JP6001989B2 - 内燃機関用ピストンの表面改質方法及び内燃機関用ピストン - Google Patents

Description

本発明は，内燃機関用ピストンの表面改質方法，及び前記方法で表面改質がされた内燃機関用ピストンに関し，高温下における使用によっても強度の低下が生じない内燃機関用ピストンの表面改質方法，及び前記方法で表面改質された内燃機関用ピストンに関する。

内燃機関用ピストンは，その機能から，高温環境で爆発圧力を受けながら高速で往復運動を繰り返すことから高強度であることが要求される一方，燃費の向上等の観点から，軽量であることが要求される。

このような内燃機関用ピストンとしては，軽量化を目的として，例えばＡＣ８Ａ等のアルミ−珪素系合金が使用されていると共に，時効硬化処理等によって内燃機関用ピストンの結晶粒を微細化させることで，強度の向上が図られている。しかし，一例としてガソリンエンジンにおいてピストンの温度は３００℃程度に迄上昇する場合があるが，前述した時効硬化によって高強度化されたピストンは，時効硬化処理温度（約２００〜２５０℃）を越える高温環境下で使用すると，時効硬化によって微細化されていた結晶の再結晶化が進み，結晶粒が粗大化して著しく強度が低下する。

そのため，高温環境下で使用されるアルミ−珪素系合金の高温強度を向上させるための方法が要望されている。

このようなアルミ−珪素系合金の高温強度を向上させる方法として，合金として添加する成分自体の見直しも検討されているが，一例として高温強度を向上させる成分であるニッケル銅等を多量に添加すると，アルミ−珪素系合金の比重が増加してピストンの重量が増加するために，強度の向上は得られるものの軽量化の要求を満足することができなくる。

また，合金成分の見直しによる高強度化にあっては，鋳造時に合金成分を微細化・均一化等することが難しく，その結果，機械的特性の改善が不十分であったり，品質にばらつきが生じる等の問題があり，更に，材料強度の向上は，一方において鋳鍛造性や加工性の低下をもたらし，特に切削加工性は高強度化が進むにつれて大幅に低下し，強度向上と加工性の低下は背反事項として必ず起こる問題である。

そのため，このような材料の高強度化は，内燃機関用ピストンの生産性を低下させ，製造コストを高める一因となることから，安易に強度を向上する事が困難である。

このように，合金材量の調整による場合，生産性や加工性を犠牲にすることなく内燃機関用のピストンの高温強度の向上と軽量化の両立を図ることが困難であることから，鋳鍛造工程において行う処理をそのままに，鋳鍛造工程を経て製造されたアルミニウム合金製部材に対して事後的に行う処理によって機械的特性の改善を図ることも提案されている。

このような方法の一例として，アルミニウム合金製部材の表面にショットピーニング処理を施すことによりアルミニウム合金製部材の表面を改質する方法が提案されており，ショット材と微粒子とを混合した状態で噴射することにより，ショット材がアルミニウム合金製部材の表面部をショットする時にショット材中に微粒子が伴われる状態でショットピーニングを行うことにより，上記微粒子をアルミニウム合金製部材の表面部に分散状態で埋め込ませる表面改質方法が提案されており（特許文献１の請求項１参照），この方法によれば，上記ショットにより埋め込まれる微粒子が持つ固有の特性により，耐摩耗性，耐食性が向上し，アルミニウム合金製部材の強度信頼性が増大するとしている（特許文献１の「0017」欄）。

また，別の方法として，鋳鍛造により得たアルミ−珪素系合金の内燃機関用ピストンの表面に，Ｆｅ，Ｍｎ，Ｚｎ，Ｔｉ，Ｃ，Ｓｉ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｗ，Ｃｕ，Ｓｎ，Ｚｒ等の前記ピストンを構成する合金中に拡散浸透することにより該合金の強度を向上させる強化元素を含む粒径２０〜４００μmの噴射粒体を，噴射速度８０m/s以上，又は噴射圧力０．３MPa以上で噴射して衝突させ，前記噴射粒体の衝突により，前記鋳鍛造において前記ピストン表面に生じた表面欠陥部の酸化物を除去し，且つ，前記表面に生じた表面欠陥を修復すると共に，前記ピストンの表面付近において前記ピストンの前記合金中における合金元素を微細化し，かつ，前記噴射粒体中の前記強化元素を前記ピストンの表面付近に拡散浸透させて，前記ピストン表面に，前記合金元素と前記噴射粒体中の強化元素を含む，金属組織が均質・微細化された改質層を形成することも提案されている（特許文献２）。

特開平５−８６４４３号公報 特開２００８−０５１０９１号公報

前掲の特許文献１，２に記載の表面改質方法を，内燃機関用ピストンの機械的強度の改善のために用いる場合，このような表面改質は，鋳鍛造工程を経た後の内燃機関用ピストンに対して行われるものであるために，ピストンの鋳鍛造自体は従来通りの方法によって行うことができ，その結果，合金成分の変更によって生じる前述の各種の問題からは開放されることとなる。

しかし，このうちの特許文献１に記載の方法では，前述のようにアルミニウム合金製部材の表面部に分散状態で微粒子を『埋め込み』，このようにして埋め込んだ微粒子固有の特性により，耐摩耗性，耐食性を向上させてアルミニウム合金製部材の強度信頼性を増大させており，このような『埋め込み』を行うために，埋め込まれる微粒子を，この微粒子よりも大径のショット材中に混入してショットピーニングを行うものとしている（特許文献１の「0040」欄他）。

そのため，前記特許文献１に記載の方法による場合，前述の微粒子はアルミニウム合金製部材の表面部に『埋め込まれる』だけであり，微粒子はアルミニウム合金製部材との間に強固な結合状態を生じておらず，表面部より剥離，脱落等が生じやすく，このような剥離，脱落が生じれば，微粒子固有の特性による機械的特性の向上は期待できない。

また，前掲の特許文献１には，アルミニウム合金製部材の表面に埋め込まれた微粒子を，アルミニウム合金製部材の表面に拡散させる方法についても開示するが，このような拡散を行うためには，微粒子の埋め込みが行われた後のアルミニウム合金製部材に対し，更に加熱処理等を施すものとしており（特許文献１の請求項３，「0038」「0039」欄等），工程数の増加による処理の長時間化とコスト増を招く。

また，このような熱処理を行えば，アルミニウム合金製部材のサイズが変化したり，歪みが生じるおそれもあり，熱処理における温度，処理時間等の厳格な管理が必要となる。

なお，内燃機関用ピストンにあっては，湯境等の微細な表面欠陥が切欠き脆化を生じさせる等，表面欠陥の修復は強度の向上を得るための重要な要素であるが，特許文献１に記載の方法では，このような表面欠陥を修復するための構成を備えていないだけでなく，前述のようなアルミニウム合金製部材に対する金属微粒子の埋め込みは，むしろ切欠き脆化を生じさせる原因となることが予想される。

また，合金元素の微細化・均一化を行うことは内燃機関用ピストンの機械的性質の改善，品質の均一化に貢献するものであるが，特許文献１に記載の発明にあっては，この課題に対応する構成についての開示はない。

従って，合金元素の微細化，均一化を得ようとすれば，鋳造段階での工程によってこれらを実現するか，アルミニウム合金製部材の表面に埋め込まれた微粒子をアルミニウム合金製部材の表面に拡散させるために行う熱処理において同時に行う必要があり，工程数が増加すると共に熱処理の際の温度管理に厳密さが要求されることになる。

一方，特許文献２に記載の方法では，鋳鍛造によって得た内燃機関用ピストンの表面に噴射粒体を衝突させることにより，鋳鍛造性，加工性等の生産性に影響を与えることなく，低コストで容易に内燃機関用ピストンの機械的強度の向上を図ることができるという特許文献１に記載の発明の利点をそのまま踏襲するだけでなく，別途に熱処理等を行うことなく，内燃機関用ピストンの表面と一体化した強固な表面改質層を形成することができると共に，湯境等の微細な表面欠陥の修復や，ピストンの表面付近における合金元素の微細化，均質化等の処理についても併せて行うことができるものとなっている。

しかし，上記特許文献２に記載の方法によって内燃機関用のピストンに表面改質層を形成した場合であっても，これを高温環境下で使用する場合には一定の強度低下が見られ，ブラスト加工を行った直後の強度を完全には維持することができなかった。

そこで本発明は，上記従来技術における欠点を解消するためになされたものであり，表面改質処理を行った後，高温環境下において使用した場合であっても強度の低下が生じない，内燃機関用ピストンの表面改質方法及び前記方法によって表面改質された内燃機関用のピストンを提供することを目的とする。

上記目的を達成するために，本発明の内燃機関用ピストンの表面改質方法は，
粒径２０〜２００μm，温度２５℃における熱伝導率３０W/m・k以下，比重７．５g/cm³以上の鉄系合金製のショットを噴射粒体とし，
前記噴射粒体を鋳鍛造により得たアルミニウム−珪素合金もしくは，例えば，Ａ２６１８等のアルミ‐銅合金から成る内燃機関用ピストンの表面に，酸素が存在する空間においてアークハイト値を０．０７〜０．１３mm(N)（実施例において０．１０mm(N)）と成す条件で噴射する第１噴射処理を行い，
前記第１噴射処理を経た前記内燃機関用ピストンの表面に，前記噴射粒体を酸素が存在する空間においてアークハイト値を０．１３〜０．２２mm(N)（実施例において０．２０mm(N)）と成す条件で噴射する第２噴射処理を行い，
その後，前記内燃機関用ピストンを，酸素の存在する空間中で１７０〜１９０℃，１．５時間以上の加熱処理を施すことを特徴とする（請求項１）。

上記内燃機関用ピストンの表面改質方法において，前記第１噴射処理と第２噴射処理で合計２００〜５００％（実施例において３００％）のカバレージとなるよう前記噴射粒体を噴射することが好ましい（請求項２）。

この場合，前記第１噴射処理を，カバレージ１００〜２００％（実施例において１００％）の範囲で行うと共に，前記第２噴射処理を，カバレージ１００〜３００％（実施例において２００％）の範囲で行うものとしても良い（請求項３）。

更に，前記表面改質方法において，前記噴射粒体は，ハイス鋼又はステンレス鋼によって形成することができる（請求項４）。

また，本発明の内燃機関用のピストンは，アルミニウム−珪素合金製の内燃機関用ピストンの表面改質部に，最表面から深さ３〜３０μmの範囲に，微細化されたアルミ及び／又はアルミ系合金の結晶粒界に，アルミ−鉄系合金の安定した酸化物からなる粒界酸化物を備えた表面改質層が形成されていることを特徴とする（請求項５）。

以上で説明した方法によって，最表面から約３〜３０μmの範囲内に，微細化されたアルミ及び／又はアルミ系合金の結晶粒界に，アルミと噴射粒体中の鉄系材料の合金が酸化して得られた粒界酸化物が存在する構造を有する表面改質層を形成する表面強化処理を行うことで，表面強化処理後の内燃機関用ピストンは，これを時効硬化処理温度（一例として２００〜２５０℃）を越える高温環境下（一例として３５０℃）で使用した場合であっても，表面硬度の低下を生じない内燃機関用ピストンを得ることができた。

このような高温環境下における硬度低下が防止できた理由は必ずしも明らかではないが，上記方法によって形成された表面改質層では，微細化したアルミ及び／又はアルミ系合金の結晶粒界に存在する，アルミ−鉄系合金の安定した酸化物である粒界酸化物が，高温が加えられた際にアルミ及び／又はアルミ系合金の結晶粒の再結晶を阻害することで，結晶粒が粗大化して硬度が低下することを防止しているものと考えられる。

実施例のピストンの表面部における断面電子顕微鏡写真， 実施例のピストンの表面改質層部分の断面電子顕微鏡写真， 実施例の成分分析結果（酸素濃度を含む）を示すグラフであり，（Ａ）は，図２中の「分析１」，（Ｂ）は，図２中の「分析２」部分の分析結果を示す， 図２の電子顕微鏡写真中における粒界酸化物の分布を示す模式図， ３５０℃で１００時間加熱した後の実施例のピストンの表面部における断面電子顕微鏡写真， 実施例と比較例５のピストンの加熱（３５０℃×１００時間）前後における硬度変化の様子を示すグラフ， 比較例１の成分分析結果（酸素濃度を含む）を示すグラフ， 比較例２の成分分析結果（酸素濃度を含む）を示すグラフ， 比較例４の成分分析結果（酸素濃度を含む）を示すグラフである。

次に，本発明の実施形態につき以下説明する。

〔表面処理方法〕
処理対象（内燃機関用ピストン）
本発明で処理対象とする内燃機関用ピストンは，内燃機関用のものであれば特に限定されず，ガソリンエンジン用，ディーゼルエンジン用，その他，如何なるものであっても良い。

処理対象とする内燃機関用ピストンの材質は，アルミ−珪素系合金もしくは，例えば，Ａ２６１８等のアルミ‐銅合金等から成る材料であり，鋳鍛造により得たピストンを対象としている。

前述の内燃機関用ピストンは，その表面全体を処理対象としても良いが，必ずしも内燃機関用ピストンの表面全体を処理対象とする必要はなく，表面の一部に対して本発明の方法による処理を行うことも可能である。

なお，内燃機関用ピストンの表面の一部に対し，本発明の方法による処理を行う場合には，以下の部分のいずれか１箇所，若しくは複数箇所に対して，本発明の方法による表面処理を行うことが好ましい。
・ 表面に鋳造時，湯境等の欠陥が発生している部位
・ 応力が高く強度が必要な部位
・ 軽量化の必要な部位
・ 製品時鋳肌状態の面
・ 耐摩耗性・耐熱性が必要な部位

噴射粒体
噴射粒体としては，粒径２０〜２００μm，温度２５℃における熱伝導率が３０W/(m・K)以下，比重７．５g/cm³以上の鉄系合金製のものを使用する。

ここで，後述するように，ピストンの表面付近における微細なアルミ及び／又はアルミ系合金の微細な結晶粒界に，アルミ−鉄系合金の酸化物からなる粒界酸化物を生じさせるためには，噴射粒体中の鉄（Ｆｅ）成分を拡散浸透させると共に，酸化に必要な発熱を生じさせる必要があり，噴射粒体を強力なエネルギーを伴ってピストンの表面に衝突させることが必要である。

前述した噴射粒体の粒径，熱伝導率，及び比重は，前述した衝突エネルギーと発熱を得るために必要な条件であり，噴射粒体の粒径が２０μm未満である場合には，上記比重の範囲内にある噴射粒体を使用しても必要な衝突エネルギーを得ることができず，また，噴射粒体が２００μmを越えると，衝突エネルギー全体は大きなものとなるが，衝突面積が広がるためにエネルギーが分散されてしまい，噴射粒体の成分をピストンの表面に拡散浸透させることができなくなるだけでなく，発熱が局部的ではなくなるために，必要な温度上昇が得られなくなる。

また，温度２５℃における熱伝導率が３０W/(m・K)以下という，比較的熱伝導率の低い材質の噴射粒体を使用することで，衝突時に発生した熱が局所に集中することにより粒界酸化物の発生に必要な発熱が得られるものとなっている。

このような熱伝導率及び比重を有する鉄系金属の一例として，ハイス鋼やステンレス鋼を挙げることができる。

噴射条件
以上で説明した噴射粒体は，処理対象である前述の内燃機関用ピストン表面に対し，アークハイト値を０．０７〜０．１３mm(N)として行う第１噴射工程と，アークハイト値を０．１３〜０．２２mm(N)として行う第２噴射工程の２回に分けて行われる。

このように，アークハイト値の異なる２工程に分けて噴射粒体の噴射を行う理由は，鋳鍛造によって製造されたピストンの最表面は，製造時に発生する酸化物，鋳巣，しわ等の発生により状態にばらつきがあるため，アークハイト値を比較的低く設定した第１噴射工程によってピストンの極最表面部を均一化した後，アークハイト値を高めた第２噴射工程によって噴射粒体を衝突させることにより，ピストンの加工表面に均一な表面改質層を形成することができるものとなっている。

上記のようにして行われる噴射粒体の噴射は，第１噴射工程と第２噴射工程の２回の噴射工程により，合計でカバレージが２００〜５００％となるように行うことが好ましく，より好ましくは，アークハイト値と同様，第１噴射工程におけるカバレージを，第２噴射工程におけるカバレージに対し低く設定する。

各工程における好適なカバレージの範囲は，第１噴射工程におけるカバレージが１００〜２００％，第２噴射工程におけるカバレージが１００〜３００％である。

このような噴射粒体の噴射に使用する装置としては，既知の各種のブラスト加工装置，ショットピーニング装置を使用することができ，このような噴射装置としては，直圧式，サクション式，その他のいずれの噴射方式のものを使用しても良い。

ピストン表面に対する噴射粒体の衝突は，前述したようにアルミ−珪素系合金や鉄系合金の酸化によって粒界酸化物を発生させるために，例えば空気中のように酸素が存在する空間において噴射粒体の衝突を行い，従って噴射に使用する加速流体としても，圧縮空気を使用することが好ましい。

熱処理
以上のようにして，２工程の噴射粒体の噴射が終了した後，処理対象としたピストンに対し，大気中において１７０〜１９０℃の温度において１．５時間以上の加熱を行う。

噴射粒体の衝突によって生じる発熱は，微小な噴射粒体とピストン表面との衝突位置において生じるため，局所的であると共に，噴射粒体の衝突によって短時間のうちに急激な発熱と冷却が繰り返されるために，安定した酸化物とはならずに，安定した酸化物に比して，結合する酸素量が少ない酸素欠乏構造を伴う不完全な酸化形態を取り，特に，表面から内部に入るに従い，このような酸素欠乏構造となる傾向が増大する（特許文献２［0120］欄）。

そのため，前述した噴射粒体の噴射を完了した後，大気中において加熱を行い，アルミ−鉄系合金の酸化を促進させて安定した酸化物が得られるようにした。

なお，安定した酸化状態にある粒界酸化物が形成される前に高温度で加熱をすると，結晶粒の粗大化や製品の寸法変化が生じてしまう一方，温度が低すぎる場合，加熱時間が短すぎる場合には，酸化の促進を行うことができないことから，この熱処理は，１７０〜１９０℃で１．５時間以上行う。

作用
以上のようにして，粒径２０〜２００μm，温度２５℃における熱伝導率が３０W/(m・K)以下，比重７．５g/cm³以上の鉄系合金製の金属粒体を，前述したアークハイト値となるように２段階に分けて噴射すると共に，その後，１７０〜１９０℃の温度で１．５時間以上の熱処理を行うと，アルミ−珪素系合金製のピストンの表面には，微細化されたアルミ及び／又はアルミ系合金の結晶粒界に，アルミ−鉄系合金の酸化物から成る粒界酸化物を備えた表面改質層が形成された。

このように本発明の方法によって表面改質を行うことで，表面改質処理を行った後のアルミ−珪素系合金のピストンでは，アルミ−珪素系合金の時効硬化処理温度である２００〜２５０℃を上回る３５０℃の温度で１００時間の加熱をした後においても，硬度が低下しないという，優れた高温特性を示すものであった。

このように，高温環境下に置いた場合においてもピストンの表面硬度が低下しない理由については必ずしも明らかではないが，本発明の方法により表面改質処理が行われたピストンの表面に形成された表面改質層が，アルミ及び／又はアルミ系合金の結晶粒界に，前述した粒界酸化物が存在することで，３５０℃という比較的高温による加熱によっても表面改質層の結晶粒が粗大化することを阻止できたためであると考えられる。

すなわち，金属の酸化物は，酸化していない金属に比較して安定な状態を示し，酸化した金属は，未酸化の金属に比較して硬度が増加したり，融点が上昇したりする。

そのため，一旦微結晶構造とされたアルミの結晶粒界に，安定した物質であるアルミ−鉄系合金の酸化物から成る粒界酸化物が形成されることで，加熱によってアルミの結晶粒が粗大化しようとしても，このような粗大化は安定した粒界酸化物の存在によって阻止され，その結果，表面改質層が加熱後においても微結晶構造を維持するためであると考えられる。

その結果，本発明の方法によって表面改質処理が施されたピストンにあっては，高温環境下での使用によっても硬度低下が起こっていないものと考えられる。

次に，本発明の方法による表面改質処理に関する試験例につき，以下に説明する。

（１）表面改質条件の確認試験
時効硬化処理を行った自動車のガソリンエンジン用アルミ−珪素系合金製ピストン（ＡＣ８Ａ）のスカート部に対し，下記の表１に示す条件でそれぞれ表面処理を行うと共に，処理後のピストンの表面付近の構造を観察すると共に，大気中で３５０℃の温度に１００時間加熱した後の表面硬度の変化の様子を確認した。その結果を，表２に示す。

上記処理条件で表面改質処理を行ったピストンのうち，実施例に記載の条件で表面改質処理を行ったピストンの表面部分の断面電子顕微鏡写真を図１に，このうちの表面改質層部分の拡大画像を図２にそれぞれ示す。

また，図２として添付した電子顕微鏡写真（拡大画像）中に，「分析１」，「分析２」として示した部分の成分分析結果を図３（Ａ），及び図３（Ｂ）にそれぞれ示すと共に，この成分分析結果に従って，粒界酸化物の分布を模式的に示した図を，図４に示す。

図１から明らかなように，本願発明の方法（実施例）によって表面改質処理を行ったピストンには，その最表面から約３０μmの範囲に，微細な結晶構造を持った表面改質層が形成されていることが確認された。

この表面改質層における各部の構造は，図２中に「分析２」として表示した部分では，略アルミの成分しか確認できなかったのに対し，このアルミの成分が検出された部分の結晶粒と他の結晶粒との間に存在する「分析１」の部分では，アルミ(Al)の他，鉄(Fe)及び比較的多量の酸素(O)の存在が確認されており，この部分がアルミ−鉄系合金の酸化物によって形成されていることが確認されている。

この成分分析結果に従い，アルミ−鉄系合金の酸化物の存在部分を図４中にハッチングで示すと，この酸化物（本願明細書で言う「粒界酸化物」）は，表面改質層中に生じているアルミ及び／又はアルミ系合金の結晶粒界の部分に比較的広範囲に亘り存在していることが判る。

そして，このようにして，表面改質層が，アルミ及び／又はアルミ系合金の結晶粒界に，アルミ−鉄系合金の酸化物である粒界酸化物が存在する構造を備えたものにあっては，表面改質処理を行った後に，３５０℃で１００時間の加熱処理を行った場合においても，表面硬度の低下が見られなかった（図６）。

これに対し，時効硬化熱処理を行ったままのピストン（比較例５）では，３５０℃で１００時間の加熱を行うと，ピストンの硬度は大幅に低下した（図６参照）。

また，噴射粒体の熱伝導率が４８（W/m・K）と本願の範囲より高く，且つ，比重が７．２８(g/cm³)と本願の範囲に対して小さい噴射粒体を使用した比較例１では，表面改質層の形成と粒界酸化物の存在を確認することができたものの，実施例の場合に比較して粒界酸化物の分布が僅かであると共に，粒界酸化物中において検出された酸素濃度が実施例の場合に比較して低いものとなっていた〔図７（Ａ）〕。

更に，噴射粒体の熱伝導率が３１W/m・Kと，本願所定の範囲を僅かに超えている比較例２では，表面改質層における粒界酸化物の存在は確認されたものの，粒界酸化物中の酸素濃度が実施例の場合に比較して僅かに低く〔図７（Ｂ）〕，３５０℃で１００時間の加熱を行った後，僅かであるが，表面硬度が低下することが確認された。

また，噴射粒体として本願所定の条件のものを使用した場合であっても，噴射粒体の噴射後の熱処理を省略した比較例４にあっても，粒界酸化物の存在は確認されたものの，比較例１，２に比較して酸素濃度が低くなっており，試験初期段階での性能が若干劣る〔図７（Ｃ）〕。但し３５０℃で１００時間の加熱を行った後は，熱処理を行った状態とほぼ同一と成った。

熱処理を行う理由としては，エンジン運転の初期段階で，性能を十分発揮していないため，最表面に強度・耐摩耗性等に対して致命的な影響を受けて劣化をうけることを防止するためである。

なお，噴射粒体及び加熱条件共に本願所定の条件で行っているものの，噴射粒体の噴射を，２段階に分けることなく一度に行った比較例３では，表面改質層中に粒界酸化物が形成されていると共に，形成された粒界酸化物の酸素濃度も，実施例の場合と同程度のものであり，更に，３５０℃で１００時間の加熱を行った後においても，硬度の明確な低下は確認できなかった。

しかし，比較例３に記載の方法で表面改質処理を行ったピストンにあっては，表面改質処理後においても表面に鋳鍛造の際に生じた鋳巣やしわが完全に消えずに残っており，このような鋳巣やしわを基点とした切り欠き脆化のおそれがあるものであった。

なお，図５に，実施例に記載の条件で表面改質処理を行ったピストンを，３５０℃で１００時間加熱した後の表面付近の断面電子顕微鏡写真を添付する。

図５から判るように，最表面から３０μmの範囲(図５では約１０μm)に形成された表面改質層内では，加熱を行った後においても微結晶構造が維持されていることが判る。

一方，表面改質層よりも下の母材側では，３５０℃で１００時間の加熱を行う前のピストン（図１参照）に比較して，結晶粒が粗大化していることが判り，時効硬化熱処理によって微細化しただけで，結晶粒界に粒界酸化物が生じていない構造では，３５０℃で１００時間加熱すると，結晶粒の粗大化が生じることが判る。

以上の結果から，表面改質層中に存在する粒界酸化物の存在が，高温環境下に置かれたピストンの結晶粒の粗大化を防止して微結晶構造を維持することで硬度低下が防止されているものと考えることができる。

また，この粒界酸化物は，酸素濃度が高く，従って安定した酸化状態にある程，高温環境下に曝された後の硬度低下の防止能力が高いことが判る。

そして，このような安定した酸化状態にある粒界酸化物を得る上で，本願で規定する数値範囲の噴射粒体を使用して，２段階の噴射工程を経て噴射粒体の噴射を行うと共に，噴射粒体を噴射した後，１７０〜１９０℃で１．５時間以上の加熱処理を行うことの有効性が確認された。

Claims (5)

1. 粒径２０〜２００μm，温度２５℃における熱伝導率３０W/m・k以下，比重７．５g/cm³以上の鉄系合金製のショットを噴射粒体とし，
   前記噴射粒体を鋳鍛造により得たアルミニウム−珪素合金もしくはアルミ‐銅系合金製の内燃機関用ピストンの表面に，酸素が存在する空間においてアークハイト値を０．０７〜０．１３mm(N)と成す条件で噴射する第１噴射処理を行い，
   前記第１噴射処理を経た前記内燃機関用ピストンの表面に，前記噴射粒体を酸素が存在する空間においてアークハイト値を０．１３〜０．２２mm(N)と成す条件で噴射する第２噴射処理を行い，
   その後，前記内燃機関用ピストンを，酸素の存在する空間中で１７０〜１９０℃，１．５時間以上の加熱処理を施すことを特徴とする内燃機関用ピストンの表面改質方法。
2. 前記第１噴射処理と第２噴射処理で合計２００〜５００％のカバレージとなるよう前記噴射粒体を噴射したことを特徴とする請求項１記載の内燃機関用ピストンの表面改質方法。
3. 前記第１噴射処理を，カバレージ１００〜２００％の範囲で行うと共に，前記第２噴射処理を，カバレージ１００〜３００％の範囲で行うことを特徴とする請求項２記載の内燃機関用ピストンの表面処理方法。
4. 前記噴射粒体を，ハイス鋼又はステンレス鋼によって形成したことを特徴とする請求項１〜３いずれか１項記載の内燃機関用ピストンの表面改質方法。
5. アルミニウム−珪素合金もしくはアルミ‐銅系合金製の内燃機関用ピストンの表面改質部に，最表面から深さ３〜３０μmの範囲に，微細化されたアルミ及び／又はアルミ系合金の結晶粒界に，アルミ−鉄系合金の安定した酸化物からなる粒界酸化物を備えた表面改質層が形成されていることを特徴とする内燃機関用ピストン。