JP5288112B2 - 内燃機関用アルミニウム合金製ピストン - Google Patents

Description

本発明は、内燃機関用アルミニウム合金製ピストンに関する。

従来、自動車などに搭載される内燃機関のピストン用アルミニウム合金としては、主にＪＩＳ−ＡＣ８Ａ合金が利用されてきた。しかし、内燃機関の燃費改善、低エミッションを目的としたパワートレインの開発を進めるうえで、往復運動部品であるピストンの更なる軽量化、摺動抵抗の低減、耐摩耗性の向上が求められている。

このようなピストンの開発と併せて、摺動抵抗低減を目的としたピストンリングの薄肉化、低張力化も進められているが、薄肉・低張力のピストンリングは、リング溝内での暴れや片当たり等を発生し、リング溝が摩耗し易くなる。従来のＡＣ８Ａ合金は耐摩耗性や強度面で限界を呈しており、この点からも、耐摩耗性、高温強度に優れたアルミニウム合金製ピストンが求められている。

Ａｌ−Ｓｉ系合金の熱膨張率は、Ｓｉ量の含有量の増加に反比例して減少する。しかし、Ｓｉ含有量が過度に多くなると初晶Ｓｉ粒の発達によって鋳造性が悪化する問題がある。特許文献１には、アルミニウム合金製ピストンにおいて、Ｓｉ含有量を１５〜１８ｗｔ％とする一方、０．００２〜０．０２ｗｔ％のＰ添加によって初晶Ｓｉ粒の発達を抑える旨記載されている。しかし、同文献の試験結果では、Ｓｉ含有量が１５の場合、耐摩耗性が不足し、熱膨張性にも難があると評価されている。

一方、Ａｌ−Ｓｉ系合金の耐熱性を改善するために、Ｆｅ、Ｍｎ等の高融点金属の添加が有効であることが知られている。しかし、Ｆｅ含有量が多くなると金属化合物間の晶出量が増え脆い材料となり、また、Ｍｎ含有量が過度に多くなると鋳造性が悪化する問題がある。特許文献２には、Ｓｉ含有量を１０〜１４ｗｔ％、Ｆｅ含有量を０．８ｗｔ％以下、Ｍｎ含有量を０．２〜１．０ｗｔ％に留め、上記Ｐの作用を阻害するＣａやＮａなどの不純物を可及的に少量とすることが記載されているが、各成分の含有量を減じることによっては顕著な耐熱性向上は望むべくもない。

特許第３０４３３７５号公報 特許第３８７５３３８号公報

本発明はこのような実状に鑑みてなされたものであって、その目的は、実用的な鋳造性、切削性を確保しながら、耐摩耗性、高温強度、耐熱性に優れた内燃機関用アルミニウム合金製ピストンを提供することにある。

上記課題を解決するために、本発明は、Ｓｉ：１４．５〜１５ｗｔ％、Ｃｕ：３．０〜３．５ｗｔ％、Ｍｇ：０．８〜１．３ｗｔ％、Ｎｉ：２．０〜２．５ｗｔ％、Ｔｉ：０．０５〜０．１５ｗｔ％、Ｐ：０．００９〜０．０１２ｗｔ％、残部がＡｌ及び不可避不純物の過共晶組成を有し、重力金型鋳造で製造されてなる内燃機関用アルミニウム合金製ピストンにある。

本発明に係る内燃機関用アルミニウム合金製ピストンは、上記のように、Ｓｉ含有量を１４．５〜１５ｗｔ％の範囲に設定したので、過共晶組成により耐摩耗性を向上しながらも、熱膨張率が低く抑えられ、高温強度および耐熱性に優れ、かつ鋳造性および切削性も良好である。

本発明に係る内燃機関用アルミニウム合金製ピストンは、Ａｌ−Ｓｉ系合金をベースとし、実用的な鋳造性および切削性を確保しながら、良好な耐摩耗性，高温強度，耐熱性，低熱膨張を有する合金組成を決定するにあたり、最も基礎的な成分であるＳｉ含有量の特定に特に留意した。

Ｓｉは、耐摩耗性の改善に有効な元素であり、特にＳｉ含有量１２．７ｗｔ％以上の過共晶領域において初晶Ｓｉが晶出するときに耐摩耗性は大幅に向上する。また、Ａｌ−Ｓｉ系合金の熱膨張率は、Ｓｉ量の含有量の増加に反比例して減少する。しかし、Ｓｉ含有量が過度に多くなると鋳造性が悪化するため、注湯温度を高くする必要がある。また、切削性も悪くなる。そこで、Ｓｉ含有量の特定にあたり、先ず、Ｓｉ以外の成分を特定すべく、下記のような高温強度試験を行ない、それをベースに、耐摩耗性や耐熱性に優れ、鋳造性および切削性も良好な最適なＳｉ含有量を特定することとした。

表１は、本発明実施例のアルミニウム合金と、従来の共晶合金（ＪＩＳ−ＡＣ８Ａ）、過共晶合金（ＪＩＳ−ＡＣ９Ａ，ＡＣ９Ｂ）、および比較例のアルミニウム合金の、それぞれの合金成分及び組成（ｗｔ％）と、高温強度（ＭＰａ）の試験結果を示す。試験では、各Ａｌ−Ｓｉ系合金を、溶湯温度７５０℃で所定の金型に鋳造した試験片素材を準備し、各試験片素材に対して４９０℃で４時間加熱した後、水冷し、１９０℃で６時間加熱して空冷する熱処理Ｔ６を施した。この熱処理後に高温強度試験を実施した。高温強度は、３００℃で１００時間保持した後、試験温度３００℃で強度を測定した。

比較例では、Ｓｉ含有量を共晶域に留める一方、ＣｕおよびＮｉを従来の一般的な含有量よりも増量したところ、過共晶合金を上回る高温強度が得られた。

Ｃｕは、常温及び高温域における合金の機械的強度及び耐摩耗性を向上させる有効な元素である。このような効果を得るためには３ｗｔ％以上を含有させる必要がある。しかし、４ｗｔ％以上を含有させると金属間化合物の晶出が多くなり脆い材料となる。実施例では、上記比較例と同様にＣｕ含有量を３．３ｗｔ％とした。アルミ地金の製造時のばらつきも考慮すると、Ｃｕ含有量は３．０〜３．５ｗｔ％の範囲が好適である。

Ｎｉは、高温強度及び耐摩耗性を向上させる有効な成分であり、熱膨張率を低減する効果もある。このような効果を得るためには、２．０ｗｔ％以上を含有させる必要がある。しかし、３ｗｔ％以上を含有させると金属間化合物の晶出が多くなり脆い材料となる。実施例では、上記比較例と同様にＮｉ含有量を２．３ｗｔ％とした。アルミ地金の製造時のばらつきも考慮すると、Ｎｉ含有量は２．０〜２．５ｗｔ％の範囲が好適である。

他のＭｇ，Ｔｉ，Ｐについては、実施例、比較例ともに従来例とほぼ等しい一般的な設定としている。以下、参考までにその理由を記載する。

Ｍｇは、Ｃｕと同様に、常温及び高温域における合金の機械的強度及び耐摩耗性を向上させる有効な元素である。このような効果を得るためには、１ｗｔ％程度の含有量が必要である。しかし、２ｗｔ％以上を含有させると金属間化合物の晶出が多くなり脆い材料となる。実施例では、上記比較例および各従来例とほぼ同様の１．００ｗｔ％とした。アルミ地金の製造時のばらつきも考慮すれば、Ｍｇ含有量は０．８〜１．３ｗｔ％の一般的な範囲に設定することが好適である。

Ｔｉは、結晶粒の微細化効果のある元素で鋳造性が向上するとともに、機械的特性の伸びも向上する。このような効果は０．０５〜０．１５ｗｔ％で発揮され、それ以上添加しても効果は向上しない。実施例では、上記比較例および各従来例とほぼ同様の０．１２とした。アルミ地金の製造時のばらつきも考慮すれば、Ｔｉ含有量は０．０５〜０．１５ｗｔ％の一般的な範囲に設定することが好適である。

Ｐは、初晶Ｓｉ粒の微細化に不可欠な元素であり、０．００２ｗｔ％以上のＰを含有させることにより初晶Ｓｉ粒の粗大化が抑制される。ただし、０．０２ｗｔ％を超えて含有させると湯回り不良等の欠陥を発生し、鋳造性が悪化する。実施例では、上記比較例および従来の過共晶合金と同等の０．０１１ｗｔ％とした。アルミ地金の製造時のばらつきも加味すると、Ｐ含有量は０．００９〜０．０１２ｗｔ％の範囲が好適である。

次に、高温強度に優れた上記比較例におけるＣｕ，Ｍｇ，Ｎｉ，Ｔｉ，Ｐの含有量を基本として、Ｓｉ含有量を、過共晶領域で異ならせた各場合（実施例：１４．７ｗｔ％，比較例２：１６．８ｗｔ％，比較例３：１８．６ｗｔ％，比較例４：２３．１ｗｔ％）の耐摩耗性、鋳造性、切削性を評価すべく、以下に述べる３つの試験を行なった。

（実施例１：耐摩耗性評価試験）
耐摩耗性評価試験では、図１に示す叩き摩擦試験機を用いた。上型１１によるＢ方向の叩き荷重を９８Ｎ、下型２１によるＲ方向の反転速度を１５サイクル／分とし、上下の型１１、２１にそれぞれ内蔵したヒーター１２、２２により試験片１０を温度２３０℃に加熱した状態で、試験片１０とピストンリング２０を反復的に叩打し、試験片１０にアルミ凝着痕が発生するまでの時間を測定した。図中２３は、スプリングである。潤滑条件としては、１０Ｗオイル３０を初期塗布のみ行った。各試験片１０としては、上述のようにＳｉ含有量のみ異なる各組成を有するＡｌ−Ｓｉ系合金を、溶湯温度７５０℃で所定の金型に鋳造したものを準備し、それぞれに対して４９０℃で４時間加熱した後、水冷し、１９０℃で６時間加熱して空冷する熱処理Ｔ６を施した。

耐摩耗性の試験結果を表２および図２に示す。図２は、実施例および各比較例の試験結果に基づくＳｉ量とアルミ凝着発生時間の関係を示すグラフである。図２より、Ｓｉ量が約１２％から１７％までの範囲では、Ｓｉ量が増加するにつれてアルミ凝着発生時間は長くなり、Ｓｉ量の増加とともに耐摩耗性は向上する。Ｓｉ量１７％以上ではアルミ凝着発生時間はほぼ一定となる。アルミ凝着痕発生するまでの時間が長いほど耐摩耗性は良好であり、この試験から、Ｓｉ含有量が１４％以上でも比較例に対して２０％以上の向上が見込めることになる。

（実施例２：鋳造性評価試験）
表２に示される実施例、比較例、比較例２の各Ａｌ−Ｓｉ系合金の溶湯を、注湯温度７２０℃で渦巻状のシェル中子へ注湯し、その際の到達距離（流動長）を測定した。この流動長が長い程、湯流れ性、すなわち鋳造性が良いと言える。また、同じ渦巻状のシェル中子を用いて、上記各Ａｌ−Ｓｉ系合金について、ピストン一般材料のＪＩＳ−ＡＣ８Ａ（従来例１）と同等の湯流れ性が得られる場合の注湯温度を測定した。これらの結果は、先述した表２および図２に重ねて示されている。

これらの試験結果から、比較例２についてＡＣ８Ａと同等の湯流れ性を確保するには、注湯温度を７８０℃以上にする必要があり、ＡＣ８Ａ材や比較例（Ｓｉ：１１．７ｗｔ％）に比べ大幅なコスト高となる。したがって、鋳造性および溶解コストの面からＳｉ含有量は１５％以下にすることが好ましい。なお、比較例３、４については、耐摩耗性評価試験において比較例２と耐摩耗性がほぼ同様であったのに対して、比較例２に比べて鋳造性の更なる低下が見込まれたので試験を行なわなかった。

（実施例３：切削性評価試験）
表２に示される実施例、比較例、比較例２の各Ａｌ−Ｓｉ系合金によりピストンを鋳造し、所定の熱処理Ｔ６を実施した後、ＪＩＳ−ＡＣ８Ａ（従来例１）によるピストンと同一の切削条件で各ピストンを切削加工し切削性についての評価を行なった。切削性は、バイト寿命が長く切削面も良好なものを◎、バイト寿命及び切削面共にほぼ良好なものを○、バイト寿命及び切削面それぞれに難点があるものを△で判定した。これらの結果は、先述した表２および図２に重ねて示されている。切削性評価の結果から、Ｓｉ含有量が１６．８％の比較例２では、極端な切削性の悪化が認められた。実用上の切削加工において、Ｓｉ量は１５％が限界である。

以上の試験結果から、図２に示されるように、高温強度、耐摩耗性および低熱膨張率でありながら、実用的な鋳造性および切削性を確保する上では、Ｓｉ含有量１４．７ｗｔ％の実施例のＡｌ−Ｓｉ系合金が最適であり、アルミ地金製造時のばらつきを考慮すると、Ｓｉ含有量：１４．５〜１５ｗｔ％の範囲が、内燃機関のピストン用として最もバランスのとれたＡｌ−Ｓｉ系合金であると言える。

次に、本発明実施例のＡｌ−Ｓｉ系合金の耐摩耗性、高温強度、耐熱性および熱膨張の物性について、ピストン一般材料のＪＩＳ−ＡＣ８Ａ（従来例１）と比較する。
（１）耐摩耗性について
表２に本発明実施例のＡｌ−Ｓｉ系合金の耐摩耗性（アルミ凝着発生時間：１２５分）は、一般材料ＡＣ８Ａ材（アルミ凝着発生時間：６９分）に対して約１．８倍、比較例（アルミ凝着発生時間：９７分）に対して約１．３倍の耐摩耗性を有し、本発明実施例のＡｌ−Ｓｉ系合金をピストンに用いることで、リング溝、ピストンピン穴、スカートの耐摩耗性向上によるピストンの耐久性能の向上が可能となる。
（２）高温強度について
図３は、本発明実施例および従来例のＡｌ−Ｓｉ系合金の強度と温度の関係を示すグラフであり、このグラフに示されるように、本発明実施例のＡｌ−Ｓｉ系合金は、２５０℃〜３００℃の高温側で、一般材料ＡＣ８Ａ材に対して１６％から２０％程度の強度向上が認められ、ピストンに用いることで、ピストンヘッド部の薄肉化／軽量化が可能となる。
（３）低熱膨張について
図４のグラフに示されるように、本発明実施例のＡｌ−Ｓｉ系合金は、一般材料ＡＣ８Ａ材に対して、全ての温度領域に亘り熱膨張係数が７〜１０％低減されており、ピストンに用いることで、ピストンクリアランスを小さくすることができ、ピストンとシリンダー内面で発生する騒音、振動を抑制するうえで有利である。
（４）耐熱性(高温化での硬度低下)について
耐熱性について、３００℃で１００時間保持後の室温硬さ（ＨＲＦ）を測定したところ、図５に示されるように、本発明実施例のＡｌ−Ｓｉ系合金の室温硬さは、一般材料ＡＣ８Ａに対して１１ポイント高く、耐熱性に優れ、ピストンに用いることで、ピストンヘッド部の高温強度向上、リング溝の耐摩耗性向上に寄与できる。

耐摩耗性評価試験の用いた叩き摩擦試験機を示す概略図である。 本発明実施例および比較例のＡｌ−Ｓｉ系合金の耐摩耗性、鋳造性、切削性の各評価試験結果を示すグラフである。 本発明実施例および従来例のＡｌ−Ｓｉ系合金の強度と温度との関係を示すグラフである。 本発明実施例および従来例のＡｌ−Ｓｉ系合金の温度と線膨張係数との関係を示すグラフである。 本発明実施例および従来例のＡｌ−Ｓｉ系合金の室温硬さ試験結果を示すグラフである。

符号の説明

１０ 試験片
１１ 上型
１２、２２ ヒーター
２０ ピストンリング

Claims (1)

1. Ｓｉ：１４．５〜１５ｗｔ％、Ｃｕ：３．０〜３．５ｗｔ％、Ｍｇ：０．８〜１．３ｗｔ％、Ｎｉ：２．０〜２．５ｗｔ％、Ｔｉ：０．０５〜０．１５ｗｔ％、Ｐ：０．００９〜０．０１２ｗｔ％、残部がＡｌ及び不可避不純物の過共晶組成を有し、重力金型鋳造で製造されてなる内燃機関用アルミニウム合金製ピストン。

Images