JPS63195367A - 内燃機関用シリンダボア - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 産業上の利用分野 この発明は自動車用ディーゼル機関等の内燃機関に用い
られるシリンダボアに関し、特にピストンリング上死点
付近におけるボア面の摩耗対策を講じたシリンダボアに
関するものである。

従来の技術 ディーゼルエンジン等の内燃機関のシリンダボア内面、
特にピストンリング上死点付近は、ピストンリングおよ
びカーボンスーツによって機械的摺動摩擦を受けると同
時に、燃焼ガス中に含まれる３０２に起因する硫酸露点
腐食を受け、それらが相乗的に作用して局部的に摩耗が
早期に進行することが知られている。このようにピスト
ンリング上死点付近でシリンダボアの局部的摩耗が進行
すれば、その部分に局部的な凹部が形成されて圧縮不良
による出力低下をもたらすから、このような摩耗は極力
抑制する必要がある。

ところで従来のシリンダボアにおける摩耗対策としては
、例えば特開昭８０−２６０７８９号、実開昭６０−１
７３６４８号、あるいは実開昭６０−１９４１４５号な
どに示されるように、鋳鉄製シリンダボアの内面の所定
の部位に焼入れあるいは再溶融急冷凝固処理等の硬化処
理を施す方法が知られている。ここで、再溶融急冷凝固
処理は、レーザやＴＩＧアーク、電子ビームあるいはプ
ラズマアーク等の高密度加熱エネルギを局部的に照射し
てその部分の表面層を急速溶融させ、引続いてその加熱
エネルギの照射停止もしくは照射位置移動により溶融層
の熱を母材側へ急速拡散させて、急冷凝固させる処理で
あり、鋳鉄母材の場合はその処理層がチル化されて硬さ
が著しく高くなり、またその他の金属においても急冷に
より組織が微細化されて硬さが高くなる。また最近では
特開昭６１−１１６０５６号などに示されるようにレー
ザ等の高密度エネルギ加熱源を用いてＮｉ基合金等の耐
食耐摩耗合金を局部的に肉盛溶接する方法が知られてお
り、またこの方法を実際に適用する場合には、摩耗が進
行し易い部分の仝而、すなわちコンプレッションリング
の上死点からオイルリング上死点付近までにがけてを同
一の耐食耐摩耗合金で必要幅全面に肉盛することが行な
われている。

発明が解決すべき問題点 前述のようなシリンダボアの摩耗に対する従来の対策の
うち、焼入れや再溶融急冷凝固処理等の硬化処理を施す
方法は、機械的な１習動摩擦による摩耗についてのみ考
慮したものであって、硫酸露点腐食に対しては効果がな
く、そのため腐食摩耗の進行を充分に抑えることは困難
であった。

これに対しＮ１基合金等の耐食耐摩耗性合金を肉盛溶接
する方法では硫酸露点腐食に対しても有効であり、した
がって前述のような焼入れや再溶融急冷凝固処理等の硬
化処理と比較して格段に摩耗量を少なくすることができ
る。しかしながら従来のこの方法では、コンプレッショ
ンリング上死点付近からオイルリング上死点付近にかけ
て同一材料で必要幅全面に肉盛している関係上、次のよ
うな不都合があった。

すなわち、各ピストンリングのうちでも、コンプレッシ
ョンリングの上死点付近とオイルリングの上死点付近と
では摩耗のメカニズムが相違し、そのため全てのリング
による摩耗に対して最適な材料を選定することが困難で
あり、そのため摩耗防止にも限界がおったのが実情であ
る。

この点についてざらに詳細に説明すると、シリンダボア
内面の摩耗は、硫酸露点腐食と機械的な摺動摩擦が原因
となっているが、このうち硫酸露点腐食は、燃料に不可
避的に含有される硫黄（Ｓ）に起因して燃焼により生じ
たＳ０２ガスが、燃焼室壁面に付着したＶ２Ｏ５やＦｅ
２Ｏ３などの酸化物による触媒作用によってＳＯ３に変
化し、そのＳＯ３が燃焼によって生じるＮ２０と反応し
て温度の低いシリンダヘッド壁面に硫酸として結露し、
ざらにその硫酸がシリンダヘッド壁面からシリンダボア
内面に流れ込んでシリンダボア内面を腐食させる現象で
あり、このように硫酸露点腐食は、シリンダヘッド側か
らシリンダボアに流れ込む硫酸に起因する関係上、各ピ
ストンリング上死点のうちでも特にシリンダヘッドに近
いコンプレッションリングの上死点付近で最も大ぎく摩
耗を促進する作用を果たす。これに対しシリンダヘッド
から離れたオイルリング上死点付近では、硫酸露点腐食
の影響は余り受けず、もっばら機械的摺動摩擦による摩
耗が主体であり、特に一般の内燃機関ではオイルリング
の面圧がコンプレッションリングの面圧よりも格段に高
くなるように設定しているため、機械的摺動摩擦の影響
が強い。したがってシリンダボア内面の摩耗のメカニズ
ムを、腐食摩耗と機械的摩耗に分ければ、コンプレッシ
ョンリング上死点付近は腐食摩耗が主体であり、一方オ
イルリング上死点付近は機械的摩耗が主体となっている
。

ところでＮ：基合金のようにシリンダボアの摩耗を防止
するために肉盛される耐食耐摩耗合金において、機械的
耐摩耗性を向上させるためには、炭化物やケイ化物等の
硬質粒子を析出させ、硬さを高くすることが有効である
。しかしながらこの場合硬質粒子の析出により炭化物や
ケイ化物の周囲の固溶元素が消費されて、それらの固溶
元素のうち材料の耐食性を向上させる効果のある元素の
濃度が低下して、材料の耐食性は低下してしまうから、
一般には機械的耐摩耗性と耐食性とを同時に向上させる
ことは困難であった。したがって前述のような従来方法
では、腐食摩耗を重視して耐食性の優れた肉盛材料を選
定すれば、オイルリング上死点付近における機械的摩耗
を充分に防止することが困難となり、逆に機械的摩耗を
重視して硬質な肉盛材料を選定すればコンプレッション
リング上死点付近における腐食摩耗を充分に防止するこ
とが困難となり、いずれにしてもトータル的に摩耗を充
分に防止することは困難であった。

ざらに、前述のようにコンプレッションリング上死点付
近からオイルリング上死点付近までを同一材料で肉盛し
た場合、肉盛幅が相当に広くならざるを得ず、そのため
肉盛溶接時の冷却過程における収縮応力が大きいため、
内需溶接ビード割れが発生し易い問題があった。

この発明は以上の事情を背暖としてなされたもので、シ
リンダボア内面における腐食摩耗の影響を強く受けるコ
ンプレッションリング上死点付近およびもっばら機械的
摩耗の影響を営けるオイルリング上死点付近のいずれに
おいても摩耗の進行を充分に防止することができ１．シ
かも従来の肉盛による方法の如き肉盛溶接ビードの割れ
発生のおそれを少なくしたシリンダボアを提供すること
を目的とするものである。

問題点を解決するための手段 この発明のシリンダボアは、基本的には肉盛すべきシリ
ンダボアのコンプレッションリング上死点付近からオイ
ルリング上死点付近に至る部位を、腐食摩耗性の強い部
分と機械的摩耗性の強い部分とに区分し、それぞれの部
分の摩耗特性に最適な処理を施したもので必る。

具体的には、この発明の内燃機関用シリンダボアは、シ
リンダボア内面におけるコンプレッションリング上死点
付近に耐食耐摩耗合金が肉盛溶接されるとともに、シリ
ンダボア内面のオイルリング上死点付近に再溶融急冷凝
固層が形成されていることを特徴とするものである。

ここで、前記耐食耐摩耗合金としては、特に耐食性が優
れたＮ１基合金を用いることが望ましい。

ざらに、前記各耐食耐摩耗合金としてＮ１基合金を用い
る場合、そのＮｉ基合金としては、比較的Ｃ含有量の少
ないＮ１基合金、すなわち炭化物形成元素（Ｃｒ、Ｍｏ
、Ｗ、Ｎｂ１Ｔａ、Ｖ等）１〜３０％、Ｓｉ０．０８〜
７％、ＢＱ、１〜３．９％、Ｃ０１３〜０．６％を含有
し、かつ前記炭化物形成元素として、少なくともＱｒＳ
ＭＯの１種または２種を１％以上含有し、さらに必要に
応じてＦｅ０．１〜３０％、Ｃｕ０．１〜２．３％の１
種または２種を含有し、残部がＮｉおよび不可避的不純
物よりなる成分組成のＮｉ基合金が用いることが望まし
い。

作　　　用 既に述べたように内燃機関用シリンダボアの内面におけ
る摩耗し易０コンプレッションリング上死点付近からオ
イルリング上死点付近にかけての部分のうち、コンプレ
ッションリング上死点付近の摩耗はシリンダヘッド内で
生成された硫酸に起因する硫酸露点腐食による腐食摩耗
の傾向が強く、一方オイルリング上死点付近は機械的（
囲動摩擦による機械的摩耗の傾向が強い。そこでこの発
明のシリンダボアにおいては、コンプレッションリング
上死点付近は主として耐食性に優れた耐食耐摩耗合金で
肉盛し、オイルリング上死点付近は機械的耐摩耗性の優
れた再溶融急冷凝固層を形成している。

再溶融急冷凝固層は、前述のように急冷凝固によるチル
化（鋳鉄の場合）や結晶粒微細化、ざらにはマルテンサ
イト変態などによって著しく硬化され、機械的耐摩耗性
が著しく改善されているが、耐食性は母材と比べてさほ
ど向上しない。一方シリンダボアの内面の肉盛に使用さ
れる耐食耐摩耗合金の代表的なものであるＮｉ基合金な
どにおいては、既に述べたように同一の成分組成で耐食
性と機械的耐摩耗性との両者を極めて優れたものとする
ことは実際上困難であるが、機械的耐摩耗性は若干犠牲
にしても耐食性の極めて優れた成分組成とすることは比
較的容易である。したがって前述のように肉盛は腐食摩
耗性が強いコンプレッションリング上死点付近の部位の
みに行なうようにして、その肉盛合金として耐食性の極
めて優れた合金を用いることによりそのコンプレッショ
ンリング上死点の部分での腐食摩耗を充分に防止し、一
方オイルリング上死点付近には再溶融急冷凝固層を形成
することにより充分な機械的耐摩耗性を与えてその部分
での機械的摩耗を充分に防止し、これによって各ピスト
ンリング上死点付近の各部での摩耗をそれぞれ最大限に
防止することが容易に可能となるのである。換言すれば
、この発明によれば、肉盛を単独で施した場合、あるい
は再溶融急冷凝固処理を単独で施した場合のいずれの場
合よりも、トータルとしての摩耗を格段に減少させるこ
とが可能となったのである。

また、肉盛溶接はコンプレッションリング上死点付近の
みに行なうため、肉盛ビード幅は、コンプレッションリ
ング上死点付近からオイルリング上死点付近までの全幅
を同一材料で肉盛する従来法の場合と比較して狭くて足
りることになり、そのため肉盛溶接後の冷却過程におけ
る収縮応力が小さくなり、ビード割れが発生するおそれ
が少なくなる。

ここで、肉盛溶接に使用する耐食耐摩耗合金としてはＮ
：基合金が代表的であり、その望ましい成分組成は前述
の通りであるが、各合金元素の添加理由および望ましい
添加量の理由について以下に説明する。

炭化物形成元素： Ｏｒ、Ｍｏ、ＶＳＮｂ、Ｔａ等の炭化物形成元素は合金
中でＣと結合して炭化物を形成し、硬さを上昇させて機
械的耐摩耗性を向上させるに寄与する。またこれらの炭
化物形成元素のうち特にＣｒ、Ｍｏは耐食性の向上に寄
与する。これらの炭化物形成元素が合計量で１．０％未
満では耐摩耗性が充分に得られず、また炭化物形成元素
のうちＯｒｌＭＯの１種または２種の合計量が１．０％
未満では充分な耐食性が得られない。一方これらの炭化
物形成元素の合計量が３０．０％を越えれば靭性の低下
を招く。したがって炭化物形成元素は総量で１．０〜３
０．０％の範囲内が望ましく、かつそれらのうちｃｒ％
ＭＯの１種または２種が合計で１．０％以上含まれるこ
とが望ましい。なおＭＯＣ含有量６．５％を越えれば肉
盛溶接における冷却中にビード割れが発生し易くなるか
ら、ＭＯを添加する場合のＭｏｌは６．５％以下とする
ことが望ましい。

Ｓｉ： Ｓｌは合金に自溶性を与えて肉盛溶接時に良好なスラブ
を形成し、これにより肉盛層中の酸化物系介在物や気孔
を減少させるに有効な元素である。

Ｓｉ添加量が０．０８％未満では自溶性を与える効果が
少なく、一方７％を越えれば靭性が低下する。

したがってＳｉ添加量は０．Ｏａ〜７％の範囲内が好ま
しい。

Ｂ： ＢもＳｉとともに合金に自溶性を与えて肉盛溶接時に良
好なスラグを形成し、これにより肉盛層中の酸化物系介
在物や気孔を減少させるに有効な元素である。Ｂ添加量
が０．１％未満では充分な自溶性が得られず、一方３．
９％を越えれば靭性が低下する。したがってＢは０．１
〜３．９％の範囲内が好ましい。

Ｃ： Ｃは炭化物形成元素と結合されて硬質な炭化物を形成し
、機械的耐摩耗性を向上させるに寄与する元素であり、
Ｃ含有量が多い程炭化物析出量が多くなって機械的耐摩
耗性が高くなる。しかしながら炭化物が析出する際には
周囲の炭化物形成元素を取込んで炭化物の周囲の合金濃
度を低下させる。炭化物形成元素のうち特にＣｒ、ＭＯ
は固溶状態で耐食性向上に顕著な効果を有する元素であ
るが、Ｃ含有量が多くなって炭化物析出量が多くなれば
、これらの耐食性向上に有効なＣｒ１Ｍ０の固溶母が炭
化物の周囲で少なくなり、耐食性を充分に発揮させ得な
くなる。したがってこの発明においてコンプレッション
リング上死点付近に肉盛される耐食耐摩耗合金としては
Ｃ含有量を比較的少量として耐食性を充分に発揮させた
ものを用いることが望ましい。但し、Ｃ量が０．３％未
満では炭化物生成量が極めて少なく、したがって耐食性
を重視する耐食耐摩耗合金としても機械的耐摩耗性が不
充分となり、一方０．６％を越えれば優れた耐食性が発
揮されなくなるから、Ｃ０１３〜０．６％の範囲内が好
ましい。

Ｆｅ： Ｆｅは耐焼付性を改善する効果を有するとともに、高価
なＮｉの使用量を減じてコスト低減を図る意味もあり、
必要に応じて０．１〜３０％の範囲内で添加される。Ｆ
ｅが０．１％未満ではこれらの効果が少なく、一方３０
％を越えれば耐食性が低下するから、Ｆｅを添加する場
合のＦｅ量は０．１〜３０％の範囲内が好ましい。なお
Ｆｅはその量が増大すれば耐食性が低下するから、コン
プレッションリング上死点付近で使用される耐食耐摩耗
合金としてはＦｅｌは１０％程度以下が好ましい。

Ｃｕ： Ｃｕは耐食性改善に効果のある元素であり、必要に応じ
て添加される。但しＣｕｌが０．１％未満では耐食性改
善効果はほとんど期待できず、一方ＣＬＪ添加量が２．
３％を越えれば、合金中のＣＵが肉盛溶接後のビード凝
固時に偏析して高温割れが生じ易くなる。したがってＣ
ｕを添加する場合のＣｕ添加母は０．１〜２．３％の範
囲内が好ましい。

実施例 ［実施例１］ 第１図にディーゼルエンジンの鋳鉄製シリンダボアに適
用したこの発明の実施例を示す。なお第１図においては
、ピストン１がシリンダボア２に対して上死点にある状
態を示す。またピストン１は２本のコンプレッショング
３．４および１本のオイルリング５を備えている。

ピストン上死点位置でのコンプレッションリング３．４
に対応する位置（すなわちコンプレッションリング上死
点位置）のシリンダボア内面には円周方向に沿って溝８
が形成されており、その溝８の部分には、第１表の上段
に示す成分組成の合金Ａがレーザ肉盛溶接法により肉盛
溶接されて、肉盛層６が形成されており、またピストン
上死点位置でのオイルリング５に対応する位置（すなわ
ちオイルリング上死点位置）のシリンダボア内面には円
周方向に沿ってレーザ照射による再溶融急冷凝固層７が
形成されている。なおシリンダボアの母材である鋳鉄の
成分組成は第１表の下段に示す通りである。

第　　　１　　　表 単位：１１％ 第２図に上記肉盛溶接合金Ａおよび鋳鉄における再溶融
急冷凝固層の腐食」を示し、また第３図に合金Ａおよび
再溶融急冷凝固層の硬さを示す。

なお第２図の腐食組番マ８０℃、５０％Ｈ２ＳＯ４水溶
液に１時間浸漬した時の腐食深さで示す。第２図、第３
図から明らかなように肉盛溶接合金Ａは再溶融急冷凝固
層と比較して耐食性が格段に優れているが、硬さは再溶
融急冷凝固層より低く、そのため機械的な摺動摩耗に対
する耐摩耗性も再溶融急冷凝固層より低い。ここで、肉
盛溶接合金Ａの硬さを向上させるためにＣ含有量を増量
するなどの手段により炭化物等の硬質粒子の析出量を増
加させれば、硬質粒子が析出する際に周囲の合金元素Ｏ
ｒ、Ｍｏを取込むため硬質粒子周囲が低合金相となり、
そのため耐食性が低下してしまう。そこでこの実施例で
は肉盛溶接合金Ａとして比較的Ｃ邑を少なくして耐食性
を充分に発揮させるようにしたものを用いている。−六
回溶融急冷凝固層は、肉盛溶接合金Ａと比較して耐食性
は劣るが、チル化によって硬さが著しく高くなり、機械
的耐摩耗性が優れている。

第４図には、上述のように合金Ａをコンプレッションリ
ング３．４の上死点位置に肉盛溶接し、かつオイルリン
グ５の上死点位置に再溶融急冷凝固層を形成した本発明
品１と、合金Ａの肉盛溶接のみを行なった従来品１およ
び再溶融急冷凝固層のみを形成した従来品２について、
コンプレッションリング３の上死点、コンプレッション
リング４の上死点、およびオイルリング５の上死点での
摩耗量をそれぞれ調べた結果を示す。なおここで従来品
１および２は、第８図に示すようにコンプレッションリ
ング３．４の上死点からオイルリング５の上死点までの
全面を同一の合金（ＡまたはＢ）により肉盛溶接するか
またはその全面に対してレーザ再溶融急冷凝固処理を施
して、同一の肉盛層または再溶融急冷凝固層１４を形成
したものである。

第４図に示すように、合金Ａの肉盛のみを行なった従来
品１と再溶融急冷凝固層のみを形成した従来品２とを比
較すれば、コンプレッションリング３．４の上死点位置
では、耐食性に優れる合金Ａを肉盛した従来品１の方が
再溶融急冷凝固層を形成した従来品２より摩耗量が格段
に少ない。これは、コンプレッションリング３．４の上
死点位置の摩耗は軽油燃焼ガスによる１−（２ＳＯ４の
腐食の影響を強く受けているためと思われる。逆にオイ
ルリング５の上死点位置では、機械的耐摩耗性に優れる
再溶融急冷凝固層を形成した従来品２の方が合金へを肉
盛した従来品１と比較して摩耗量が少ない。これは、オ
イルリング上死点の摩耗は、コンプレッションリング上
死点位−と比較してＨ２３０４による腐食の影響が少な
く、機械的）言動摩耗の影響が強いためと考えられる。

一方策１図に示す本発明品１の場合は、第４図に示すよ
うにコンプレッションリング３．４の上死点位置でも、
オイルリング５の上死点位置でもともに摩耗量を小さく
することができた。ここで、本発明品１と従来品２とは
、オイルリング上死点位置に再溶融急冷凝固層が形成さ
れている点では同じであるが、本発明品１においてはコ
ンプレッションリング上死点位置での摩耗が合金Ａの肉
詰により減少することによって、コンプレッションリン
グによるオイルリング上死点位置付近での引きずりによ
る摩耗が減少し、そのためオイルリング上死点位置での
摩耗量は、再溶融急冷凝固層を形成しただけの従来品２
よりもさらに減少している。またコンプレッションリン
グ上死点位置での摩耗についても同様であり、本発明品
１においてはオイルリング上死点位置での摩耗が再溶融
急冷凝固層の形成により減少することによって、コンプ
レッションリングによるコンプレッションリング上死点
位置付近での引きずりによる摩耗が減少し、そのためコ
ンプレッションリング上死点位置での摩耗量も、合金Ａ
の肉盛のみを行なった従来品１の場合よりも一層減少し
ている。

さらに、本発明品１と従来品１のビード割れ発生率を調
べたところ、次のような結果が得られた。

すなわちコンプレッションリング３．４の上死点位置か
らオイルリング５の上死点位置までの全幅を合金Ａによ
り１ビードで肉盛した従来品１においては、ビード割れ
発生率が２０％であったのに対し、本発明品１では、肉
盛溶接をコンブレツヨンリング３．４の上死点位置のみ
に行なっているためビード幅が狭く、そのため冷却によ
る収縮応力が減少し、ビード割れの発生率は０％となっ
た。

［実施例２］ 前記実施例１と同様に第１図に示すようなディーゼルエ
ンジンのシリンダボアにこの発明を適用した。ここでシ
リンダボア内面のコンブレッヨンリング３．４の上死点
位置の肉Ｗｔ層６としては、第１表の中段に示す合金Ｂ
を用い、オイルリング５の上死点位置には実施例１と同
様にレーザによる再溶融急冷凝固層７を形成した。

第５図に、上述のようにコンプレッションリング３．４
の上死点位置に合金Ｂを肉盛しかつオイルリング５の上
死点位置に再溶融急冷凝固層を形成した本発明品２と、
合金Ｂのみを肉盛した従来品３、および再溶融急冷凝固
層のみを形成した従来品２について、コンプレッション
リング３の上死点、コンプレッションリング４の上死点
、およびオイルリング５の上死点での摩耗量を調べた結
果を示す。

第５図に示されたように、本発明品２も、コンプレッシ
ョンリング３．４の各上死点位置での摩耗と、オイルリ
ング５の上死点位置での摩耗がともに従来品と比較して
減少していることが明らかでおる。但し、本発明品２で
用いた肉盛溶接合金Ｂは、実施例１の本発明品１で用い
た肉盛合金ＡよりもＣ含有」が高く、そのため合金Ａと
比較すれば耐食性が劣り、コンプレッションリング３．
４の上死点位置での摩耗量は本発明品１と比較すれば大
きくなっている。

なお本発明品２および従来品３について、ビード割れ発
生率を調べたところ、従来品３では１００％であったの
に対し、本発明品２では０％であり、ビード割れの発生
を防止できることが確認された。

［その他の実施例］ 第６図に示されるシリンダボア２は、肉盛溶接を行なう
際に、肉盛溶接ビード幅よりも幅の広いレーザビームを
照射して、肉盛層６の形成と再溶融急冷凝固層７の形成
とを同時に行なったものである。このような第６図の実
施例の場合は、シリンダボア内面に対する処理が１回で
済むため、工程数を少なくしてコスト低減を図ることが
できる。

第７図に示されるシリンダボアにおいては、コンプレッ
ションリング３の上死点位置およびコンプレッションリ
ング４の上死点位置のそれぞれに溝１１．１２が形成さ
れており、溝１１および１２の部分にそれぞれ耐食性の
優れた耐食耐摩耗合金からなる肉盛８６．６が形成され
るとともに、オイルリング５の上死点位置に再溶融急冷
凝固層７が形成されている。このような第７図の実施例
においては、各肉盛ビード幅を第１図の場合よりもざら
に小さくすることができ、そのためビード割れの発生を
一層少なくすることができる。

なお実施例１においては肉盛溶接をレーザによって行な
うものとしたが、肉盛のための熱源はレーザに限られる
ものではなく、ＴＩＧアーク、プラズマアーク、電子ビ
ーム等を用いても良いことはもちろんである。また再溶
融急冷凝固処理の熱源としてもレーザに限らず、ＴＩＧ
アークやプラズマアーク、電子ビーム等を使用しても良
いことはもちろんである。

また肉盛材料としても上記各実施例のようなＮｉ基合金
に限られるものではなく、他の系の合金を用いても良い
ことは勿論である。さらにシリンダボアの母材としても
鋳鉄に限らず、アルミニウム合金等を用いることができ
、その場合にもこの発明の効果を得ることができる。

発明の効果 この発明の内燃機関用シリンダボアは、コンプレッショ
ンリング上死点付近を耐食耐摩耗合金によって肉盛溶接
するとともに、オイルリング上死点付近に再溶融急冷凝
固層を形成したものであり、したがって腐食摩耗性が強
いコンプレッションリング上死点付近は耐食性が著しく
優れた耐食耐摩耗合金の肉盛層によって摩耗を防止する
とともに、機械的摩耗性が強いオイルリング上死点付近
は機械的耐摩耗性が著しく優れた再溶融急冷凝固層によ
って摩耗を防止することができるから、コンプレッショ
ンリング上死点からオイルリング上死点までのいずれの
部分でも摩耗量を著しく少なくすることができ、またコ
ンプレッションリング上死点位置の肉盛溶接材料として
耐食性と機械的耐摩耗性の両者の優れたものを選ぶ必要
がなくなるため肉盛溶接材料の選択も容易となり、ざら
に肉盛ビード幅を小ざくすることができるため、肉盛溶
接時の冷却時の収縮応力を少なくしてビード割れの発生
を少なくすることができる。

【図面の簡単な説明】

第１図はこの発明のシリンダボアの一例の要部を示す縦
断面図、第２図は実施例１で用いた合金Ａと鋳鉄の再溶
融急冷凝固層の腐食性を示すグラフ、第３図は同じ〈実
施例１で用いた合金Ａと鋳鉄の再溶融急冷凝固層の硬さ
を示すグラフ、第４図は実施例１における本発明品１お
よび従来品１．２の各ピストンリング上死点位置での摩
耗量を示すグラフ、第５図は実施例２における本発明品
２および従来品２．３の各ピストンリング上死点位置で
の摩耗量を示すグラフ、第６図および第７図はそれぞれ
この発明のシリンダボアの他の例の要部を示す縦断面図
、第８図は従来のシリンダボアの一例の要部を示す縦断
面図である。 １・・・ピストン、　２・・・シリンダボア、　３．４
・・・コンプレッションリング、　５・・・オイルリン
グ、６・・・耐食耐摩耗合金による肉盛層、　７・・・
再溶融急冷凝固層。

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. （１）鋳鉄からなるシリンダボア内面におけるコンプレ
   ッションリング上死点付近に耐食耐摩耗合金が肉盛溶接
   されるとともに、シリンダボア内面のオイルリング上死
   点付近に再溶融急冷凝固層が形成されていることを特徴
   とする内燃機関用シリンダボア。
2. （２）前記耐食耐摩耗合金としてＮｉ基合金が用いられ
   ている特許請求の範囲第１項記載の内燃機関用シリンダ
   ボア。
3. （３）前記耐食耐摩耗合金として、炭化物形成元素１〜
   ３０％（但し、その炭化物形成元素のうち少なくともＣ
   ｒ、Ｍｏの１種または２種を１％以上含むものとする）
   、Ｓｉ０．０８〜７％、Ｂ０．１〜３．９％、Ｃ０．３
   〜０．６％を含有し、さらに必要に応じてＦｅ０．１〜
   ３０％、Ｃｕ０．１〜２．３％の１種または２種を含有
   し、残部がＮｉおよび不可避的不純物よりなる成分組成
   のＮｉ基合金が用いられている特許請求の範囲第２項記
   載の内燃機関用シリンダボア。