JP5555657B2

JP5555657B2 - 内燃機関のピストン

Info

Publication number: JP5555657B2
Application number: JP2011085957A
Authority: JP
Inventors: 正登佐々木; 智一高橋
Original assignee: Hitachi Automotive Systems Ltd
Current assignee: Hitachi Astemo Ltd
Priority date: 2011-04-08
Filing date: 2011-04-08
Publication date: 2014-07-23
Anticipated expiration: 2031-04-08
Also published as: JP2012219325A

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。

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。

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。

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。

特開平５−７８７６４号公報

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。

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。

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。

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。

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。

本発明に係る内燃機関のピストンの実施形態を示し、Ａはピストンの俯瞰図、Ｂはピストンの下方からみた斜視図である。本実施形態のピストンが鋳造される鋳造用金型を示す縦断面図である。第１実施例に係るピストンの冠部におけるＭｇ合金の結晶粒径と疲労強度との関係を示す特性図である。図３の特性図に対応した結晶粒径と疲労強度との関係を示した表である。第１実施例におけるＭｇ合金のそれぞれ結晶粒径の顕微鏡写真であって、Ａは結晶粒径が７７μｍの場合、Ｂは１０７μｍの場合、Ｃは１３８μｍの場合を示している。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

〔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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

〔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。

〔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。

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

Claims

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する内燃機関のピストン。
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する内燃機関のピストン。