JP2012219325A - Piston of internal combustion engine - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、マグネシウム合金材を基材（母材）とした内燃機関のピストンに関する。 The present invention relates to a piston for an internal combustion engine using a magnesium alloy material as a base material (base material).
周知のように、内燃機関のピストンは、振動や振動騒音の低減化、さらに燃費の向上などの要求から十分な軽量化が望まれており、この要求を満足するためにピストンの基材としてマグネシウム合金材を用いたものが種々提供されている。 As is well known, pistons of internal combustion engines are required to be sufficiently light in weight because of demands such as vibration and vibration noise reduction, and further improvement in fuel efficiency. Various types using an alloy material are provided.
しかしながら、マグネシウム合金材は、通常のピストン基材であるアルミニウム合金材（Ａｌ−Ｓｉ）と比較すると摩耗性や強度が著しく劣り、そのままではピストンへの適用が困難である。 However, the magnesium alloy material is significantly inferior in wear and strength as compared with an aluminum alloy material (Al-Si) which is a normal piston base material, and is difficult to apply to a piston as it is.
そこで、例えば以下の特許文献１に記載されているピストンのように、耐熱マグネシウム合金材の一部にセラミック短繊維で形成された繊維成形体を鋳込んで摩耗性や強度などを高めるものも提供されている。 Therefore, for example, a piston described in the following Patent Document 1 is provided with a fiber molded body formed of ceramic short fibers in a part of a heat-resistant magnesium alloy material to improve wearability and strength. Has been.
しかしながら、前記公報記載の従来のピストンは、マグネシウム合金材の一部に鋳込まれたセラミック短繊維によって摩耗性や強度をある程度は確保できるものの、マグネシウム合金材の材料特性からして十分な熱的強度が得られず、耐久性に乏しいといった技術的課題がある。 However, although the conventional piston described in the above publication can secure a certain degree of wear and strength by the ceramic short fibers cast into a part of the magnesium alloy material, it is sufficient in terms of the material characteristics of the magnesium alloy material. There is a technical problem that strength cannot be obtained and durability is poor.
本発明は、マグネシウム合金材を基材としたピストンであっても耐摩耗性と高温疲労強度が得られる内燃機関のピストンを提供することを目的としている。 An object of the present invention is to provide a piston for an internal combustion engine that can provide wear resistance and high-temperature fatigue strength even with a piston made of a magnesium alloy material as a base material.
請求項１に記載の発明は、円筒部と該円筒部の軸方向端部に一体に形成された冠部とを有し、６％≦Ｙ≦１０％、１％≦Ｇｄ≦６％、０．５％≦Ｚｎ≦４％で、残りがＭｇと不可避的な不純物のマグネシウム合金材からなる内燃機関のピストンにおいて、少なくとも前記冠部の結晶粒径を８０μｍ以上に設定したことを特徴としている。 The invention according to claim 1 has a cylindrical portion and a crown portion formed integrally with an end portion in the axial direction of the cylindrical portion, and 6% ≦ Y ≦ 10%, 1% ≦ Gd ≦ 6%, 0 In the piston of an internal combustion engine made of magnesium alloy material of 0.5% ≦ Zn ≦ 4% and the balance Mg and inevitable impurities, the crystal grain size of at least the crown portion is set to 80 μm or more.
請求項２に記載の発明は、円筒部と該円筒部の軸方向端部に一体に形成された冠部とを有し、６％≦Ｙ≦１０％、１％≦Ｇｄ≦６％、０．５％≦Ｚｎ≦４％、０．３％≦Ｚｒ≦０．９％で、残りがＭｇと不可避的な不純物のマグネシウム合金材からなる内燃機関のピストンにおいて、少なくとも前記冠部の結晶粒度を８０μｍ以上に設定したことを特徴としている。 The invention according to claim 2 has a cylindrical portion and a crown portion formed integrally with the axial end portion of the cylindrical portion, and 6% ≦ Y ≦ 10%, 1% ≦ Gd ≦ 6%, 0 .5% ≦ Zn ≦ 4%, 0.3% ≦ Zr ≦ 0.9%, and the rest of the piston of the internal combustion engine made of magnesium and an inevitable impurity magnesium alloy material has a crystal grain size of at least the crown portion. It is characterized by being set to 80 μm or more.
本発明によれば、マグネシウム合金材を基材としたピストンであっても、耐摩耗性と高温疲労高強度を得ることができる。 According to the present invention, even with a piston made of a magnesium alloy material as a base material, wear resistance and high-temperature fatigue strength can be obtained.
以下、本発明に係る内燃機関のピストンの実施形態を図面に基づいて詳述する。なお、本実施形態に供されるピストンは、４サイクル・ディーゼルエンジンに適用したものである。 Hereinafter, embodiments of a piston of an internal combustion engine according to the present invention will be described in detail with reference to the drawings. The piston used in this embodiment is applied to a 4-cycle diesel engine.
ピストン１は、図外のシリンダブロックに形成されたほぼ円柱状のシリンダ壁面に摺動自在に設けられ、該シリンダ壁面とシリンダヘッドとの間に燃焼室を形成するようになっていると共に、ピストンピンに連結されたコンロッドを介してクランクシャフトに連結されている。 The piston 1 is slidably provided on a substantially cylindrical cylinder wall surface formed in a cylinder block (not shown), and forms a combustion chamber between the cylinder wall surface and the cylinder head. It is connected to the crankshaft via a connecting rod connected to a pin.
また、このピストン１は、図１Ａ，Ｂに示すように、ピストン基材２が後述する重力鋳造により全体がマグネシウム合金材（Ｍｇ合金材）によって有蓋円筒状に一体に形成され、冠面４上に前記燃焼室を画成する冠部３と、該冠部３の下端外周縁に一体に有する円筒部５とから構成されている。 Further, as shown in FIGS. 1A and 1B, the piston 1 is integrally formed in a covered cylindrical shape with a magnesium alloy material (Mg alloy material) by gravity casting, which will be described later. The crown portion 3 that defines the combustion chamber, and the cylindrical portion 5 that is integrally provided on the outer peripheral edge of the lower end of the crown portion 3.
前記冠部３は、比較的肉厚に形成された円盤状を呈し、前記冠面４の中央位置には燃焼室の一部を構成するほぼ円柱状の凹部４ａが形成されていると共に、外周部にプレッシャリングやオイルリングなどの３つのピストンリングを保持するリング溝３ａ、３ｂ、３ｃが形成されている。 The crown portion 3 has a disk shape formed with a relatively large thickness, and a substantially cylindrical concave portion 4a constituting a part of a combustion chamber is formed at a central position of the crown surface 4 and an outer periphery thereof. Ring grooves 3a, 3b and 3c for holding three piston rings such as a pressure ring and an oil ring are formed in the part.
前記円筒部５は、円弧状の一対のスラスト側スカート部６及び反スラスト側スカート７と、該各スカート部６、７の円周方向の両側端に連結された一対のエプロン部８、９と、を備えている。 The cylindrical portion 5 includes a pair of arc-shaped thrust side skirt portion 6 and anti-thrust side skirt 7, and a pair of apron portions 8, 9 connected to both ends in the circumferential direction of the skirt portions 6, 7. It is equipped with.
前記両スカート部６，７は、ピストン１の軸心を中心とした左右の対称位置に配置されて、横断面ほぼ円弧状に形成されていると共に、それぞれの肉厚はほぼ全体が比較的薄肉に形成されている。前記スラスト側スカート部６は、膨張行程時などにピストン１が下死点方向へストロークした際に、前記コンロッドの角度との関係で前記シリンダ壁面に傾きながら圧接するようになっている一方、反スラスト側のスカート部７は、圧縮行程時などにピストン１が上昇ストロークした際に、シリンダ壁面に反対に傾きながら圧接するようになっている。
〔ピストンのＭｇ合金材料及び製造方法〕
そして、前記ピストン１のＭｇ合金材は、以下の中国特許ＣＮ１００５４５２８６Ｃに記載されているものである。
〔第１実施例〕
すなわち、この中国特許のＭｇ合金材は、６％≦Ｙ≦１０％、１％≦Ｇｄ≦６％、０．５％≦Ｚｎ≦４％で、残りがＭｇと不可避的な不純物のマグネシウム合金材から構成されている。
Both the skirt portions 6 and 7 are arranged at left and right symmetrical positions with the axis of the piston 1 as the center, and are formed in a substantially arc shape in cross section. Is formed. The thrust side skirt portion 6 is adapted to press against the cylinder wall surface while being inclined with respect to the angle of the connecting rod when the piston 1 strokes in the direction of bottom dead center during an expansion stroke or the like. The thrust side skirt portion 7 is adapted to press against the cylinder wall surface while inclining in the opposite direction when the piston 1 moves upward during the compression stroke or the like.
[Mg alloy material of piston and manufacturing method]
The Mg alloy material of the piston 1 is described in the following Chinese patent CN100545286C.
[First embodiment]
That is, the Mg alloy material of this Chinese patent is 6% ≦ Y ≦ 10%, 1% ≦ Gd ≦ 6%, 0.5% ≦ Zn ≦ 4%, and the remainder is Mg and an inevitable impurity magnesium alloy material It is composed of
具体的に説明すると、前記Ｙ（イットリウム）は固体溶度が高いため、固体溶化の効果が良く、時効を強化できる。また、稀土類元素の中で密度が低く、合金の燃焼阻止と耐酸化能力を増やせるため、Ｙを第一次の元素として添加する。良好な固溶強化と時効析出強化効果が得られるため、Ｙの添加量は６％以上でなければならない。また、合金の塑性低下を避けるため、また鋳放し状態のもと、多量の低熔点共晶体は、高温下のクリープ性能に影響するため、Ｙの添加量は１０％以下でなければならない。 More specifically, since Y (yttrium) has a high solid solubility, the effect of solid solution is good and aging can be enhanced. In addition, Y is added as a primary element because it has a low density among rare earth elements and can increase combustion inhibition and oxidation resistance of the alloy. In order to obtain a good solid solution strengthening effect and an aging precipitation strengthening effect, the amount of Y must be 6% or more. Further, in order to avoid a decrease in the plasticity of the alloy and in the as-cast state, a large amount of low-melting point eutectic affects the creep performance at high temperatures, so the amount of Y must be 10% or less.
Ｇｄ（ガドリニウム）を第二次の元素として添加する。軽稀土類Ｙよりも重稀土類元素Ｇｄの添加はより耐クリープ性能が得られ、また、Ｇｄの固体溶度と時効強化効果を期待できるため、Ｙの添加により時効硬化ピーク値温度が遅れることが改善される。但し、過度な量のＧｄは密度を増加させるため、含有量は１〜６％の間に控える。 Gd (gadolinium) is added as a secondary element. Addition of heavy rare earth element Gd than light rare earth Y provides better creep resistance, and the solid solubility and aging strengthening effect of Gd can be expected, so the addition of Y delays the age hardening peak temperature. Is improved. However, an excessive amount of Gd increases the density, so the content is kept between 1-6%.
Ｚｎ（亜鉛）を第三次の元素として添加する。一方、Ｚｎがリッチな稀土類化合物が結晶粒界において、変形を防ぎ、高温性能を改善する他、Ｚｎの添加によって結晶粒内の長周期規則配列を助長する。この構造とＭｇ母体と共格界面を有するため、高温の下で母体の変形を抑制し、合金の耐熱性を改善する。勿論、Ｚｎの添加はコストダウンにも繋がる。但し、含有量が多すぎると、Ｍｇと融点の化合物を生成する可能性があり、したがって、Ｚｎの含有量は０．５〜４％の間に控える。その他、合金の中に適量のＺｒ（ジルコニウム）を添加して、結晶を微細化し、材料の強度と塑性を改善して優れた総合性能が得られる。 Zn (zinc) is added as a tertiary element. On the other hand, a rare earth compound rich in Zn prevents deformation and improves high-temperature performance at the crystal grain boundaries, and promotes long-period ordered arrangement in the crystal grains by addition of Zn. Since this structure has a common interface with the Mg matrix, deformation of the matrix is suppressed at high temperatures and the heat resistance of the alloy is improved. Of course, the addition of Zn also leads to cost reduction. However, when there is too much content, there exists a possibility of producing | generating the compound of Mg and melting | fusing point, Therefore, content of Zn refrains between 0.5 to 4%. In addition, an appropriate amount of Zr (zirconium) can be added to the alloy to refine the crystal, improve the strength and plasticity of the material, and obtain excellent overall performance.
以上の説明によって、本発明は、一種の高強度耐クリープマグネシウム合金を提供し、含有した各成分及び重量％は、
６％≦Ｙ≦１０％、１％≦Ｇｄ≦６％、０．５％≦Ｚｎ≦４％、残りはＭｇと不可避的な微量不純物である。なお、含有不純物はＦｅ＜０．００５％、Ｃｕ＜０．０１５％、Ｎｉ＜０．００２％である。各不純物の含有量を越えると、合金の耐食性が低下するとの影響がある。
From the above explanation, the present invention provides a kind of high strength creep-resistant magnesium alloy, and each component and weight% contained are:
6% ≦ Y ≦ 10%, 1% ≦ Gd ≦ 6%, 0.5% ≦ Zn ≦ 4%, and the rest are Mg and inevitable trace impurities. The impurities contained are Fe <0.005%, Cu <0.015%, and Ni <0.002%. When the content of each impurity is exceeded, there is an effect that the corrosion resistance of the alloy is lowered.
前記Ｍｇ合金材の製造プロセスは二段階に分かれ、すなわち、溶解処理と重力鋳造で、その中で、溶解の過程はＳＦ6／ＣＯ2気体保護の条件の下で行い、具体的には以下の通りである。
〔溶解処理〕
（１）Ｍｇ溶解：溶解炉の中に予熱した工業用の純マグネシウムを入れて、加熱溶解する。
（２）Ｚｎの添加：マグネシウムが完全に溶け落ちた後に、６００から７００℃で工業用純Ｚｎを添加する。
（３）ＹとＧｄ添加：７００〜７４０℃でマグネシウム溶液にＭｇ−Ｙ、ＭｇーＧｄ中間合金を添加する。
（４）Ｚｎ添加：マグネシウム溶湯の温度を７８０〜８００℃まで上げた後、Ｍｇ−Ｚｒ中間合金を添加し、十分溶解するために２〜５分間攪拌する。
（５）溶解：マグネシウム溶湯の温度を７８０〜８００℃まで上げて、２０〜３０分間保温した後、７５０〜７５５℃まで低下し、６〜１０分間連続して溶湯処理をする。その後、処理後の静置時間が２５〜４０分間に控え、マグネシウム溶液を７００〜７２０°まで冷却して表面に浮いているスラグを除去する。
The manufacturing process of the Mg alloy material is divided into two stages, that is, melting treatment and gravity casting, in which the melting process is performed under the condition of SF 6 / CO 2 gas protection. Street.
[Dissolution treatment]
(1) Mg melting: Preheated industrial pure magnesium is put in a melting furnace and melted by heating.
(2) Addition of Zn: Pure magnesium for industrial use is added at 600 to 700 ° C. after magnesium is completely dissolved.
(3) Addition of Y and Gd: Mg—Y and Mg—Gd intermediate alloys are added to the magnesium solution at 700 to 740 ° C.
(4) Addition of Zn: After raising the temperature of the molten magnesium to 780 to 800 ° C., add the Mg—Zr intermediate alloy and stir for 2 to 5 minutes in order to sufficiently dissolve it.
(5) Melting: The temperature of the molten magnesium is raised to 780 to 800 ° C. and kept at temperature for 20 to 30 minutes, then lowered to 750 to 755 ° C., and the molten metal is continuously treated for 6 to 10 minutes. Thereafter, the standing time after treatment is kept at 25 to 40 minutes, and the magnesium solution is cooled to 700 to 720 ° to remove slag floating on the surface.
〔重力鋳造〕
その後、２００〜２５０℃まで予熱した図２に示す重力型の鋳造用金型１１（スチール金型）によって溶湯鋳造を行う。
(Gravity casting)
Then, molten metal casting is performed by the gravity type casting mold 11 (steel mold) shown in FIG. 2 preheated to 200 to 250 ° C.
前記鋳造用金型１１は、基台１２上に固定され、中央に中子１４を有するモールド型１３と、該モールド型１３の上方位置に上下動可能に設けられた可動型であるトップコア１５と、前記トップコア１５の上下動及び可動タイミングなどを制御する制御機構である図外のコントロールユニットと、から主として構成されている。 The casting mold 11 is fixed on a base 12 and has a mold 13 having a core 14 at the center, and a top core 15 that is a movable mold provided at a position above the mold 13 so as to be movable up and down. And a control unit (not shown) which is a control mechanism for controlling the vertical movement and movable timing of the top core 15.
前記モールド型１３は、上端に溶湯注入用の湯口１６ａを有する湯道１６が一側部に形成されていると共に、前記基台１２と中子１４及びトップコア１５との間にピストン成形用のキャビティ１７が形成されている。前記湯道１６は、キャビティ１７の下端側に連通している。 In the mold 13, a runner 16 having a spout 16 a for pouring molten metal is formed on one side, and a piston mold is formed between the base 12, the core 14 and the top core 15. A cavity 17 is formed. The runner 16 communicates with the lower end side of the cavity 17.
また、このモールド型１３には、前記キャビティ１７内に注湯された溶湯が冷却・凝縮するときの体積収縮を補うための図外の押し湯キャビティが前記キャビティ１７に連通して備えており、前記押し湯キャビティの周囲には、保温性の高い材料よりなる押し湯入子が設けられている。 Further, the mold 13 is provided with an unillustrated hot water cavity communicating with the cavity 17 to compensate for volume shrinkage when the molten metal poured into the cavity 17 cools and condenses. Around the hot water cavity, there is provided a hot water insert made of a material having high heat retention.
前記トップコア１５は、前記中子１４と上下方向から対向する内トップコア１８と、該内トップコア１８の上端外周側に配置され、内側に空間部１９を形成したほぼ円環状の外トップコア２０と、該外トップコア２０の上端面に載置され、前記空間部１９の上部開口を閉塞するアダプター２１と、から構成されている。 The top core 15 includes an inner top core 18 facing the core 14 from above and below, and an outer top core having a substantially annular shape, which is disposed on the outer periphery of the upper end of the inner top core 18 and has a space 19 inside. 20, and an adapter 21 that is placed on the upper end surface of the outer top core 20 and closes the upper opening of the space portion 19.
前記内トップコア１８は、例えばステンレス材（ＳＵＳ材）などの鉄系金属粉末を焼結してなる多孔質ステンレス材料によって一体に形成され、中子１４と対向した冠面形成面１８ａの中央には、前記ピストン１の冠面凹部４ａを形成する円環状の凸部１８ｂを有している。この冠面形成面１８ａは、前記湯口１６からマグネシウム合金の溶湯を注湯してピストン基材２を成形するときに、ピストン１の冠面４全体を形成するようになっている。 The inner top core 18 is integrally formed of a porous stainless steel material obtained by sintering iron-based metal powder such as stainless steel (SUS material), for example, at the center of the crown surface forming surface 18a facing the core 14. Has an annular convex portion 18b that forms the crown surface concave portion 4a of the piston 1. The crown surface forming surface 18a forms the entire crown surface 4 of the piston 1 when a molten magnesium alloy is poured from the gate 16 and the piston base material 2 is formed.
また、この内トップコア１８は、前述のように鉄系金属粉末であるステンレス粉によって多孔質金型素材として成形されているが、この成形方法は熱間等方圧プレス（ＨＩＰ）によって成形処理と焼結処理を同時に行って成形されていると共に、その粉末粒度が２５０メッシュ〜１０００メッシュに形成されている。 The inner top core 18 is formed as a porous mold material by the stainless steel powder, which is an iron-based metal powder as described above. This forming method is performed by a hot isostatic press (HIP). And the sintering process are performed simultaneously, and the powder particle size is formed to 250 mesh to 1000 mesh.
また、前記冠面形成面１８ａは、形彫放電加工機における放電加工条件の仕上げ領域を用いて、後工程として、例えば仕上げ加工やバフ加工が不要となるように、予めピストン基材２の仕上げ面粗さに対応した表面粗さの仕上げ面に形成してある。つまり、前記冠面形成面１８ａは、切削加工や研磨加工によることなく、放電加工によって仕上げ面に加工してあるので表面粗度が悪化しない。 In addition, the crown surface forming surface 18a is used to finish the piston base material 2 in advance so that, for example, finishing or buffing is not required as a post-process using a finishing region of electric discharge machining conditions in a sculpting electric discharge machine. It is formed on a finished surface having a surface roughness corresponding to the surface roughness. In other words, the crown surface forming surface 18a is processed into a finished surface by electric discharge machining without being cut or polished, so that the surface roughness does not deteriorate.
前記内トップコア１８の粉末粒度を２５０〜１０００メッシュとした理由は、この粒度に設定することによって、前記ピストン基材２の冠部３の表面粗さを１２μｍＲａ以下に設定するためである。 The reason why the powder particle size of the inner top core 18 is set to 250 to 1000 mesh is to set the surface roughness of the crown portion 3 of the piston base material 2 to 12 μmRa or less by setting the particle size to this particle size.
表１は種々の粒径の金属粉を用いて多孔質金型（内トップコア）の焼結処理を行い、放電加工によって仕上げ加工を行った後の表面粗さと気孔率の関係を実験によって示したものである。 Table 1 shows the relationship between the surface roughness and the porosity after sintering the porous mold (inner top core) using metal powders of various particle sizes and finishing by electrical discharge machining. It is a thing.
表１に示すように、気孔率と熱伝導率とは反比例しており、気孔率が大きいほど熱伝導率が小さくなることが明らかである。メッシュが１５００では、粒径が１０μｍと小さくなると共に、気孔率も１５％と小さくなるため、熱伝導率は１５Ｗ／（ｍ・ｋ）と大きくなる。また、メッシュが１００では、粒径が１５０μｍと大きくなると共に、気孔率も２３％と大きくなるため、熱伝導率は９Ｗ／（ｍ・ｋ）と小さくなってしまうことが明らかである。 As shown in Table 1, the porosity and the thermal conductivity are inversely proportional, and it is clear that the larger the porosity, the smaller the thermal conductivity. When the mesh is 1500, the particle size is as small as 10 μm and the porosity is as small as 15%, so that the thermal conductivity is as large as 15 W / (m · k). In addition, when the mesh is 100, the particle size increases to 150 μm and the porosity increases to 23%, so it is clear that the thermal conductivity decreases to 9 W / (m · k).
これに対して、メッシュが２５０では、粒径が半分の６０μｍに小さくなると共に、気孔率も２１％と小さくなるため、熱伝導率は１１Ｗ／（ｍ・ｋ）となる。また、メッシュが１０００では、粒径がさらに小さな２０μｍになると共に、気孔率が２０％となり、熱伝導率は同じく１１Ｗ／（ｍ・ｋ）となることが解った。 On the other hand, when the mesh is 250, the particle size is reduced to 60 μm, which is half, and the porosity is also reduced to 21%, so that the thermal conductivity is 11 W / (m · k). In addition, when the mesh is 1000, the particle size is further reduced to 20 μm, the porosity is 20%, and the thermal conductivity is also 11 W / (m · k).
したがって、表面粗さが１２μｍＲａ以下とするためには、メッシュ２５０以上（粒径６０μｍ以下）で１０００以下（粒径２０以上）の金属粉末を用いて多孔質の金型、つまり内トップコア１８の焼結処理を行うことが望ましい。 Therefore, in order to make the surface roughness 12 μmRa or less, a metal mold having a mesh 250 or more (particle size 60 μm or less) and 1000 or less (particle size 20 or more) is used to form a porous mold, that is, the inner top core 18. It is desirable to perform a sintering process.
よって、本実施例では、メッシュ２５０以上〜１０００以下の金属粉末を選択して焼結処理行って前記内トップコア１８を予め成形した。 Therefore, in this example, the inner top core 18 was formed in advance by selecting a metal powder having a mesh of 250 to 1000 and performing a sintering process.
そして、前記鋳造用金型１１を用いて、前記溶解したマグネシウム合金材によってピストン基材２を成形する。すなわち、予め２００〜２５０℃まで加熱した鋳造用金型１１に、前述した元素のマグネシウム合金溶液を、注湯口１６ａから湯道１６を介してキャビティ１７内に注湯して所定の鋳造条件に基づいて鋳込み成形する。 And the piston base material 2 is shape | molded with the said melted magnesium alloy material using the said metal mold | die 11 for casting. That is, the magnesium alloy solution of the element described above is poured into the cavity 17 from the pouring port 16a through the runner 16 into the casting mold 11 heated to 200 to 250 ° C. in advance, based on predetermined casting conditions. Cast molding.
このとき、前記内トップコア１８は、前述のように、多孔質金型になっていると共に、上端側に断熱用空間部１９が形成されていることから、熱伝導率が非常に低く、保温性が高くなっている。このため、前記キャビティ１７に注湯されたマグネシウム合金の溶湯は、前記内トップコア１８の冠面形成面１８ａ全体に接触して、その熱が断熱用空間部１９方向へ移動していく。このため、特に、冠部３側のマグネシウム合金溶湯の冷却速度が十分に遅くなる。つまり、通常金型の場合は、冠部３の冷却速度は０．２℃／ｓｅｃ（ＤＡＳ＝２７μｍ）になるが、本実施例では、（ＤＡＳ＝３４μｍ）の鋳造条件を与えたので、０．０８℃／ｓｅｃとなり、０．４倍ほど遅くなる。凝固時間が２．５倍となる。 At this time, the inner top core 18 is a porous mold as described above, and the heat insulating space 19 is formed on the upper end side. The nature is getting higher. For this reason, the molten magnesium alloy poured into the cavity 17 comes into contact with the entire crown surface forming surface 18a of the inner top core 18, and its heat moves toward the heat insulating space 19. For this reason, in particular, the cooling rate of the molten magnesium alloy on the crown 3 side is sufficiently slow. That is, in the case of a normal mold, the cooling rate of the crown 3 is 0.2 ° C./sec (DAS = 27 μm), but in this example, since the casting condition of (DAS = 34 μm) was given, 0 0.08 ° C / sec, about 0.4 times slower. The coagulation time is 2.5 times.
その後、離型後に得られたピストン基材２を５２０〜５４０℃で６〜２４時間の条件で固溶処理すると共に、２２５〜３００℃で１２〜４８時間の条件で時効処理を行う。 Thereafter, the piston base material 2 obtained after mold release is subjected to a solid solution treatment at 520 to 540 ° C. for 6 to 24 hours and an aging treatment at 225 to 300 ° C. for 12 to 48 hours.
そして、前記鋳造用金型１１によって得られたピストン基材２は、前記冠部３側の溶湯冷却速度が十分に遅くなる結果、結晶粒径が８０μｍ以上となることから高温疲労強度を高くすることができる。 The piston base material 2 obtained by the casting mold 11 has a crystal grain size of 80 μm or more as a result of sufficiently slowing down the molten metal cooling rate on the crown 3 side, thereby increasing the high temperature fatigue strength. be able to.
図３及び図４は３００℃の高温化において溶湯の冷却時間を漸次遅くなるように変化させて、前記ピストン基材２の結晶粒径（μｍ）と高温疲労強度（Ｍｐａ）との関係を６段階に分けて実験した場合を示し、図５Ａ〜Ｃは６段階のうち３つの段階の結晶粒径を金属顕微鏡でみた場合を示している。なお、前記結晶粒径（公称粒径）の求め方としては、平均粒面積ａからｄ＝√ａを求める一般的な求積法によって行った。 3 and 4 show that the relationship between the crystal grain size (μm) of the piston base material 2 and the high temperature fatigue strength (Mpa) is 6 by changing the cooling time of the melt gradually at a high temperature of 300 ° C. The case where it experimented by dividing into steps is shown, and FIGS. 5A to C show the case where the crystal grain size of three steps out of six steps is viewed with a metallographic microscope. The crystal grain size (nominal grain size) was obtained by a general quadrature method for obtaining d = √a from the average grain area a.
結晶粒径が４９μｍの場合には疲労強度が４５Ｍｐａであり、結晶粒径が７７μｍでは疲労強度が５３Ｍｐａ（図５Ａ）となって、高い疲労強度が得られないことが明らかである。 When the crystal grain size is 49 μm, the fatigue strength is 45 Mpa, and when the crystal grain size is 77 μm, the fatigue strength is 53 Mpa (FIG. 5A), and it is clear that high fatigue strength cannot be obtained.
しかし、結晶粒径が８０μｍになると疲労強度が急激に上昇し、結晶粒径が９１μｍでは８０Ｍｐａ、１０７μｍでは８５Ｍｐａ（図５Ｂ）となり、１２０μｍでは８７Ｍｐａ、さらに１３８μｍでは疲労強度が８８Ｍｐａ（図５Ｃ）となることが解った。つまり、鋳造時における冠部３のマグネシウム合金材の冷却速度を十分に遅くするほど結晶粒径を大きくすることができ、これによって高温疲労強度を高くできることが解った。 However, when the crystal grain size reaches 80 μm, the fatigue strength increases rapidly. When the crystal grain size is 91 μm, the fatigue strength is 80 Mpa, 107 μm is 85 Mpa (FIG. 5B), 120 μm is 87 Mpa, and 138 μm has a fatigue strength of 88 Mpa (FIG. 5C). I understood that That is, it has been found that the crystal grain size can be increased as the cooling rate of the magnesium alloy material of the crown portion 3 at the time of casting is sufficiently slowed, thereby increasing the high temperature fatigue strength.
したがって、本実施例では、前記鋳造時における冠部３のマグネシウム合金材の冷却速度を十分に遅くすることによって結晶粒径を８０μｍ以上で１３８μｍ以下に形成したのである。この結果、マグネシウム合金材の冠部３の耐摩耗性の向上が図れることは勿論のこと、高温疲労強度を著しく高めることができると共に、耐久性の向上が図れる。 Therefore, in this embodiment, the crystal grain size is formed to be 80 μm or more and 138 μm or less by sufficiently slowing the cooling rate of the magnesium alloy material of the crown 3 at the time of casting. As a result, the wear resistance of the crown portion 3 of the magnesium alloy material can be improved, and the high temperature fatigue strength can be remarkably increased and the durability can be improved.
また、本実施例では、組成成分において、微量のＺｎの添加によってマイクロ構造を明らかに異なったため、Ｚｎがリッチな化合物及び長周期規則配列構造が合金の耐クリープ特性を改善できる。さらに、マグネシウム合金材は、軽量でかつ製造が容易であり、低コストが実現できる。 Further, in this example, since the microstructure was clearly different in the composition component by the addition of a small amount of Zn, the compound rich in Zn and the long-period ordered arrangement structure can improve the creep resistance characteristics of the alloy. Furthermore, the magnesium alloy material is lightweight and easy to manufacture, and low cost can be realized.
なお、本実施例のマグネシウム合金材の室温での引っ張り強度と伸び率はそれぞれ２５１．２Ｍｐａと１２．０１％であり、２００℃での引っ張り強度と伸び率はそれぞれ２４５．７９Ｍｐａと３８．１％である。
〔第２実施例〕
第２実施例は、合金成分（重量％）を変えたもので、６％≦Ｙ≦１０％、１％≦Ｇｄ≦６％、０．５％≦Ｚｎ≦４％、０．３≦Ｚｒ≦０．９であり、残りはＭｇと不可避的な微量不純物である。本実施例における具体的な成分配合は、７％Ｙ、４％Ｇｄ、０．５％Ｚｎ、０．４％Ｚｒで、不純物質は０．０２％以下であり、残りはＭｇである。
〔溶解処理〕
この合金の溶解処理は以下の通りである。
（１）以上のような成分で合金を配置し、溶解炉の中に純マグネシウムを入れて、溶解の過程はＳＦ6／ＣＯ2混合気体保護の条件下で行う。
（２）マグネシウムが完全に溶け落ちた後、６９０℃で工業用純Ｚｎを添加する。
（３）マグネシウム溶液の温度は７２５℃に達した後、Ｍｇ−Ｇｄ中間合金をマグネシウム溶液に直接添加する。Ｍｇ−Ｇｄ溶解後、マグネシウム溶液の温度が７２５℃に戻ったとき、Ｍｇ−Ｙ中間合金を添加する。
（４）マグネシウム溶液の温度を７６０℃まで上げた後、Ｍｇ−Ｚｒ中間合金を添加し、十分溶解するために２分間攪拌する。
（５）マグネシウム溶液の温度を７８０℃まで上げて、２０分間保温した後、７５０℃まで下がり、６分間連続して溶湯処理を行う。その後、処理後の静置時間が３０分間に控え、マグネシウム溶液を７１０℃まで冷却して、表面に浮いているスラグを除去する。
〔重力鋳造〕
その後は、予め２２０℃まで予熱した前述の鋳造用金型１１を用いてピストン基材２を鋳造する。この鋳造によって得られたピストン基材２を、５３５℃、１６時間の条件で溶体化処理すると共に、２２５℃、２４時間の条件で時効処理を行う。これによって、前述と同じマグネシウム合金材のピストン基材２が得られる。
〔第３実施例〕
この実施例も合金成分（重量％）を変えたもので、具体的な成分配合は、１０％Ｙ、５％Ｇｄ、２％Ｚｎ、０．４％Ｚｒで、不純物質は０．０２％以下であり、残りはＭｇである。
〔溶解処理〕
この合金の溶解処理は以下の通りである。
（１）以上のような成分で合金を配置し、溶解炉の中に純マグネシウムを入れて、溶解の過程はＳＦ6／ＣＯ2混合気体保護の条件下で行う。
（２）マグネシウムが完全に溶け落ちた後、７００℃で工業用純Ｚｎを添加する。
（３）マグネシウム溶液の温度は７３０℃に達した後、Ｍｇ−Ｇｄ中間合金をマグネシウム溶液に直接添加する。Ｍｇ−Ｇｄ溶解後、マグネシウム溶液の温度が７３０℃に戻ったとき、Ｍｇ−Ｙ中間合金を添加する。
（４）マグネシウム溶液の温度を７６０℃まで上げた後、Ｍｇ−Ｚｒ中間合金を添加し、十分溶解するために２分間攪拌する。
（５）マグネシウム溶液の温度を７８０℃まで上げて、２０分間保温した後、７５０℃まで下がり、６分間連続して溶湯処理を行う。その後、処理後の静置時間が４０分間に控え、マグネシウム溶液を７１０℃まで冷却して、表面に浮いているスラグを除去する。
〔重力鋳造〕
その後は、予め２２０℃まで予熱した前記鋳造用金型１１を用いてピストン基材２を鋳造する。この鋳造によって得られたピストン基材２を、５３５℃、１６時間の条件で溶体化処理すると共に、２２５℃、２４時間の条件で時効処理を行う。これによって、前述と同じマグネシウム合金材のピストン基材２が得られる。
The tensile strength and elongation at room temperature of the magnesium alloy material of this example are 251.2 Mpa and 12.01%, respectively, and the tensile strength and elongation at 200 ° C. are 245.79 Mpa and 38.1%, respectively. It is.
[Second Embodiment]
In the second example, alloy components (% by weight) were changed, and 6% ≦ Y ≦ 10%, 1% ≦ Gd ≦ 6%, 0.5% ≦ Zn ≦ 4%, 0.3 ≦ Zr ≦ 0.9 and the rest are Mg and inevitable trace impurities. The specific component composition in this example is 7% Y, 4% Gd, 0.5% Zn, 0.4% Zr, the impurity content is 0.02% or less, and the rest is Mg.
[Dissolution treatment]
The dissolution treatment of this alloy is as follows.
(1) An alloy is arranged with the above components, pure magnesium is put into a melting furnace, and the melting process is performed under the condition of SF 6 / CO 2 mixed gas protection.
(2) After magnesium is completely melted, industrial pure Zn is added at 690 ° C.
(3) After the temperature of the magnesium solution reaches 725 ° C., the Mg—Gd intermediate alloy is added directly to the magnesium solution. After the Mg—Gd is dissolved, when the temperature of the magnesium solution returns to 725 ° C., the Mg—Y intermediate alloy is added.
(4) After raising the temperature of the magnesium solution to 760 ° C., the Mg—Zr intermediate alloy is added and stirred for 2 minutes in order to sufficiently dissolve.
(5) The temperature of the magnesium solution is raised to 780 ° C. and kept for 20 minutes, then lowered to 750 ° C., and the molten metal treatment is performed continuously for 6 minutes. Thereafter, the standing time after the treatment is reduced to 30 minutes, the magnesium solution is cooled to 710 ° C., and the slag floating on the surface is removed.
(Gravity casting)
Thereafter, the piston base material 2 is cast using the above-described casting mold 11 preheated to 220 ° C. in advance. The piston base material 2 obtained by this casting is subjected to a solution treatment under conditions of 535 ° C. and 16 hours, and an aging treatment is performed under conditions of 225 ° C. and 24 hours. Thereby, the same piston base material 2 of the magnesium alloy material as described above is obtained.
[Third embodiment]
In this example, the alloy component (% by weight) was also changed, and the specific component composition was 10% Y, 5% Gd, 2% Zn, 0.4% Zr, and the impurity content was 0.02% or less. And the rest is Mg.
[Dissolution treatment]
The dissolution treatment of this alloy is as follows.
(1) An alloy is arranged with the above components, pure magnesium is put into a melting furnace, and the melting process is performed under the condition of SF 6 / CO 2 mixed gas protection.
(2) After magnesium is completely dissolved, industrial pure Zn is added at 700 ° C.
(3) After the temperature of the magnesium solution reaches 730 ° C., the Mg—Gd intermediate alloy is added directly to the magnesium solution. After the Mg—Gd is dissolved, when the temperature of the magnesium solution returns to 730 ° C., the Mg—Y intermediate alloy is added.
(4) After raising the temperature of the magnesium solution to 760 ° C., the Mg—Zr intermediate alloy is added and stirred for 2 minutes in order to sufficiently dissolve.
(5) The temperature of the magnesium solution is raised to 780 ° C. and kept for 20 minutes, then lowered to 750 ° C., and the molten metal treatment is performed continuously for 6 minutes. Thereafter, the standing time after the treatment is reduced to 40 minutes, the magnesium solution is cooled to 710 ° C., and the slag floating on the surface is removed.
(Gravity casting)
Thereafter, the piston base material 2 is cast using the casting mold 11 preheated to 220 ° C. in advance. The piston base material 2 obtained by this casting is subjected to a solution treatment under conditions of 535 ° C. and 16 hours, and an aging treatment is performed under conditions of 225 ° C. and 24 hours. Thereby, the same piston base material 2 of the magnesium alloy material as described above is obtained.
したがって、前記第２、第３実施例も第１実施例と同様にピストン１の冠部３のマグネシウム合金の結晶粒径が８０μｍ以上とすることによって高温疲労強度を十分に向上させることができる。 Therefore, in the second and third embodiments as well, the high temperature fatigue strength can be sufficiently improved by setting the crystal grain size of the magnesium alloy of the crown portion 3 of the piston 1 to 80 μm or more as in the first embodiment.
本発明は、前記各実施例に限定されるものではなく、各実施例では、鋳造用金型１１として、内トップコア１８のみを多孔質材で形成した場合を説明したが、たとえば、前記中子１４や図外のモールドブッシュなども多孔質材で形成することが望ましい。このようにすると、多孔質材の内部に気体が包含されているので、保温性に優れ、溶湯の流動性を良好にすることができると共に、マグネシウム合金溶湯の冷却速度をさらに遅くすることが可能になる。 The present invention is not limited to the above-described embodiments. In each embodiment, the case where only the inner top core 18 is formed of a porous material as the casting mold 11 has been described. It is desirable to form the child 14 and a mold bush outside the figure with a porous material. In this way, since the gas is contained inside the porous material, the heat retention is excellent, the fluidity of the molten metal can be improved, and the cooling rate of the molten magnesium alloy can be further reduced. become.
また、前記鋳造用金型としては、第１実施例のものの他に、前記空間部１９内に電熱ヒータを配置して、前記トップコア１５全体を常に高温に保持することもできる。この場合、前記内トップコア１８と外トップコア２０とを鋼材によって一体に形成することも可能である。 Further, as the casting mold, in addition to the one in the first embodiment, an electric heater can be disposed in the space portion 19 to keep the entire top core 15 at a high temperature. In this case, the inner top core 18 and the outer top core 20 can be integrally formed of a steel material.
さらに、前記内トップコア１８と外トップコア２０及びアダプター２１を、前記空間部１９廃止して中実状にした一体に成形し、この金属材料をオーステナイト系のステンレス鋼かあるいは鋳鉄とすることも可能である。前記ステンレス鋼としては、例えば、ＳＵＳ３０４、ＳＵＳ３１６とし、鋳鉄としてはニレジスト鋳鉄を選択することも可能である。 Further, the inner top core 18, the outer top core 20, and the adapter 21 can be integrally formed by eliminating the space 19 and making it solid, and the metal material can be austenitic stainless steel or cast iron. It is. As the stainless steel, for example, SUS304 or SUS316 may be used, and Niresist cast iron may be selected as the cast iron.
また、前記第１実施例の鋳造用金型１１の外トップコア２０をオーステナイト系ステンレス鋼によって形成することも可能である。 Further, the outer top core 20 of the casting mold 11 of the first embodiment can be formed of austenitic stainless steel.
前記実施形態から把握される前記請求項以外の発明の技術的思想について以下に説明する。 The technical ideas of the invention other than the claims ascertained from the embodiment will be described below.
〔請求項ａ〕請求項１に記載の内燃機関のピストンにおいて、
前記ピストン基材を重力型の鋳造用金型によって成形すると共に、
該鋳造用金型の金属材料をオーステナイト系ステンレス鋼か、あるいはオーステナイト系ステンレス鋳鉄によって形成したことを特徴とする金型構造。
(A) In the piston of the internal combustion engine according to claim 1,
The piston base material is molded by a gravity-type casting mold,
A mold structure characterized in that the metal material of the casting mold is made of austenitic stainless steel or austenitic stainless cast iron.
〔請求項ｂ〕請求項ａに記載の金型構造において、
前記鋳造用金型を、モールド型と、該モールド型の上端部に設けられて、ピストンの冠面を生成する移動可能なトップコアと、を備え、該トップコアの内トップコアを、メッシュが２５０〜１０００の金属粉材によって成形されていることを特徴とする金型構造
〔請求項ｃ〕請求項ｂに記載の金型構造において、
前記内トップコアを熱間等方圧プレス（ＨＩＰ）によって成形すると共に焼結し、あるいは放電焼結法により成形した後、前記内トップコアのキャビティ形成面を放電加工によって形成したことを特徴とする金型構造。
[Claim b] In the mold structure according to claim a,
The casting mold includes a mold, and a movable top core that is provided at an upper end portion of the mold and generates a crown surface of the piston, and an inner top core of the top core includes a mesh. The mold structure according to claim b, wherein the mold structure is formed of 250 to 1000 metal powder material.
The inner top core is formed by hot isostatic pressing (HIP) and sintered, or formed by a discharge sintering method, and then the cavity forming surface of the inner top core is formed by electric discharge machining. Mold structure to do.
１…ピストン
２…ピストン基材
３…冠部
４…冠面
４ａ…凹部
５…円筒部
１１…鋳造用金型
１２…基台
１３…モールド型
１４…中子
１５…トップコア
１６…湯道
１７…キャビティ
１８…内トップコア
１８ａ…冠面形成面
１９…空間部
２０…外トップコア
２１…アダプター
DESCRIPTION OF SYMBOLS 1 ... Piston 2 ... Piston base material 3 ... Crown part 4 ... Crown surface 4a ... Recessed part 5 ... Cylindrical part 11 ... Mold 12 for casting ... Base 13 ... Mold 14 ... Core 15 ... Top core 16 ... Runway 17 ... Cavity 18 ... Inner top core 18a ... Crown surface forming surface 19 ... Space 20 ... Outer top core 21 ... Adapter
Claims (2)
少なくとも前記冠部の結晶粒径を８０μｍ以上に設定したことを特徴とする内燃機関のピストン。 A cylindrical portion and a crown portion integrally formed at the axial end of the cylindrical portion, and 6% ≦ Y ≦ 10%, 1% ≦ Gd ≦ 6%, 0.5% ≦ Zn ≦ 4% In the piston of the internal combustion engine, the remainder is made of magnesium alloy material of Mg and inevitable impurities
A piston for an internal combustion engine, wherein at least the crystal grain size of the crown is set to 80 μm or more.
少なくとも前記冠部の結晶粒度を８０μｍ以上に設定したことを特徴とする内燃機関のピストン。 A cylindrical portion and a crown portion integrally formed at the axial end of the cylindrical portion, 6% ≦ Y ≦ 10%, 1% ≦ Gd ≦ 6%, 0.5% ≦ Zn ≦ 4%, In a piston of an internal combustion engine made of a magnesium alloy material of 0.3% ≦ Zr ≦ 0.9% and the balance being Mg and inevitable impurities,
A piston for an internal combustion engine, wherein at least the crystal grain size of the crown is set to 80 μm or more.
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