遊
離黒鉛析出鉄系焼結材料で構成したことを特徴とする耐
摩耗性および熱伝導性のすぐれた遊離黒鉛析出鉄系焼結
材料製ピストンリング耐摩環。 - 【請求項２】 重量％で、遊離黒鉛形成成分および素地
強化成分として、Ｃ：０．５〜５％、 いずれも素地形成成分として、 Ｃｒ：０．５〜５％、 Ｍｎ：０．２〜１％、 Ｓ ：０．０５〜１％、 Ｂ ：０．０５〜１％、 Ｎｉ：１０〜２０％、 Ｃｕ：８．５〜２０％、 Ｍｏ：０．５〜２％、 を含有し、さらに、 周期律表の４ａ、５ａ、および６ａ族金属の炭化物、窒
化物、および炭窒化物、並びにこれらの２種以上の固溶
体のうちの１種または２種以上からなり、電子顕微鏡に
よる断面組織観察で０．１〜５μｍの平均粒径を示す硬
質金属炭・窒化物粒子：０．１〜５％、を含有し、残り
が素地形成成分としてのＦｅと不可避不純物からなる組
成、並びに素地が実質的にオーステナイトからなり、遊
離黒鉛は、前記素地には実質的に存在せず、気孔内に析
出して成長した状態で存在し、かつ前記素地には上記の
硬質金属炭・窒化物粒子が分散分布した組織を有する遊
離黒鉛析出鉄系焼結材料で構成したことを特徴とする耐
摩耗性および熱伝導性のすぐれた遊離黒鉛析出鉄系焼結
材料製ピストンリング耐摩環。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14437599A JP2000337510A (ja) | 1999-05-25 | 1999-05-25 | 耐摩耗性および熱伝導性のすぐれた遊離黒鉛析出鉄系焼結材料製ピストンリング耐摩環 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14437599A JP2000337510A (ja) | 1999-05-25 | 1999-05-25 | 耐摩耗性および熱伝導性のすぐれた遊離黒鉛析出鉄系焼結材料製ピストンリング耐摩環 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000337510A true JP2000337510A (ja) | 2000-12-05 |
Family
ID=15360671
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP14437599A Withdrawn JP2000337510A (ja) | 1999-05-25 | 1999-05-25 | 耐摩耗性および熱伝導性のすぐれた遊離黒鉛析出鉄系焼結材料製ピストンリング耐摩環 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2000337510A (ja) |
-
1999
- 1999-05-25 JP JP14437599A patent/JP2000337510A/ja not_active Withdrawn
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20060801 |