JPH11336899A - トップリング溝の上方位置設置が可能なＡｌ−Ｓｉ系合金製ピストン - Google Patents
トップリング溝の上方位置設置が可能なＡｌ−Ｓｉ系合金製ピストンInfo
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- JPH11336899A JPH11336899A JP14102998A JP14102998A JPH11336899A JP H11336899 A JPH11336899 A JP H11336899A JP 14102998 A JP14102998 A JP 14102998A JP 14102998 A JP14102998 A JP 14102998A JP H11336899 A JPH11336899 A JP H11336899A
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- F05—INDEXING SCHEMES RELATING TO ENGINES OR PUMPS IN VARIOUS SUBCLASSES OF CLASSES F01-F04
- F05C—INDEXING SCHEME RELATING TO MATERIALS, MATERIAL PROPERTIES OR MATERIAL CHARACTERISTICS FOR MACHINES, ENGINES OR PUMPS OTHER THAN NON-POSITIVE-DISPLACEMENT MACHINES OR ENGINES
- F05C2201/00—Metals
- F05C2201/02—Light metals
- F05C2201/021—Aluminium
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- Pistons, Piston Rings, And Cylinders (AREA)
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 トップリング溝の上方位置設置が可能なＡｌ
−Ｓｉ系合金製ピストンを提供する。 【解決手段】 ピストン鋳物本体のトップリング溝をピ
ストンリング耐摩環の鋳包みにより形成してなるＡｌ−
Ｓｉ系合金製ピストンにおいて、上記ピストン鋳物本体
を、重量％で、Ｓｉ：１１〜１３％、Ｃｕ：０．８〜
１．３％、Ｍｇ：０．７〜１．３％、Ｎｉ：０．８〜
１．５％、Ｆｅ：０．２〜１％、Ｍｎ：０．０５〜０．
３％、を含有し、残りがＡｌと不可避不純物からなる組
成を有する初晶Ｓｉ分散Ａｌ−Ｓｉ系合金で構成し、か
つ上記ピストンリング耐摩環を、同じく重量％で、Ｃ
ｒ：０．５〜５％、Ｍｎ：０．２〜１％、Ｓ：０．０５
〜１％、Ｂ：０．０５〜１％、Ｃ：０．５〜５％、Ｎ
ｉ：１〜１２％、Ｔｉ：０．５〜５％、Ｃｕ：１〜８
％、を含有し、さらに必要に応じてＭｏ：０．１〜２
％、を含有し、残りがＦｅと不可避不純物からなる組
成、並びに素地はオーステナイト相を主体とし、かつ気
孔内には析出成長した遊離黒鉛が存在する組織を有する
遊離黒鉛析出鉄系焼結材料で構成する。
−Ｓｉ系合金製ピストンを提供する。 【解決手段】 ピストン鋳物本体のトップリング溝をピ
ストンリング耐摩環の鋳包みにより形成してなるＡｌ−
Ｓｉ系合金製ピストンにおいて、上記ピストン鋳物本体
を、重量％で、Ｓｉ：１１〜１３％、Ｃｕ：０．８〜
１．３％、Ｍｇ：０．７〜１．３％、Ｎｉ：０．８〜
１．５％、Ｆｅ：０．２〜１％、Ｍｎ：０．０５〜０．
３％、を含有し、残りがＡｌと不可避不純物からなる組
成を有する初晶Ｓｉ分散Ａｌ−Ｓｉ系合金で構成し、か
つ上記ピストンリング耐摩環を、同じく重量％で、Ｃ
ｒ：０．５〜５％、Ｍｎ：０．２〜１％、Ｓ：０．０５
〜１％、Ｂ：０．０５〜１％、Ｃ：０．５〜５％、Ｎ
ｉ：１〜１２％、Ｔｉ：０．５〜５％、Ｃｕ：１〜８
％、を含有し、さらに必要に応じてＭｏ：０．１〜２
％、を含有し、残りがＦｅと不可避不純物からなる組
成、並びに素地はオーステナイト相を主体とし、かつ気
孔内には析出成長した遊離黒鉛が存在する組織を有する
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、鋳包まれるピス
トンリング耐摩環の接合強度が高く、トップリング溝を
上方位置に移動しても、前記トップリング溝を形成する
前記ピストンリング耐摩環が小さい相手攻撃性で、すぐ
れた高温耐摩耗性を発揮するＡｌ−Ｓｉ系合金製ピスト
ンに関するものである。
トンリング耐摩環の接合強度が高く、トップリング溝を
上方位置に移動しても、前記トップリング溝を形成する
前記ピストンリング耐摩環が小さい相手攻撃性で、すぐ
れた高温耐摩耗性を発揮するＡｌ−Ｓｉ系合金製ピスト
ン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、Ａ
ｌ−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％Ｍ
ｎ−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、Ａ
ｌ−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％Ｍ
ｎ−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、この結果鋳包まれたピストンリング耐摩環に剥離が
発生し易くなるばかりでなく、前記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、この結果鋳包まれたピストンリング耐摩環に剥離が
発生し易くなるばかりでなく、前記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、トップリング溝の上方位置移動
が可能なピストンを開発すべく研究を行った結果、ピス
トン鋳物本体を、 Ｓｉ：１１〜１３％、 Ｃｕ：０．８〜１．３％、 Ｍｇ：０．７〜１．３％、 Ｎｉ：０．８〜１．５％、 Ｆｅ：０．２〜１％、 Ｍｎ：０．０５〜０．３％、 を含有し、残りがＡｌと不可避不純物からなる組成を有
する初晶Ｓｉ分散Ａｌ−Ｓｉ系合金に特定した上で、こ
れに鋳包まれるピストンリング耐摩環を、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、
あるいはＮｉおよびＳ成分、さらにＣｒ、Ｍｎ、および
Ｓ成分、必要に応じて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、さらに水素化チタン（以下、ＴｉＨx で示
す）粉末、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、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１１００〜１２５
０℃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する
ことにより製造した、 Ｃｒ：０．５〜５％、 Ｍｎ：０．２〜１％、 Ｓ ：０．０５〜１％、 Ｂ ：０．０５〜１％、 Ｃ ：０．５〜５％、 Ｎｉ：１〜１２％、 Ｔｉ：０．５〜５％、 Ｃｕ：１〜８％、 を含有し、さらに必要に応じて、 Ｍｏ：０．１〜２％、を含有し、残りが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、さらに言い換えれば８０〜９５％
の理論密度比をもった鉄系焼結材料で構成すると、この
鉄系焼結材料においては、上記初晶Ｓｉ分散Ａｌ−Ｓｉ
系合金のピストン鋳物本体に対する密着性がきわめて高
く、したがってピストンリング耐摩環に剥離が発生する
ことはなく、その上、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るこ
とから、前記鉄系焼結材料からなるピストンリング耐摩
環は、前記気孔内に析出して成長した遊離黒鉛と、Ｎ
ｉ、Ｃｒ，Ｍｎ、およびＴｉ成分、さらに必要に応じて
Ｍｏ成分が固溶して形成された耐熱性のすぐれたオース
テナイト相を主体とする素地とによって、低い相手攻撃
性で、かつすぐれた高温耐摩耗性を発揮し、この結果ピ
ストンにおけるトップリング溝の上方位置移動が可能に
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、トップリング溝の上方位置移動
が可能なピストンを開発すべく研究を行った結果、ピス
トン鋳物本体を、 Ｓｉ：１１〜１３％、 Ｃｕ：０．８〜１．３％、 Ｍｇ：０．７〜１．３％、 Ｎｉ：０．８〜１．５％、 Ｆｅ：０．２〜１％、 Ｍｎ：０．０５〜０．３％、 を含有し、残りがＡｌと不可避不純物からなる組成を有
する初晶Ｓｉ分散Ａｌ−Ｓｉ系合金に特定した上で、こ
れに鋳包まれるピストンリング耐摩環を、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、
あるいはＮｉおよびＳ成分、さらにＣｒ、Ｍｎ、および
Ｓ成分、必要に応じて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、さらに水素化チタン（以下、ＴｉＨx で示
す）粉末、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、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１１００〜１２５
０℃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する
ことにより製造した、 Ｃｒ：０．５〜５％、 Ｍｎ：０．２〜１％、 Ｓ ：０．０５〜１％、 Ｂ ：０．０５〜１％、 Ｃ ：０．５〜５％、 Ｎｉ：１〜１２％、 Ｔｉ：０．５〜５％、 Ｃｕ：１〜８％、 を含有し、さらに必要に応じて、 Ｍｏ：０．１〜２％、を含有し、残りが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、さらに言い換えれば８０〜９５％
の理論密度比をもった鉄系焼結材料で構成すると、この
鉄系焼結材料においては、上記初晶Ｓｉ分散Ａｌ−Ｓｉ
系合金のピストン鋳物本体に対する密着性がきわめて高
く、したがってピストンリング耐摩環に剥離が発生する
ことはなく、その上、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るこ
とから、前記鉄系焼結材料からなるピストンリング耐摩
環は、前記気孔内に析出して成長した遊離黒鉛と、Ｎ
ｉ、Ｃｒ，Ｍｎ、およびＴｉ成分、さらに必要に応じて
Ｍｏ成分が固溶して形成された耐熱性のすぐれたオース
テナイト相を主体とする素地とによって、低い相手攻撃
性で、かつすぐれた高温耐摩耗性を発揮し、この結果ピ
ストンにおけるトップリング溝の上方位置移動が可能に
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、ピストン鋳物本体のトップリング
溝をピストンリング耐摩環の鋳包みにより形成してなる
Ａｌ−Ｓｉ系合金製ピストンにおいて、ピストン鋳物本
体を、 Ｓｉ：１１〜１３％、 Ｃｕ：０．８〜１．３％、 Ｍｇ：０．７〜１．３％、 Ｎｉ：０．８〜１．５％、 Ｆｅ：０．２〜１％、 Ｍｎ：０．０５〜０．３％、 を含有し、残りがＡｌと不可避不純物からなる組成を有
する初晶Ｓｉ分散Ａｌ−Ｓｉ系合金で構成し、かつ上記
ピストンリング耐摩環を、 Ｃｒ：０．５〜５％、 Ｍｎ：０．２〜１％、 Ｓ ：０．０５〜１％、 Ｂ ：０．０５〜１％、 Ｃ ：０．５〜５％、 Ｎｉ：１〜１２％、 Ｔｉ：０．５〜５％、 Ｃｕ：１〜８％、 を含有し、さらに必要に応じて、 Ｍｏ：０．１〜２％、を含有し、残りがＦｅと不可避不
純物からなる組成、並びに素地はオーステナイト相を主
体とし、かつ気孔内には析出成長した遊離黒鉛が存在す
る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、トップリング溝の上方位置設置が可能なＡｌ−Ｓｉ
系合金製ピストンに特徴を有するものである。
されたものであって、ピストン鋳物本体のトップリング
溝をピストンリング耐摩環の鋳包みにより形成してなる
Ａｌ−Ｓｉ系合金製ピストンにおいて、ピストン鋳物本
体を、 Ｓｉ：１１〜１３％、 Ｃｕ：０．８〜１．３％、 Ｍｇ：０．７〜１．３％、 Ｎｉ：０．８〜１．５％、 Ｆｅ：０．２〜１％、 Ｍｎ：０．０５〜０．３％、 を含有し、残りがＡｌと不可避不純物からなる組成を有
する初晶Ｓｉ分散Ａｌ−Ｓｉ系合金で構成し、かつ上記
ピストンリング耐摩環を、 Ｃｒ：０．５〜５％、 Ｍｎ：０．２〜１％、 Ｓ ：０．０５〜１％、 Ｂ ：０．０５〜１％、 Ｃ ：０．５〜５％、 Ｎｉ：１〜１２％、 Ｔｉ：０．５〜５％、 Ｃｕ：１〜８％、 を含有し、さらに必要に応じて、 Ｍｏ：０．１〜２％、を含有し、残りがＦｅと不可避不
純物からなる組成、並びに素地はオーステナイト相を主
体とし、かつ気孔内には析出成長した遊離黒鉛が存在す
る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、トップリング溝の上方位置設置が可能なＡｌ−Ｓｉ
系合金製ピストン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において、ピ
ストン鋳物本体を構成する初晶Ｓｉ分散Ａｌ−Ｓｉ系合
金、およびピストンリング耐摩環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）初晶Ｓｉ分散Ａｌ−Ｓｉ系合金 （ａ）Ｓｉ Ｓｉ成分には、素地に硬質の初晶Ｓｉとして分散晶出し
て耐摩耗性を向上させる作用があるが、その含有量が１
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、一方その含有量が１３％を越えると強度が低
下するようになることから、その含有量を１１〜１３％
と定めた。
ストン鋳物本体を構成する初晶Ｓｉ分散Ａｌ−Ｓｉ系合
金、およびピストンリング耐摩環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）初晶Ｓｉ分散Ａｌ−Ｓｉ系合金 （ａ）Ｓｉ Ｓｉ成分には、素地に硬質の初晶Ｓｉとして分散晶出し
て耐摩耗性を向上させる作用があるが、その含有量が１
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、一方その含有量が１３％を越えると強度が低
下するようになることから、その含有量を１１〜１３％
と定めた。
【０００７】（ｂ）Ｃｕ Ｃｕ成分には、素地に固溶して強度を向上させる作用が
あるが、その含有量が０．８％未満では、所望の強度向
上効果がえられず、一方その含有量が１．３％を越える
と硬さが低下するようになることから、その含有量を
０．８〜１．３％と定めた。
あるが、その含有量が０．８％未満では、所望の強度向
上効果がえられず、一方その含有量が１．３％を越える
と硬さが低下するようになることから、その含有量を
０．８〜１．３％と定めた。
【０００８】（ｃ）Ｍｇ Ｍｇ成分には、ピストンリング耐摩環との接合面（鋳包
み面）を活性化し、もって密着性を向上させる作用があ
るが、その含有量が０．７％未満では、所望の活性化効
果が得られず、一方その含有量が１．３％を越えると強
度が低下するようになることから、その含有量を０．７
〜１．３％と定めた。
み面）を活性化し、もって密着性を向上させる作用があ
るが、その含有量が０．７％未満では、所望の活性化効
果が得られず、一方その含有量が１．３％を越えると強
度が低下するようになることから、その含有量を０．７
〜１．３％と定めた。
【０００９】（ｄ）Ｎｉ Ｎｉ成分には、素地に固溶して耐熱性を向上させる作用
があるが、その含有量が０．８％未満では、所望の耐熱
性向上効果が得られず、一方その含有量が１．５％を越
えると強度が低下するようになることから、その含有量
を０．８〜１．５％と定めた。
があるが、その含有量が０．８％未満では、所望の耐熱
性向上効果が得られず、一方その含有量が１．５％を越
えると強度が低下するようになることから、その含有量
を０．８〜１．５％と定めた。
【００１０】（ｅ）Ｆｅ Ｆｅ成分には、素地に固溶し、Ｍｇ成分による活性化効
果と相まって、鋳包まれるピストンリング耐摩環との密
着性を向上させる作用があるが、その含有量が０．２％
未満では、所望のすぐれた密着性を確保することができ
ず、一方その含有量が１％を越えると強度が低下するよ
うになることから、その含有量を０．２〜１％と定め
た。
果と相まって、鋳包まれるピストンリング耐摩環との密
着性を向上させる作用があるが、その含有量が０．２％
未満では、所望のすぐれた密着性を確保することができ
ず、一方その含有量が１％を越えると強度が低下するよ
うになることから、その含有量を０．２〜１％と定め
た。
【００１１】（ｆ）Ｍｎ Ｍｎ成分には、直接当接するセカンドリングやオイルリ
ングなどとのなじみ性を改善する作用があるが、その含
有量が０．０５％未満では、所望のなじみ性を確保する
ことができず、一方その含有量が０．３％を越えると硬
さが低下するようになることから、その含有量を０．０
５〜０．３％と定めた。
ングなどとのなじみ性を改善する作用があるが、その含
有量が０．０５％未満では、所望のなじみ性を確保する
ことができず、一方その含有量が０．３％を越えると硬
さが低下するようになることから、その含有量を０．０
５〜０．３％と定めた。
【００１２】（Ｂ）遊離黒鉛析出鉄系焼結材料 （ａ）Ｃｒ Ｃｒ成分は、オーステナイト相を主体とする素地に固溶
して、これの耐熱性を向上させ、もってピストンリング
耐摩環の高温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。
して、これの耐熱性を向上させ、もってピストンリング
耐摩環の高温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。
【００１３】（ｂ）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。
【００１４】（ｃ）ＳおよびＢ これらの成分は、共働作用により固溶した黒鉛を冷却過
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、予めＦｅ、Ｆｅ−Ｎｉ合金やＦｅ−
Ｎｉ−Ｍｏ合金、さらにＦｅ−Ｃｒ−Ｍｎ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Ｆｅ合金粉末、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、すなわち高温耐摩耗性の向上が
不十分となるばかりでなく、硬質のセメンタイト（Ｆｅ
3 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
るばかりでなく、素地にフェライト相が出現するように
なり、この結果オーステナイト相が減少するようになっ
て所望の高温耐摩耗性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。
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、予めＦｅ、Ｆｅ−Ｎｉ合金やＦｅ−
Ｎｉ−Ｍｏ合金、さらにＦｅ−Ｃｒ−Ｍｎ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Ｆｅ合金粉末、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、すなわち高温耐摩耗性の向上が
不十分となるばかりでなく、硬質のセメンタイト（Ｆｅ
3 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
るばかりでなく、素地にフェライト相が出現するように
なり、この結果オーステナイト相が減少するようになっ
て所望の高温耐摩耗性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。
【００１５】（ｄ）Ｃ Ｃ成分は、素地に固溶して強度を向上させるほか、上記
の通り遊離黒鉛として気孔中に析出して耐焼付性および
高温潤滑性を向上させ、もって高温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。
の通り遊離黒鉛として気孔中に析出して耐焼付性および
高温潤滑性を向上させ、もって高温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。
【００１６】（ｅ）ＮｉおよびＴｉ これらの成分は、共に素地に固溶してオーステナイト相
の形成を促進し、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相の耐熱性を向上させ、もって
高温耐摩耗性の向上に寄与する作用をもつが、その含有
量が、それぞれＮｉ：１％未満、Ｔｉ：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、Ｎｉにあってはオーステナイト相の形成には１２
％で十分であり、またＴｉにあっては３％を越えると強
度が低下するようになることから、その含有量を、それ
ぞれＮｉ：１〜１２％、望ましくは３〜８％、Ｔｉ：
０．５〜５％、望ましくは１〜３％と定めた。なお、Ｔ
ｉ成分に関しては、原料粉末としてＴｉＨx 粉末を用
い、焼結の活性化を図ると共に、焼結に際して分解水素
による強力な還元作用を発揮させるようにするのが望ま
しい。
の形成を促進し、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相の耐熱性を向上させ、もって
高温耐摩耗性の向上に寄与する作用をもつが、その含有
量が、それぞれＮｉ：１％未満、Ｔｉ：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、Ｎｉにあってはオーステナイト相の形成には１２
％で十分であり、またＴｉにあっては３％を越えると強
度が低下するようになることから、その含有量を、それ
ぞれＮｉ：１〜１２％、望ましくは３〜８％、Ｔｉ：
０．５〜５％、望ましくは１〜３％と定めた。なお、Ｔ
ｉ成分に関しては、原料粉末としてＴｉＨx 粉末を用
い、焼結の活性化を図ると共に、焼結に際して分解水素
による強力な還元作用を発揮させるようにするのが望ま
しい。
【００１７】（ｆ）Ｃｕ Ｃｕ成分は、所定の強度を確保するのに不可欠な液相焼
結のために必要な成分であると共に、ピストン鋳物本体
との密着性向上に寄与する作用をもつが、その含有量が
１％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８％を越えると、硬さが低下し、高温条件下
では摩耗の進行が促進するようになることから、その含
有量を１〜８％、望ましくは２〜４％と定めた。
結のために必要な成分であると共に、ピストン鋳物本体
との密着性向上に寄与する作用をもつが、その含有量が
１％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８％を越えると、硬さが低下し、高温条件下
では摩耗の進行が促進するようになることから、その含
有量を１〜８％、望ましくは２〜４％と定めた。
【００１８】（ｇ）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。
【００１９】
【発明の実施の形態】この発明のＡｌ−Ｓｉ系合金製ピ
ストンを実施例により具体的に説明する。まず、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：
０．３２％含有）、アトマイズＦｅ−Ｎｉ−Ｍｏ−Ｓ合
金粉末（Ｎｉ：４．５％、Ｍｏ：１．５％、Ｓ：０．３
３％含有）、アトマイズＦｅ−Ｃｒ−Ｍｎ−Ｓ合金粉末
（Ｃｒ：２．１％、Ｍｎ：０．７５％、Ｓ：０．２２％
含有）、ＴｉＨx 粉末、Ｎｉ粉末、Ｍｏ粉末、Ｍｎ粉
末、Ｃｕ粉末、黒鉛粉末、ｈ−ＢＮ粉末、およびほう酸
粉末を用意し、これら原料粉末を所定の配合組成に配合
し、潤滑材としてステアリン酸亜鉛を０．７％添加して
Ｖ型ミキサーで３０分間混合し、６ｔｏｎ／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℃まで徐冷して放冷
の条件で焼結することにより表１、２に示される成分組
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）１〜２９をそれぞれ製
造した。上記本発明耐摩環１〜２９は、いずれも６．２
〜７．１ｇ／ｃｍ3 の範囲内の密度を有し、素地がオー
ステナイト相、あるいは主体がオーステナイト相で僅か
なパーライト相が存在する素地からなり、かつ気孔内に
遊離黒鉛が析出した光学顕微鏡組織観察結果を示した。
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に相当する比較
ピストンリング耐摩環（以下、比較耐摩環と云う）を製
造した。
ストンを実施例により具体的に説明する。まず、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：
０．３２％含有）、アトマイズＦｅ−Ｎｉ−Ｍｏ−Ｓ合
金粉末（Ｎｉ：４．５％、Ｍｏ：１．５％、Ｓ：０．３
３％含有）、アトマイズＦｅ−Ｃｒ−Ｍｎ−Ｓ合金粉末
（Ｃｒ：２．１％、Ｍｎ：０．７５％、Ｓ：０．２２％
含有）、ＴｉＨx 粉末、Ｎｉ粉末、Ｍｏ粉末、Ｍｎ粉
末、Ｃｕ粉末、黒鉛粉末、ｈ−ＢＮ粉末、およびほう酸
粉末を用意し、これら原料粉末を所定の配合組成に配合
し、潤滑材としてステアリン酸亜鉛を０．７％添加して
Ｖ型ミキサーで３０分間混合し、６ｔｏｎ／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℃まで徐冷して放冷
の条件で焼結することにより表１、２に示される成分組
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）１〜２９をそれぞれ製
造した。上記本発明耐摩環１〜２９は、いずれも６．２
〜７．１ｇ／ｃｍ3 の範囲内の密度を有し、素地がオー
ステナイト相、あるいは主体がオーステナイト相で僅か
なパーライト相が存在する素地からなり、かつ気孔内に
遊離黒鉛が析出した光学顕微鏡組織観察結果を示した。
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に相当する比較
ピストンリング耐摩環（以下、比較耐摩環と云う）を製
造した。
【００２０】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℃
の後述の本発明Ａｌ−Ｓｉ系合金と同じ組成をもったＡ
ｌ−Ｓｉ系合金溶湯中に５分間浸漬の前処理を施した状
態で、それぞれピストン精密鋳造金型内に設置し、これ
にＡｌ−１２．１％Ｓｉ−１．０３％Ｃｕ−０．９６％
Ｍｇ−１．２２％Ｎｉ−０．４６％Ｆｅ−０．１０％Ｍ
ｎの組成をもった本発明Ａｌ−Ｓｉ系合金の溶湯を鋳造
してピストン鋳物本体を形成すると共に、前記耐摩環を
鋳包み、ついで前記耐摩環に切削加工にて溝径：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、いずれもトップリング溝を上方位置移動してト
ップランド部上面とトップリング溝上面間の距離を５ｍ
ｍとした、上記本発明耐摩環１〜２９をそれぞれ使用の
本発明Ａｌ−Ｓｉ合金製ピストン（以下、本発明ピスト
ンと云う）１〜２９、および上記比較耐摩環使用の比較
Ａｌ−Ｓｉ合金製ピストン（以下、比較ピストンと云
う）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℃
の後述の本発明Ａｌ−Ｓｉ系合金と同じ組成をもったＡ
ｌ−Ｓｉ系合金溶湯中に５分間浸漬の前処理を施した状
態で、それぞれピストン精密鋳造金型内に設置し、これ
にＡｌ−１２．１％Ｓｉ−１．０３％Ｃｕ−０．９６％
Ｍｇ−１．２２％Ｎｉ−０．４６％Ｆｅ−０．１０％Ｍ
ｎの組成をもった本発明Ａｌ−Ｓｉ系合金の溶湯を鋳造
してピストン鋳物本体を形成すると共に、前記耐摩環を
鋳包み、ついで前記耐摩環に切削加工にて溝径：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、いずれもトップリング溝を上方位置移動してト
ップランド部上面とトップリング溝上面間の距離を５ｍ
ｍとした、上記本発明耐摩環１〜２９をそれぞれ使用の
本発明Ａｌ−Ｓｉ合金製ピストン（以下、本発明ピスト
ンと云う）１〜２９、および上記比較耐摩環使用の比較
Ａｌ−Ｓｉ合金製ピストン（以下、比較ピストンと云
う）をそれぞれ製造した。
【００２１】さらに、これらの各種のピストンを、排気
量：８２００ｃｍ3 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：３２００ｒｐｍ、エンジン冷却
水温度：８０℃、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における外周面の最大溝幅を測
定することにより高温耐摩耗性を評価し、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の組成を有する球状黒鉛鋳鉄製で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。また、表３には、上記の加速運転
試験後のピストンにおける耐摩環底面位置に相当する部
分から試験片を切り出し、ピストン鋳物本体と耐摩環の
接合面の引張強さを測定した結果も示した。
量：８２００ｃｍ3 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：３２００ｒｐｍ、エンジン冷却
水温度：８０℃、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における外周面の最大溝幅を測
定することにより高温耐摩耗性を評価し、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の組成を有する球状黒鉛鋳鉄製で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。また、表３には、上記の加速運転
試験後のピストンにおける耐摩環底面位置に相当する部
分から試験片を切り出し、ピストン鋳物本体と耐摩環の
接合面の引張強さを測定した結果も示した。
【００２２】
【表１】
【００２３】
【表２】
【００２４】
【表３】
【００２５】
【発明の効果】表３に示される結果から、本発明ピスト
ン１〜２９においては、いずれも耐摩環のピストン鋳物
本体に対する接合強度がきわめて高く、さらにトップリ
ング溝の上方位置移動にもかかわらず、耐摩環はすぐれ
た高温耐摩耗性を示し、かつ耐摩環による相手攻撃性も
きわめて小さいのに対して、比較ピストンおいては、耐
摩環とピストン鋳物本体の接合強度は相対的に低く、ト
ップリング溝が上方位置に移動した構造ではニレジスト
鋳鉄からなる耐摩環は十分な高温耐摩耗性を示さず、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は、トップリン
グ溝の位置を上方へ移動した状態で耐摩環は小さい相手
攻撃性で、すぐれた高温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
きるものである。
ン１〜２９においては、いずれも耐摩環のピストン鋳物
本体に対する接合強度がきわめて高く、さらにトップリ
ング溝の上方位置移動にもかかわらず、耐摩環はすぐれ
た高温耐摩耗性を示し、かつ耐摩環による相手攻撃性も
きわめて小さいのに対して、比較ピストンおいては、耐
摩環とピストン鋳物本体の接合強度は相対的に低く、ト
ップリング溝が上方位置に移動した構造ではニレジスト
鋳鉄からなる耐摩環は十分な高温耐摩耗性を示さず、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は、トップリン
グ溝の位置を上方へ移動した状態で耐摩環は小さい相手
攻撃性で、すぐれた高温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
きるものである。
【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.6 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０２ Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０２Ｚ 38/54 38/54 Ｆ０２Ｆ 3/00 Ｆ０２Ｆ 3/00 Ｎ ３０２ ３０２Ｚ Ｆ１６Ｊ 1/01 Ｆ１６Ｊ 1/01 (72)発明者 渡辺 英昭 東京都港区芝５−33−８ 三菱自動車工業 株式会社内 (72)発明者 山本 英継 東京都港区芝５−33−８ 三菱自動車工業 株式会社内
Claims (2)
- 【請求項１】 ピストン鋳物本体のトップリング溝をピ
ストンリング耐摩環の鋳包みにより形成してなるＡｌ−
Ｓｉ系合金製ピストンにおいて、 上記ピストン鋳物本体を、重量％で、 Ｓｉ：１１〜１３％、 Ｃｕ：０．８〜１．３％、 Ｍｇ：０．７〜１．３％、 Ｎｉ：０．８〜１．５％、 Ｆｅ：０．２〜１％、 Ｍｎ：０．０５〜０．３％、 を含有し、残りがＡｌと不可避不純物からなる組成を有
する初晶Ｓｉ分散Ａｌ−Ｓｉ系合金で構成し、かつ上記
ピストンリング耐摩環を、同じく重量％で、 Ｃｒ：０．５〜５％、 Ｍｎ：０．２〜１％、 Ｓ ：０．０５〜１％、 Ｂ ：０．０５〜１％、 Ｃ ：０．５〜５％、 Ｎｉ：１〜１２％、 Ｔｉ：０．５〜５％、 Ｃｕ：１〜８％、 を含有し、残りがＦｅと不可避不純物からなる組成、並
びに素地はオーステナイト相を主体とし、かつ気孔内に
は析出成長した遊離黒鉛が存在する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トップ
リング溝の上方位置設置が可能なＡｌ−Ｓｉ系合金製ピ
ストン。 - 【請求項２】 ピストン鋳物本体のトップリング溝をピ
ストンリング耐摩環の鋳包みにより形成してなるＡｌ−
Ｓｉ系合金製ピストンにおいて、 上記ピストン鋳物本体を、重量％で、 Ｓｉ：１１〜１３％、 Ｃｕ：０．８〜１．３％、 Ｍｇ：０．７〜１．３％、 Ｎｉ：０．８〜１．５％、 Ｆｅ：０．２〜１％、 Ｍｎ：０．０５〜０．３％、 を含有し、残りがＡｌと不可避不純物からなる組成を有
する初晶Ｓｉ分散Ａｌ−Ｓｉ系合金で構成し、かつ上記
ピストンリング耐摩環を、同じく重量％で、 Ｃｒ：０．５〜５％、 Ｍｎ：０．２〜１％、 Ｓ ：０．０５〜１％、 Ｂ ：０．０５〜１％、 Ｃ ：０．５〜５％、 Ｎｉ：１〜１２％、 Ｔｉ：０．５〜５％、 Ｃｕ：１〜８％、 を含有し、さらに、 Ｍｏ：０．１〜２％、を含有し、残りがＦｅと不可避不
純物からなる組成、並びに素地はオーステナイト相を主
体とし、かつ気孔内には析出成長した遊離黒鉛が存在す
る組織を有する遊離黒鉛析出鉄系焼結材料で構成したこ
とを特徴とするトップリング溝の上方位置設置が可能な
Ａｌ−Ｓｉ系合金製ピストン。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14102998A JP3470595B2 (ja) | 1998-05-22 | 1998-05-22 | トップリング溝の上方位置設置が可能なＡｌ−Ｓｉ系合金製ピストン |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14102998A JP3470595B2 (ja) | 1998-05-22 | 1998-05-22 | トップリング溝の上方位置設置が可能なＡｌ−Ｓｉ系合金製ピストン |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11336899A true JPH11336899A (ja) | 1999-12-07 |
| JP3470595B2 JP3470595B2 (ja) | 2003-11-25 |
Family
ID=15282568
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP14102998A Expired - Fee Related JP3470595B2 (ja) | 1998-05-22 | 1998-05-22 | トップリング溝の上方位置設置が可能なＡｌ−Ｓｉ系合金製ピストン |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3470595B2 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6485026B1 (en) * | 2000-10-04 | 2002-11-26 | Dana Corporation | Non-stainless steel nitrided piston ring, and method of making the same |
| US10190535B2 (en) | 2015-08-13 | 2019-01-29 | Hyundai Motor Company | Hypereutectic aluminum-silicon-based alloy having superior elasticity and wear resistance |
| US10392681B2 (en) | 2014-05-02 | 2019-08-27 | Hyundai Motor Company | High-elasticity aluminum alloy and method of manufacturing the same |
-
1998
- 1998-05-22 JP JP14102998A patent/JP3470595B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6485026B1 (en) * | 2000-10-04 | 2002-11-26 | Dana Corporation | Non-stainless steel nitrided piston ring, and method of making the same |
| US10392681B2 (en) | 2014-05-02 | 2019-08-27 | Hyundai Motor Company | High-elasticity aluminum alloy and method of manufacturing the same |
| US11066729B2 (en) | 2014-05-02 | 2021-07-20 | Hyundai Motor Company | High-elasticity aluminum alloy and method of manufacturing the same |
| US10190535B2 (en) | 2015-08-13 | 2019-01-29 | Hyundai Motor Company | Hypereutectic aluminum-silicon-based alloy having superior elasticity and wear resistance |
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|---|---|
| JP3470595B2 (ja) | 2003-11-25 |
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