JPWO2004094808A1 - 内燃機関用ピストン - Google Patents

Abstract

一体的に鋳造された鋳鋼からなる内燃機関用ピストンであって、前記鋳鋼が、質量比で、（ａ）Ｃ：０．８％以下、Ｓｉ：３％以下、Ｍｎ：３％以下、Ｓ：０．２％以下、Ｎｉ：３％以下、Ｃｒ：６％以下、Ｃｕ：６％以下、Ｎｂ：０．０１〜３％、残部実質的にＦｅ及び不可避的不純物からなる組成を有するか、（ｂ）Ｃ：０．１〜０．８％、Ｓｉ：３％以下、Ｍｎ：３％以下、Ｓ：０．２％以下、Ｎｉ：１０％以下、Ｃｒ：３０％以下、Ｃｕ：６％以下、Ｎｂ：０．０５〜８％、残部実質的にＦｅ及び不可避的不純物からなる組成を有する内燃機関用ピストン。

Description

発明の分野
本発明は、自動車用エンジン、特にディーゼルエンジン等に好適な内燃機関用ピストン及びその製造方法に関する。

自動車用エンジンの燃焼温度及び圧力は、高出力化及び低燃費化を図るため、益々上昇する傾向にある。そのため、特にディーゼルエンジン用ピストンでは、高温耐力、高温剛性、耐熱亀裂性等の耐熱性や、高出力化及び低燃費化を得るための軽量化が求められている。さらに例えば、ピストンのスカート部とシリンダライナとの間、ピストンのピンボス部とピストンピンとの間、ピストンのリング溝とピストンリングとの間等の摺動部位において、異常摩耗、カジリ、焼付き等が生じないように、耐摩耗性、耐焼付性、低熱膨張性等の特性の向上が要求されている。特に耐焼付性（「耐スカッフィング性」又は「耐スコーリング性」とも云われる）が低いと、ピストンや相手部材の表面に傷が付き、摩耗が助長されるばかりか、カジリや焼付きに至ることもある。そのため、耐焼付性はピストンにとって極めて重要な特性である。
従来ディーゼルエンジン用ピストンには、軽量化を目的に、ＪＩＳ ＡＣ８Ａ等のアルミニウム合金が用いられていた。しかし、アルミニウム合金からなるピストンでは、熱的及び機械的な耐久温度が３５０℃程度と低く、また熱膨張量も大きいので、焼付きやカジリが発生しやすいといった問題がある。そのため、最近アルミニウム合金の代わりに、約４００℃までの耐久性が比較的高く、かつ組織内の黒鉛による自己潤滑性により耐焼付性が良好な球状黒鉛鋳鉄が採用されるようになった（例えば特開平１０−８５９２４号参照）。
しかしながら、球状黒鉛鋳鉄製ピストンは十分な延性を有するものの、ピストン温度が４５０℃以上になると耐熱性が不足し、熱的機械的負荷の繰返しによりリップ等に熱亀裂が発生するという問題がある。また１５ＭＰａ程度の燃焼圧力までは、黒鉛による自己潤滑性により比較的良好な耐焼付性を発揮するが、２０ＭＰａ以上に上昇すると、黒鉛潤滑による耐焼付性が満足できなくなるとともに、高温耐力及び高温剛性が低下し、シリンダライナ等の相手部材との強い接触によりピストン及び相手部材の摩耗が進行してブローバイが大きくなり、また片当り等に起因して、カジリ、焼付き、破損といった不具合が生じ、エンジン性能を損なうおそれがある。
軽量化を狙って、球状黒鉛鋳鉄製ピストンを薄肉にしようとすると、高温剛性が低くなり過ぎ、リップの他にピンボス部、スカート部等でも亀裂が発生するおそれがある。そのため、球状黒鉛鋳鉄製ピストンでは大幅な軽量化には限界がある。
米国特許第５，１３６，９９２号は、燃焼温度及び圧力の上昇に対応するため、ピストンのピンボス部を含む頭部とスカート部とを別に製作し、一体的に組み立てたピストンを提案している。図９はそのピストン１００の一例の断面図である。ピストン１００は、燃焼室１０５、頂面１０６及び燃焼室１０５の開口縁（リップ）１０７を有する頭部１０１と、スカート部１０２と、トップランド１０８と、ピストンリングが装着されるリング溝１０９と、ピンボス部１０４と、オイルが循環して燃焼室１０５を冷却するクーリングチャンネル又はギャラリーと呼ばれる冷却空洞部１０３とを有する。１００ｈはピン孔中心から頂面１０６までの寸法のコンプレッションハイトを表す。
頭部１０１及びピンボス部１０４は、高い耐熱性を有するために、重量比で、Ｃ：０．３２〜０．４５％、Ｓｉ：０．４〜０．９％、Ｍｎ：１．０〜１．８％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０６５％以下、Ｖ：０．０６〜０．１５％、残部：Ｆｅからなる析出硬化したフェライト−パーライト組織の鍛鋼からなり、スカート部１０２はアルミニウム等の軽合金からなる。このような構成により、従来のＦｅ_ｂＡｌＣｒ_４２Ｍｏ_４合金（ＪＩＳ ＳＣＭ４４０相当）より低コストで製造できると記載されている。
しかしながら、鍛鋼ピストン１００は高温剛性に優れているものの、組織中に自己潤滑性を有する黒鉛が存在しないため、燃焼圧力が２０〜２５ＭＰａに上昇すると、耐焼付性及び耐摩耗性が不足するおそれがある。また鍛造法で製造されるために、硫化物や非金属介在物が鍛造時の主変形方向に（鍛流線に沿って）細く伸ばされ、これが起点となって高い熱的機械的負荷下で燃焼室１０５のリップ１０７等に熱亀裂が発生するおそれがある。
また頭部１０１とスカート部１０２との組み立て工程が必要であるので、製造コストが高いという問題もある。さらに冷却空洞部１０３を加工するためにバイトを挿入するスペースが必要であり、コンプレッションハイト１００ｈを大きくせざるを得ないので、コンパクト化が難しい。さらに鍛造法では冷却空洞部１０３を含むピストンを一工程で一体的に製造することができないため、冷却空洞部１０３の加工工程と、空洞部１０３を塞ぐ蓋ｆを固着する工程等が必要であり、製造コスト上昇の原因となる。
日本国特許第２，９８１，８９９号は、耐摩耗性及び耐焼付性を向上させるために表面を窒化して使用されるピストンリング材であって、重量％で、Ｃ：０．６〜１．１％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：２％以下、Ｃｒ：１０．０〜１８．０％、Ｍｏ及び／又はＷ（Ｍｏ＋１／２Ｗ）：０．５〜４．０％、Ｖ及び／又はＮｂ（Ｖ＋１／２Ｎｂ）：０．０５〜２．０％、Ｎｉ：２．５％以下、Ｃｏ：１２％以下、Ｎｉ＋Ｃｏ：０．５％以上、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｏ：３０ｐｐｍ以下、残部：Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、硫酸雰囲気中で腐蝕摩耗特性及び疲労特性に優れたピストンリング材を提案している。Ｖ及びＮｂは結晶粒を微細化して靭性を向上させるだけでなく、炭化物を形成して耐摩耗性及び耐焼付性を向上させ、また焼戻し軟化抵抗を向上させると記載されている。
しかしながらピストンリングは幅の狭い板材をリング状に加工したもので、Ｃｒ炭化物を多量に含有する鋼材でも容易に作製することができる。ところがピストンのように複雑形状で加工量の多い一体鋳造品を製造しようとしても、鋳造及び加工が困難なために製造歩留りが低く、あるいは膨大なコストと工数がかかる等の問題がある。そのため、上記ピストンリング材からピストンを一体的に鋳造することは極めて困難である。さらに上記ピストンリング材はピストンに必要なレベルの高温耐力、高温剛性、耐熱亀裂性等の耐熱性、及び耐焼付性等を兼備していないので、一体鋳造ピストンに使用することはできない。
特にディーゼルエンジン用ピストンでは、燃焼温度の上昇に伴ってピストン温度が４５０〜５００℃程度に上昇し、燃焼圧力が２０ＭＰａ〜２５ＭＰａ程度に上昇すると予想されている。このためピストンには、このような高温高圧に耐える耐熱性を有することが要求される。しかも、熱的機械的負荷の高い条件での摺動中に、シリンダライナ、ピストンピン、ピストンリング等の相手部材との接触によりカジリや焼付き等が生じないように、高い耐焼付性が要求される。さらにエンジンの高出力化及び低燃費化を図るため、ピストンの往復運動時の慣性力の低減、ピストンの軽量化、摩擦の低減、エンジンの騒音低減、エンジンルームの小型化等の要求もある。そのためピストンの薄肉化、コンプレッションハイトの低減等が望まれてきている。
その上、ピストンには、熱的機械的負荷の高い状況で使用しても振動や衝撃によって亀裂や割れを発生しないように、高い強度と延性を有することが要求される。特に亀裂や割れを発生させないために、延性はエンジン内での使用に際して要求されるだけでなく、生産工程や組み付け工程等でも要求される。一般に常温以下の低温における延性は常温伸びで代表される。
発明の目的
従って、本発明の目的は、良好な常温伸びを有するとともに、ピストン温度が４５０℃以上、燃焼圧力が２０ＭＰａ以上に上昇しても使用可能なように高い高温耐力、高温剛性及び耐熱亀裂性とを有し、かつ耐焼付性にも優れた自動車用エンジン、特にディーゼルエンジン等に好適な内燃機関用ピストンを提供することである。
本発明のもう一つの目的は、かかる内燃機関用ピストンを製造する方法を提供することである。

上記目的に鑑み鋭意研究の結果、耐熱性、耐食性、耐摩耗性を有する鋳鋼を一体的に鋳造したピストンは、４５０℃以上のピストン温度及び２０ＭＰａ以上の燃焼圧力という過酷な条件でも十分な高温耐力、高温剛性、耐熱亀裂性及び耐焼付性を発揮し、また軽量化が可能であることを発見し、本発明に想到した。
本発明の内燃機関用ピストンは一体的に鋳造されていることを特徴とする。すなわち、本発明の内燃機関用ピストンは、頭部と、ピンボス部と、スカート部とが一体的に鋳造されている。一体的に鋳造された内燃機関用ピストンは冷却空洞部を有するのが好ましい。内燃機関用ピストンはディーゼルエンジンに好適であり、特に頭部に燃焼室を有し、前記燃焼室の近傍に冷却空洞部が形成されているのが好ましい。
本発明の内燃機関用ピストンを形成する第一の鋳鋼は、質量比で、Ｃ：０．８％以下、Ｓｉ：３％以下、Ｍｎ：３％以下、Ｓ：０．２％以下、Ｎｉ：３％以下、Ｃｒ：６％以下、Ｃｕ：６％以下、Ｎｂ：０．０１〜３％、残部実質的にＦｅ及び不可避的不純物からなる組成を有するのが好ましい。より好ましい組成は、質量比で、Ｃ：０．１〜０．５５％、Ｓｉ：０．２〜２％、Ｍｎ：０．３〜３％、Ｓ：０．００５％超で０．２％以下、Ｎｉ：１％以下、Ｃｒ：３％以下、Ｃｕ：１〜４％、Ｎｂ：０．１〜３％、残部実質的にＦｅ及び不可避的不純物からなる。
本発明の内燃機関用ピストンを形成する第二の鋳鋼は、質量比で、Ｃ：０．１〜０．８％、Ｓｉ：３％以下、Ｍｎ：３％以下、Ｓ：０．２％以下、Ｎｉ：１０％以下、Ｃｒ：３０％以下、Ｃｕ：６％以下、Ｎｂ：０．０５〜８％、残部実質的にＦｅ及び不可避的不純物からなる組成を有するのが好ましい。より好ましい組成は、質量比で、Ｃ：０．１〜０．５５％、Ｓｉ：０．２〜２％、Ｍｎ：０．３〜３％、Ｓ：０．０５〜０．２％、Ｎｉ：０．５〜６％、Ｃｒ：６〜２０％、Ｃｕ：１〜４％、Ｎｂ：０．２〜５％、残部実質的にＦｅ及び不可避的不純物からなる。Ｃ、Ｎｉ及びＮｂの含有量は０．０５＜（Ｃ％＋０．１５Ｎｉ％−０．１２Ｎｂ％）≦０．８の要件を満たすのが好ましい。基地組織のオーステナイト相は鋳鋼組織全体の３０％未満であるのが好ましい。
本発明の内燃機関用ピストン用の第一及び第二の鋳鋼はさらにＶ及び／又はＴｉを０．５質量％以下含有するのが好ましい。第一及び第二の鋳鋼はいずれもさらに、Ａｌ、Ｍｇ及びＣａの少なくとも１種を０．０４質量％以下含有するのが好ましい。
第一の鋳鋼には、鋳造後８５０℃以上に保持した後に空冷する熱処理を施すのが好ましい。また第二の鋳鋼には、鋳造後４５０℃以上に保持した後に空冷する熱処理を施すのが好ましい。第二の鋳鋼には、鋳造後１０００℃以上に保持した後に急冷し、次いで４５０℃以上に保持した後に空冷する熱処理を施すのがより好ましい。
鋳鋼としては、（１）基地組織がα−フェライト相及びパーライト相からなる鋳鋼（以下、単に「α−Ｐ系鋳鋼」という）、及び（２）基地組織がδ−フェライト相及びマルテンサイト相からなり、オーステナイト相が３０％未満の鋳鋼（以下、単に「δ−Ｍ系鋳鋼」という）を使用するのが好ましい。特にディーゼルエンジン用ピストン等の過酷な熱的機械的負荷に耐えるには、δ−Ｍ系鋳鋼を用いるのが好ましく、δ−Ｍ系鋳鋼としては、具体的には析出硬化型ステンレス鋳鋼であるＳＣＳ２４（ＪＩＳ）や、析出硬化型ステンレス鋼であるＳＵＳ６３０（ＪＩＳ）（通称１７−４ＰＨ）のような耐熱性、耐食性、耐摩耗性を有する材料をベースに、耐焼付性を有するように組成を修正した鋳鋼が好ましい。
ニアネットシェイプに一体鋳造することにより、構成部分の組み立てや接合が不要となるだけでなく、加工代を少なくできる。このため、冷却空洞部の加工や空洞部の蓋の取付け及び頭部とスカート部との組立てが必要な米国特許第５，１３６，９９２号に記載の組立式鍛造ピストンより、製造コストが著しく低いという利点を有する。また一体鍛造ピストンでは、冷却空洞部を加工するのに加工スペースが不要となり、コンプレッションハイトを低くできるので、ピストンの軽量化とコンパクト化が可能となる。ピストンの構成部分となる頭部と、ピンボス部と、スカート部とを含めて鋳造で一体に形成すれば、冷却空洞部を必要としないガソリンエンジン用のピストンとして使用できる。さらに冷却空洞部を含めて鋳造一体に形成すれば、ディーゼルエンジン用ピストンとして好適である。特にピストンの頭部に燃焼室を有し、燃焼室の近傍に冷却空洞部が形成されている直噴型のディーゼルエンジン用ピストンとして最適である。
高温耐力、高温剛性、耐熱亀裂性と同時に、さらに加えて、常温伸びを確保するとともに、耐焼付性を兼備するには、組織中の共晶炭化物を面積率で１〜３５％とする。共晶炭化物は硬度が高いことから、組織中の共晶炭化物を、面積率で１〜３５％とすることで、ピストンに含まれる高硬度な共晶炭化物が、例えば、シリンダライナ材に含まれるステダイト、ピストンリング材に含まれるＣｒ炭化物、ピストンピン材の表面の浸炭焼入れによるマルテンサイト等相手部材に含まれる高硬度な相からのピストンへの攻撃性を緩和させる。また適量の共晶炭化物を含むことで、比較的凝着性の高いマトリックス相（即ち、基地組織）の面積率が減少するので、ピストンと相手部材とのマトリックス相同士の凝着を抑制して耐焼付性を向上できる。上述の効果は共晶炭化物の面積率１％以上で得られるが、これが３５％を超えると、共晶炭化物が高硬度のため、かえって相手部材への攻撃性が増加して相手部材の摩耗を進行させるとともに耐焼付性が低下し、また延性が低下する。このため組織中の共晶炭化物の面積率は１〜３５％に規定する。なお、面積率とは、視野の全測定面積に占める共晶炭化物の総面積の割合（百分率）をいう。
また組織中の共晶炭化物が、組織中に一様で均一に分散した状態ではなく、共晶炭化物とマトリックス相（基地組織）との集合体である共晶コロニーを形成して、この共晶コロニーが分散して存在することで、延性を大きく損なわずに、耐焼付性を向上させることができる。共晶コロニーとは、図５に模式的に示すように、マトリックス相５３中に微細な共晶炭化物５１が密集して晶出し、共晶炭化物５１とマトリックス相５３とがひとかたまりの集合体の形態で存在するものをいう。共晶炭化物は硬度が高いことから、前述したとおり、耐摩耗性確保と耐焼付性向上に寄与するが、さらにこれが共晶コロニーとして、かつ組織中に分散して存在すると耐焼付性が一層向上する。すなわち、ピストンとして使用した場合、相手部材との摺動により、共晶コロニー内における共晶炭化物同士の間や、共晶コロニー同士の間に存在する比較的硬度の低い（軟らかい）マトリックス相が優先的に凹状に摩耗する。この凹状の領域は、潤滑油等の油だまりとして作用するので、ピストンの保油性が向上し、その結果、耐焼き付き性が向上する。また通常、炭化物の増加は延性低下を招くが、炭化物が微細な共晶炭化物としてマトリックス相に囲まれて存在することで延性の低下が大幅に抑制される。
本発明のピストンは、相手部材として、例えばＦＣ３００相当の高Ｐ（リン）片状黒鉛鋳鉄からなるシリンダライナとの摺動においては、ピストンに含まれる共晶炭化物がシリンダライナ組織中に存在する高硬度なステダイトの攻撃性を緩和してピストンに傷がつくのを防ぎ耐摩耗性が確保され、同時に上述の保油性が向上することによる相乗効果により、耐焼き付き性に優れたものとなる。また相手部材として、例えば浸炭焼入れしたＣｒＭｏ鋼もしくはＣｒ鋼からなるピストンピンとの摺動においては、ピストンに含まれる共晶炭化物がピストンピンに含まれる高硬度な浸炭相によるピストンの摩耗を抑制して、耐摩耗性と耐焼き付き性の優れたピストンとなる。
本発明の内燃機関用ピストンにおいては、前記共晶炭化物の平均円相当径が、３μｍ以下であるのが好ましい。共晶炭化物の平均円相当径を３μｍ以下とすることで、共晶炭化物の切り欠き感度を低下させ、ピストンを加工する際の被削性を確保し、延性を大きく低下させない。さらに共晶炭化物の脱落によるアブレシブな摩耗を抑制する効果により、耐焼付性をより一層向上することが可能となる。なお、共晶炭化物の平均円相当径とは、共晶炭化物の面積を同一の面積を有する円に換算したときの円（疑似円）の直径の平均値をいう。
また前記共晶コロニーは、１つ（ひとかたまり）の共晶コロニーの面積が５０μｍ^２以上のものの数が、組織断面積１ｍｍ^２中（即ち、単位平方ミリ面積当たり）にて１０個以上であるのが好ましい。組織中の共晶コロニーの大きさと、その単位面積当たりの数を上記のように規定することで、ピストン自体の耐摩耗性と保油性、相手部材への攻撃性等のバランスが適正に保たれて、ピストンの耐焼付性をより一層向上できる。
なお、共晶炭化物を生成するには、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、ＴａといったＩＶａ族、Ｖａ族の元素を含有すればよい。これらの元素はＣと結合して共晶炭化物を微細化するとともに、共晶炭化物をマトリックス相に囲まれた集合体の形態、すなわち、共晶コロニーとして晶出させ、耐焼付性、耐摩耗性向上に寄与する。このうち特に共晶炭化物が、Ｎｂ炭化物（ＮｂＣ）を含めば、耐焼付性、耐摩耗性の向上に加えて、後述する作用効果により、鋳造性の改善や被削性の確保が促進されより好ましい。

図１は本発明のピストンを示す断面図である。
図２は実施例４１の金属組織顕微鏡写真（１００倍）である。
図３は比較例５の金属組織顕微鏡写真（１００倍）である。
図４は実施例４１の金属組織顕微鏡写真（４００倍）である。
図５は共晶炭化物と共晶コロニーの模式図である。
図６は熱亀裂試験装置の模式図である。
図７は往復動摩擦摩耗試験の模式図である。
図８はピンオンディスク試験の模式図である。
図９は別に製作したピンボス部を含む頭部とスカート部とを組み立てた従来のピストンを示す断面図である。

［１］鋳鋼の組成
（Ａ）第一の鋳鋼（α−Ｐ系鋳鋼）
（１）Ｃ：０．８％以下
Ｃは、共晶炭化物を生成させるとともに、凝固温度を低下させ、溶湯の流動性、すなわち鋳造時の湯流れ性を向上する等鋳造性を良好にする。この効果は、ピストンを薄肉で鋳造する場合に非常に重要である。しかし、Ｃが０．８％を超えると共晶炭化物の面積率が３５％を超えて多量に晶出したり、Ｃｒ等の析出炭化物が増加して、かえって耐焼付性と延性が低下するとともに、相手部材への攻撃性が強くなる。したがって、Ｃは０．８％以下である。Ｃの含有量は好ましくは０．１〜０．６％であり、より好ましくは０．３〜０．５５％である。
（２）Ｓｉ：３％以下
Ｓｉは、溶湯の脱酸剤としての役割を有し、ＣＯガス等に起因するガス欠陥を防止する等鋳造性を確保する。Ｓｉが３％を超えると、耐熱衝撃性、被削性を低下させる。したがって、Ｓｉは３％以下、好ましくは０．２〜２％である。
（３）Ｍｎ：３％以下
Ｍｎは、溶湯の脱酸作用及び非金属介在物を生成して被削性を改善する。しかしＭｎが３％を超えると靭性が低下するので、Ｍｎは３％以下、好ましくは０．３〜３％、より好ましくは０．３〜２％とする。
（４）Ｎｉ：３％以下
Ｎｉは、ピストン温度が４５０℃以上に上昇しても、高温耐力、高温強度の低下を抑え、かつ高温剛性を確保することで、ピストンの精密に加工した寸法精度を保ち、摩耗、ブローバイ、カジリ、焼付き、破損といった不具合を防止する。このような作用を有するＮｉの含有量は３％以下であり、好ましくは１％以下である。
（５）Ｃｒ：６％以下
Ｃｒは基地組織を強化して高温耐力を高める作用を有する。またピストン表面に不働態皮膜を形成して、ピストン内部の基地組織が直接相手部材に触れる機会を減ずる。しかし６％を超えると鋳鋼の被削性を低下させるため、Ｃｒは６％以下とする。Ｃｒの含有量はより好ましくは４％以下であり、特に３％以下である。
（６）Ｃｕ：６％以下
Ｃｕは、基地組織中に微細に析出して、自己潤滑性を高め、焼付きを防止する。しかし、６％を超えると高温剛性と延性を低下させるため、Ｃｕは６％以下とする。Ｃｕは好ましくは１〜４％である。
（７）Ｎｂ：０．０１〜３％
ＮｂはＣと結合して、微細な共晶炭化物（ＮｂＣ）を共晶コロニーの形態で晶出させ、ピストンの耐焼付性及び耐摩耗性を高める。さらに鋳造時の湯流れ性を改善するとともに、凝固収縮により生ずる引け巣、割れ（熱間亀裂）等の鋳造欠陥を防止する等鋳造性を向上する。またＮｂはＣｒ炭化物等の析出型の粗大炭化物の生成を抑制するので、延性低下や相手部材への攻撃性の増加を抑えるとともに、加工時の被削性を確保する。さらに共晶炭化物のほかに、炭窒化物を形成してパーライトを強化する作用がある。上記の効果を得るには、０．０１％以上のＮｂが必要である。一方、３％を超えると、共晶炭化物の面積率が３５％を超え、かえって耐焼付性と延性の低下や相手部材への攻撃性の増加を招くとともに、耐熱亀裂性及び被削性を低下させる。したがって、Ｎｂは０．０１〜３％とする。Ｎｂは好ましくは０．１〜３％、より好ましくは０．２〜３％である。
（８）Ｓ：０．２％以下
Ｓは、Ｍｎ、Ｃｒと硫化物を生成して耐熱亀裂性を向上するとともに、Ｓ系介在物を生成して鋳鋼の被削性を改善する作用を有する。しかし、Ｓが０．２％を超えると、Ｓ系介在物が過剰となり、耐熱亀裂性が悪化する。硫化物とＳ系介在物とをバランスよく生成させて、適切な耐熱亀裂性及び被削性を両立させるには、Ｓは０．２％以下、好ましくは０．００５〜０．２％、より好ましくは０．０３〜０．２％である。
（９）Ｍｏ：５％以下
Ｍｏは、高温強度を上昇させるため５％以下、好ましくは１％以下とする。
（１０）Ｃｏ：５％以下
Ｃｏは、基地組織に固溶して高温耐力、高温強度、高温剛性を改善するため５％以下、好ましくは３％以下とする。
（１１）Ａｌ、Ｍｇ及びＣａの少なくとも１種：０．０４％以下
Ａｌ、Ｍｇ及びＣａは、溶湯の脱酸剤としての効果があり、また被削性に効果のある硫化物の核として作用し、これを微細に分散する効果を有するため、含有させることができる。一方、これらを過剰に含有させると非金属介在物として基地組織中に残留し、耐熱亀裂性を低下させる。したがって、必要に応じてＡｌ、Ｍｇ及びＣａの少なくとも１種を０．０４％以下含有させることができる。
（１２）その他の元素
Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｔａ等のＩＶａ族、Ｖａ族の元素もＮｂと同様の効果を有する。Ｖ及びＴｉの含有量はそれぞれ０．５％以下であるのが好ましい。またＷは５％以下含有しても良く、Ｂは０．０５％以下含有しても良く、Ｎは０．１％以下含有しても良い。
（Ｂ）第二の鋳鋼（δ−Ｍ系鋳鋼）
（１）Ｃ：０．１〜０．８％
第一の鋳鋼の場合と同様に、Ｃは共晶炭化物を生成させるのに必須で、鋳造性を良好にする作用を有する。しかし、Ｃが０．８％を超えると共晶炭化物の面積率が３５％を超えて多量に晶出したり、Ｃｒ等の析出炭化物が増加して、かえって耐焼付性と延性が低下するとともに、相手部材への攻撃性が強くなる。したがって、Ｃの含有量は０．１〜０．８％であり、好ましくは０．１〜０．５５％であり、より好ましくは０．１〜０．４％である。
（２）Ｓｉ：３％以下
第一の鋳鋼と同じ理由により、Ｓｉは３％以下であり、好ましくは０．２〜２％である。
（３）Ｍｎ：３％以下
第一の鋳鋼と同じ理由により、Ｍｎは３％以下であり、好ましくは０．３〜３％である。
（４）Ｎｉ：１０％以下
第一の鋳鋼と同じ理由により、Ｎｉは好ましくは０．５〜６％である。
（５）Ｃｒ：３０％以下
Ｃｒは、ピストン表面に不働態皮膜を形成して、ピストン内部の基地組織が直接相手部材に触れる機会を減ずる。またＮｉやＣｕとの組合せで基地組織をマルテンサイトにしてピストンの強度を高める作用を有する。３０％以上含有しても効果の程度は変わらず、合金コストが上昇して不経済なほか、Ｃとの析出炭化物が増加して、延性や加工時の被削性の低下や相手部材への攻撃性の増加を招くことから３０％以下とする。Ｃｒは好ましくは６〜２０％である。
（６）Ｃｕ：６％以下
Ｃｕは基地組織中に微細に析出して、自己潤滑性を高め、焼付きを防止する。しかし、６％を超えると高温剛性と延性を低下させるため、Ｃｕは６％以下とする。Ｃｕは好ましくは１〜４％である。
（７）Ｎｂ：０．０５〜８％
ＮｂはＣと結合して、微細な共晶炭化物（ＮｂＣ）を共晶コロニーの形態で晶出させ、ピストンの耐焼付性、耐摩耗性を高める。さらに鋳造時の湯流れ性を改善するとともに、凝固収縮により生ずる引け巣、割れ（熱間亀裂）等の鋳造欠陥を防止する等鋳造性を向上する。またＮｂはＣｒ炭化物等の析出型の粗大炭化物の生成を抑制するので、延性低下や相手部材への攻撃性の増加を抑えるとともに、加工時の被削性を確保する。さらにＮｂＣは高温耐力を向上する効果も有する。このような効果を得るには、０．０５％以上のＮｂ含有量が必要である。一方、８％を超えると、共晶炭化物の面積率が３５％を超え、かえって耐焼付性と延性の低下や相手部材への攻撃性の増加を招くとともに、耐熱亀裂性及び被削性を低下させる。したがって、Ｎｂは０．０５〜８％とする。Ｎｂは好ましくは０．２〜５％、より好ましくは０．２〜３．５％とする。
（８）Ｓ：０．２％以下
Ｓは、Ｍｎ及びＣｒと硫化物を生成して耐熱亀裂性を向上するとともに、耐熱亀裂性を低下させるＳ系介在物を生成して、その内部潤滑作用によって被削性を改善する。しかし、Ｓが０．２％を超えると、Ｓ系介在物が過剰となり、耐熱亀裂性を悪化させる。硫化物とＳ系介在物とをバランスよく生成させて、適切な耐熱亀裂性及び被削性を両立させるには、Ｓは０．２％以下であり、好ましくは０．０５〜０．２％であり、より好ましくは０．１〜０．２％以下である。
（９）Ｍｏ：５％以下
第一の鋳鋼と同じ理由により、Ｍｏは５％以下であり、好ましくは３％以下である。
（１０）Ｃｏ：５％以下
第一の鋳鋼と同じ理由により、Ｃｏは５％以下であり、好ましくは３％以下である。
（１１）Ｃ、Ｎｉ及びＮｂの比率
Ｃ、Ｎｉ及びＮｂの含有量は、０．０５＜（Ｃ％＋０．１５Ｎｉ％−０．１２Ｎｂ％）≦０．８（質量比）の条件を満たすのが好ましい。ピストンを低コストに鋳造するためには、安価な原材料を用いることが必要である。原材料となるスクラップ材によっては、鋳造時の湯流れ性等、鋳造性の確保のために、高いＣ量で鋳造せざるを得ない場合もある。δ−Ｍ系鋳鋼においては、Ｃ量が多くなるとＭｓ点を低下させ、常温でオーステナイトが多量に残留して、高温耐力、高温剛性が得られない場合がある。ＮｂＣを生成させ、オーステナイト中のＣ量を低下させ、結果として基地のＭｓ点の低下を防ぐ作用のあるＮｂと、Ｍｓ点の低下を招くＮｉ量を、０．０５＜（Ｃ％＋０．１５Ｎｉ％−０．１２Ｎｂ％）≦０．８の範囲に制限することで、所望の高温耐力及び高温剛性が得られる。
（１２）Ａｌ、Ｍｇ及びＣａの少なくとも１種：０．０４％以下
第一の鋳鋼と同じ理由により、Ａｌ、Ｍｇ及びＣａの少なくとも１種を０．０４％以下含有しても良い。
（１３）その他の元素
Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｔａ等のＩＶａ族、Ｖａ族の元素もＮｂと同様の効果を有する。Ｖ及びＴｉの含有量はそれぞれ０．５％以下であるのが好ましい。またＷは５％以下含有しても良く、Ｂは０．０５％以下含有しても良く、Ｎは０．１％以下含有しても良い。
（１４）不可避的不純物
Ｐは原料から不可避的に混入するが靭性を低下させるので少ないほど好ましく、具体的には０．０５％以下にするのがよい。
［２］内燃機関用ピストンの組織及び特性
鋳鋼は組織中の共晶炭化物が面積率で１〜３５％であり、前記共晶炭化物が共晶コロニー（共晶炭化物とマトリックス相の集合体）を形成した組織を有するのが好ましい。共晶炭化物の平均円相当径は３μｍ以下であるのが好ましい。前記共晶コロニーは、１つの共晶コロニーの面積が５０μｍ^２以上のものの数が、組織断面積１ｍｍ^２中に１０個以上であるのが好ましい。前記共晶炭化物はＮｂ炭化物を含むのが好ましい。
第一及び第二の内燃機関用ピストンにおいて、組織中のＭｎ、Ｃｒの少なくとも１種を含む硫化物の面積率が０．２〜３．０％であり、全硫化物の数に対する円形度０．７以上の硫化物の数が７０％以上であるのが好ましい。
ピストンの部材として、耐熱性、耐食性、耐摩耗性を有する鋳鋼のなかから材料を適切に選択することで、ピストン温度が４５０℃以上と上昇し、燃焼圧力が２０ＭＰａ以上と上昇しても、十分な高温耐力、高温剛性、耐熱亀裂性とを備えたピストンとなる。例えば、鋳鋼は球状黒鉛鋳鉄等に較べ、耐熱亀裂性が高いので高温となる燃焼室やその近くのリップに熱亀裂が発生しにくく、また高温剛性が高いので軽量化のために主要部肉厚を薄肉にしても形状寸法を維持できるので、摩耗、ブローバイ、カジリ、焼付き、破損といった不具合を生じにくくエンジン性能を損なうことがない。さらにピストンの軽量化やコンプレッションハイトを低くする等のコンパクト化により、エンジン全体の重量低減、エンジンの高出力化と低燃費化、エンジンの騒音低減、エンジンルームの小容量化を図ることが可能となる。また共晶炭化物の面積率を規定することで十分な延性（常温伸び）が確保され、エンジンでの使用はもとより、部品としての生産中、エンジンへの配置、組み付けの等取扱い最中に亀裂や割れを発生しない。
前記鋳鋼は、３５０℃から５００℃の範囲において、３５０ＭＰａ以上の０．２％耐力、及び１４０ＧＰａ以上の縦弾性係数を有する。具体的には、３５０〜５００℃の範囲において、０．２％耐力は３５０℃で４００ＭＰａ以上、４５０℃で３５０ＭＰａ以上、５００℃で３００ＭＰａ以上を確保するのが好ましい。また高温剛性の指標となる縦弾性係数はピストン温度４５０℃以上で１００ＧＰａ以上を確保することが望ましい。このように高温での耐力と剛性とが確保されれば、その相乗効果により耐熱亀裂性も確保される。さらに延性の指標となる常温伸びは、実用上問題のないレベルとして３．０％以上を確保することができる。
低熱膨張性を示す指標である常温から５００℃までの平均線膨張係数は１０〜１６×１０^−６／℃であるのが好ましい。これにより、片状黒鉛鋳鉄製のシリンダライナの平均線膨張係数（２０〜４８０℃の温度範囲で１３．１×１０^−６／℃）とほぼ等しくなって、常温から４５０〜５００℃の温度域で使用してもピストンの外径とシリンダライナとのクリアランスを小さく、かつ適正に確保、維持できて、潤滑のためのオイル消費を少なくする。また燃焼ガスがピストン、ピストンリング、シリンダライナのクリアランスを通ってクランクケースへ吹き抜ける、いわゆるブローバイを低減してエンジンの出力を確保し、さらにピストン、ピストンリング、シリンダライナ間に生成された油膜を切ることなくこれらの部品の摩耗を抑制し、さらにエンジンの騒音を低減できる。
［３］内燃機関用ピストンの製造方法
（Ａ）α−Ｐ系鋳鋼ピストン
第一の内燃機関用ピストンの製造方法は、α−Ｐ系鋳鋼を鋳造後、８５０℃以上に保持して空冷することを特徴とする。鋳放しのピストンでは、製品形状、方案配置、鋳型形状等の要因で、ピストン各部の凝固冷却速度がまちまちになる場合があるので、熱処理により材質を均一化し、耐摩耗性、硬度及び機械的性質を調整するのが好ましい。鋳造後８５０℃以上に加熱保持した後、空冷する焼準処理を施すことで、初析フェライトと緻密なパーライトの混合組織が得られ、ピストン材として必要な強度と耐摩耗性が確保できる。
加熱温度が８５０℃未満では完全にオーステナイト化しない。一旦、全組織をオーステナイト化するためには、８５０℃以上に加熱する必要がある。好ましい加熱保持温度は９００〜９５０℃である。
加熱保持時間は、ピストンのサイズ、形状等によって決まるので一概にいえないが、小型のピストンで０．５時間以上、大型のピストンで１時間以上である。
（Ｂ）δ−Ｍ系鋳鋼ピストン
第二の内燃機関用ピストンの製造方法は、δ−Ｍ系鋳鋼を鋳造後、（ａ）４５０℃以上に保持して空冷するか、（ｂ）１０００℃以上に保持して急冷した後、４５０℃以上に保持して空冷することを特徴とする。ピストンは、使用中の材質変化により永久変形が生ずると、ブローバイや磨耗、焼付き又は破損といった不具合が生じ、エンジン性能を損なうので、材質変化は予め極小化しておく必要がある。このため、使用温度超の温度に保持して材質を安定化させることが有効である。具体的には、鋳造後、ピストンの使用温度である４５０℃以上に保持して空冷する時効処理を施すのが好ましい。さらにこの時効処理に先立ち、鋳造後、１０００℃以上に保持して急冷する固溶化処理を施しておけば、材料中の脆い炭化物（例えばＣｒ炭化物）が固溶化し、靭性及び延性が確保されるのでより好ましい。
固溶化処理と時効処理とにおける加熱保持時間は、ピストンのサイズ、形状等によって決まるので一概にいえないが、小型のもので前者０．５時間以上、後者２時間以上、大型のものでは前者１．５時間以上、後者４時間以上を目安とする。
本発明を以下の実施例によりさらに詳細に説明するが、本発明はそれらに限定されるものではない。
実施例１〜２０、比較例１〜４、従来例１，２
（１）サンプルの作製
表１は本実施例及び比較例に使用したサンプルの化学組成（質量％）を示す。実施例１〜２０は、Ｃｒ含有量が少ないα−Ｐ系鋳鋼（本発明の組成範囲内）からなるサンプルを示し、比較例１〜４は本発明の組成範囲外のα−Ｐ系鋳鋼のサンプルを示す。比較例１はＮｂの含有量が少なすぎる鋳鋼であり、比較例２はＮｂの含有量が多すぎる鋳鋼であり、比較例３はＳの含有量が多すぎる鋳鋼であり、比較例４はＮｂの含有量が少なすぎてＳの含有量が多すぎる鋳鋼である。また従来例１は特開平１０−８５９２４号に開示された球状黒鉛鋳鉄（ＪＩＳ ＦＣＤ６００）を使用した例であり、従来例２は米国特許第５，１３６，９９２号に開示された鍛造鋼を使用した例である。
実施例１〜２０及び比較例１〜４の鋳鋼を１００ｋｇ高周波溶解炉（塩基性ライニング）で溶解した後、１５５０℃以上で取鍋に出湯し、直ちに１５００℃以上で１インチＹブロックに注湯した。実施例１６及び２０以外の実施例１〜２０の鋳鋼、及び比較例１〜４の鋳鋼に対して、鋳造後８５０〜１０００℃で１時間保持し、次いで空冷する焼準熱処理を施し、基地組織がフェライト相及びパーライト相からなるサンプルとした。
ＪＩＳ ＦＣＤ６００相当の球状黒鉛鋳鉄の従来例１については、１００ｋｇ高周波溶解炉（酸性ライニング）で溶解し、１５００℃以上で取鍋に出湯中に、Ｆｅ−７５％ＳｉとＦｅ−Ｓｉ−４％Ｍｇを用いたサンドイッチ法で球状化処理し、さらに注湯直前に、Ｆｅ−７５％Ｓｉで２次接種を行い、１インチＹブロックに注湯してサンプルとした。また米国特許第５，１３６，９９２号に開示された鍛鋼製ピストンに相当する組成を有する従来例２の鋳鋼は、真空溶解してインゴットに注湯し、次いでインゴットを１１００℃で鍛伸した後、９５０℃から焼準熱処理を施してサンプルとした。

（２）共晶炭化物及び共晶コロニーの解析
得られた各サンプルの金属組織を観察して、共晶炭化物及び共晶コロニーについて解析した。各サンプルから切り出した試験片を樹脂に埋め込み、エメリー紙で＃１０００番まで研磨し、さらに１５μｍ、９μｍ、３μｍ、１μｍのダイヤモンド粒子による研磨及びコロイダルシリカによる仕上げ研磨を順次行った後、観察面をナイタール腐食液でエッチング処理した。
画像解析装置（旭化成（株）製、商品名ＩＰ−１０００）を用いて、倍率２００倍で、３０３９６．６μｍ^２の任意の５視野について、共晶炭化物の面積率（％）及び平均円相当径（μｍ）を測定した。共晶炭化物の面積率は、各視野内の共晶炭化物の面積の合計を、全視野面積（３０３９６．６μｍ^２）で割った値を５視野で平均した値である。なお、非金属介在物は共晶炭化物の面積率と平均円相当径の測定対象から除外した。結果を表２に示す。
面積５０μｍ^２以上の共晶コロニー数については、まず研磨、腐食したサンプルを、光学顕微鏡により倍率１００倍で任意の５視野を撮影した。得られた顕微鏡写真から、１０μｍ以下に接近又は接触した複数の共晶炭化物の集まりを１つの共晶コロニーと定義する。共晶コロニーの面積は、図５の模式図で示すように、共晶コロニー５２を囲む包絡線Ｌを引き、この包絡線Ｌによって囲まれる面積と定義する。共晶炭化物５１が小さくて不明瞭な場合や、共晶炭化物５１同士の距離が不明確な場合、観察部分を１００倍以上に拡大して、その大きさや距離を判別した。次に、上記画像解析装置により面積５０μｍ^２以上の共晶コロニーの数を測定し、これを測定面積で割り、得られた値を５視野で平均し、単位面積（１ｍｍ^２）当たりの共晶コロニーの数を求めた。結果を表２に示す。
（３）耐焼付性
各サンプルに対して、ピストンとピストンピンの摺動に相当する往復動摩擦摩耗試験と、ピストンとシリンダライナの摺動に相当するピンオンディスク試験を行い、耐焼付性を評価した。
（ａ）耐ピン焼付き性
往復動摩擦摩耗試験は以下の手順で行った。まず各サンプルを６０ｍｍ×２０ｍｍ×５ｍｍの板状試験片７１に加工し、０．１〜０．２μｍの平均表面粗さＲａ（ＪＩＳ Ｂ ０６０１）に研磨した。図７に示すように、各板状試験片７１を図示しない往復運動働摩擦試験機（（株）オリエンテック製、商品名ＡＦＴ−１５Ｍ型）に取り付けた。板状試験片７１の表面に潤滑油（１０Ｗ−３０相当）を矢印７６に示す方向から滴下した。相手材としてピストンピンに相当する高炭素クロム軸受鋼ＳＵＪ２（ＪＩＳ Ｇ ４８０５）製の直径５μｍの球７２を板状試験片７１に５８．８Ｎのスラスト荷重７５で接触させた状態で、板状試験片７１を１ｃｍの摺動幅及び１．６秒の往復時間で矢印７４に示す方向に往復摺動させ、摩擦力を測定した。摩擦力が６．８６Ｎに達するまでの往復摺動回数（以下、「摩擦回数」という）を求め、以下の基準で耐ピン焼付き性を評価した。
◎：摩擦回数が４００回以上
○：摩擦回数が３００回以上４００回未満
△：摩擦回数が２００回以上３００回未満
×：摩擦回数が２００回未満
（ｂ）耐ライナ焼付き性
ピンオンディスク試験は図８に装置で実施した。ピンオンディスク試験装置は、試験片を保持する円盤状ホルダ８２と、円盤状ホルダ８２に対向して配置された相手材に相当する材質からなるディスク８３と、試験片にスラスト荷重８５をかけるために円盤状ホルダ８２に設けられた手段（図示せず）と、ディスク８３を矢印８４方向に回転させる手段（図示せず）とを有する。
各サンプルを５ｍｍ×５ｍｍ×１０ｍｍの角柱形状に機械加工し、表面粗さ０．５μｍＲａ以下に仕上げたピン試験片８１を作製した。ディスク８３は直径８０ｍｍ×厚さ１２ｍｍで、ＦＣ３００相当の高Ｐ（リン）片状黒鉛鋳鉄により形成した。円盤状ホルダ８２に取り付けた４個のピン試験片８１をディスク８３に接触させ、試験片８１とディスク８３の接触面に潤滑油（１０Ｗ−３０相当）を矢印８６の方向から滴下した。この状態でディスク８３を回転させ、スラスト荷重８５を段階的に増大させた。スラスト荷重８５はピン試験片８１とディスク８３の接触面の面圧であり、ディスク８３の回転速度は摺動速度である。下記（１）〜（７）の条件でピンオンディスク試験を実施した。
（１）試験開始面圧：１５ｋｇｆ／ｃｍ^２
（２）試験終了面圧：５００ｋｇｆ／ｃｍ^２
（３）面圧力増加間隔：５ｋｇｆ／ｃｍ^２づつ上昇
（４）各面圧での荷重保持時間：１ｍｉｎ
（５）ディスク摺動速度：２ｍ／ｓ
（６）潤滑油油温：１０℃（粘度グレード１００）
（７）潤滑油供給条件：試験開始面圧で１０ｃｍ^３／ｍｉｎの速度で１分間供給した後、供給を停止した。
ピン試験片８１及びディスク８３の一方に損傷が発生した時点での荷重を焼付き荷重（ｋｇｆ）とし、以下の基準で耐ライナ焼付き性を評価した。
◎：焼付き荷重が１２０ｋｇｆ以上
○：焼付き荷重が１００ｋｇｆ以上１２０ｋｇｆ未満
△：焼付き荷重が８０ｋｇｆ以上１００ｋｇｆ未満
×：焼付き荷重が８０ｋｇｆ未満
往復動摩擦摩耗試験及びピンオンディスク試験の結果を表２に示す。

表２から明らかなように、共晶炭化物の面積率は、実施例１〜３及び１４では１％未満であるが、実施例４〜１３及び１５〜２０では本発明の好ましい範囲（１〜３５％）内である。また共晶炭化物の平均円相当径については、実施例１〜２０はいずれも本発明の好ましい範囲（３μｍ以下）内である。単位面積当たりの面積５０μｍ^２以上の共晶コロニーの数は、実施例１〜３、７及び１４以外の実施例では、本発明の好ましい範囲（１０個／ｍｍ^２以上）内である。これに対して、比較例２以外はいずれも本発明の好ましい範囲外である。共晶コロニーの数が１０個／ｍｍ^２未満の鋳鋼では、組織中に共晶コロニーが多量に晶出し、分散せずに連結して粗大なコロニーが形成されていると考えられる。
表２から、往復動摩擦摩耗試験において実施例１〜２０はいずれも摩擦回数が３００回以上と多く、優れた耐ピン焼付き性を有することが分かる。またピンオンディスク試験において実施例１〜２０はいずれも焼付き荷重が１００ｋｇｆ以上と大きく、優れた耐ライナ焼付き性を有することが分かる。これに対して、３．２２質量％と過剰のＮｂを含有する比較例２の試験片は、耐ピン焼付き性及び耐ライナ焼付き性のいずれも優れていたが、耐熱亀裂性に劣っていた。またその他の比較例の試験片はいずれも耐ピン焼付き性及び耐ライナ焼付き性に劣っていた。
共晶炭化物の面積率及び平均円相当径、並びに単位面積当たりの５０μｍ^２以上の共晶コロニーの数が大きいほど耐焼付性（耐ピン焼付き性及び耐ライナ焼付き性）が大きくなる傾向が認められた。
（４）硫化物
（ａ）硫化物の面積率
各サンプルから切り出した試験片を樹脂に埋め込み、エメリー紙で＃１０００番まで研磨し、さらに１５μｍ、９μｍ、３μｍ及び１μｍのダイヤモンド粒子による研磨およびコロイダルシリカによる仕上げ研磨を順に行った。各試験片の研磨面を旭化成（株）製の画像解析装置（ＩＰ−１０００）を用いて倍率２００で観察し、各硫化物粒子を同じ面積の円に換算し、直径を求めた。直径が１．０μｍ以上の円に相当する硫化物粒子について、視野における面積率（％）を求めた。結果を表３に示す。
（ｂ）円形度０．７以上の硫化物の割合
硫化物の円形度は、上記と同じ試験片を画像解析装置で観察して得られた各硫化物粒子の像から、（４×π×硫化物粒子の面積）／（硫化物粒子の周囲長）^２の式で算出した。これから、円形度が０．７以上の硫化物粒子の数を求め、それと全硫化物の数との比を計算して、円形度０．７以上の硫化物の割合（％）とした。結果を表３に示す。
（５）組織
オーステナイト率（γ率）は、Ｒｉｇａｋｕ製のＸ線応力測定装置（ストレインフレックスＭＳＦ−２Ｍ）を用いて、体積率（％）として測定した。結果を表３に示す。
（６）常温伸び
各サンプルからＪＩＳ Ｚ ２２０１に従って４号試験片を作製し、アムスラー引張試験機で２５℃における常温伸び（％）を測定した。結果を表３に示す。
（７）高温耐力
各サンプルから切り出した試験片に対して、高温耐力として、ＪＩＳ Ｇ ０５６７の「鉄鋼材料及び耐熱合金の高温引張試験方法」に従って、３５０℃、４５０℃及び５００℃における０．２％耐力（ＭＰａ）を測定した。結果を表３に示す。

表３から明らかなように、実施例１〜３を除いて全ての実施例では、硫化物の面積率が０．２〜３％の好ましい範囲内にあり、また実施例１及び２除いて全ての実施例では、円形度０．７以上の硫化物の割合が７０％以上の好ましい範囲内にあった。オーステナイト率については、全ての実施例で０％であり、３０％以下という好ましい範囲内であった。常温伸び及び高温耐力に関しては、実施例１〜２０は比較例１〜４及び従来例１及び２とほぼ同等であった。
（７）高温剛性
高温剛性測定用試験片として、ＪＩＳ Ｚ ２２８０の「金属材料の高温ヤング率試験方法」に従って、各サンプルから１．５ｍｍ×１０ｍｍ×６０ｍｍの全面研磨加工した板状試験片を作製した。各試験片をそれぞれ３５０℃、４５０℃及び５００℃の大気雰囲気の炉内に入れ、自由保持式静電駆動方式で加振して振動の共振周波数を検出し、共振周波数から縦弾性係数（ＧＰａ）を算出した。結果を表４に示す。
（８）耐熱亀裂性
図６に示す熱亀裂試験装置６０を用いて、耐熱亀裂性の試験を行った。熱亀裂試験装置６０は、冷却水６２を入れる昇降自在の水槽６１と、高周波発振機６３と、高周波発振機６３に接続して高周波発振するコイル６４と、試験片６７を先端に取り付ける棒６６と、棒６６を回転自在に保持する軸６５と、試験片６７に貼り付ける熱電対６８と、熱電対６８に接続した温度データの記録計６９とを有する。試験片６７は直径９０ｍｍ×厚さ５０ｍｍに加工した。
（１）試験片６７を水平にした状態で、高周波発振コイル６４により試験片６７の表面を４５０℃に加熱し、（２）試験片６７を下方に旋回した後に水槽６１を上昇させ（二点鎖線で示す）、常温の冷却水６２により急冷し、（３）水槽６１を下降するとともに試験片６７を元の水平状態に戻す工程からなる加熱冷却サイクル（５秒）を１０００回繰り返した後、耐熱亀裂性の指標として試験片断面の最大亀裂長さ（μｍ）を測定した。耐熱亀裂性の評価基準は以下の通りである。
◎：最大亀裂長さが５０μｍ以下
○：最大亀裂長さが５０μｍ超で１００μｍ以下
△：最大亀裂長さが１００μｍ超で１５０μｍ以下
×：最大亀裂長さが１５０μｍ超
最大亀裂長さの測定結果及び耐熱亀裂性の評価結果を表４に示す。
（９）常温〜５００℃の平均線膨張係数
直径５ｍｍ×厚さ２０ｍｍに加工した試験片を、熱機械分析装置（理学電機（株）製、ＴＨＥＭＯＦＬＥＸ ＴＡＳ−２００ ＴＡＳ８１４０Ｃ）を用いて、大気雰囲気中で昇温速度３℃／分の条件で常温〜５００℃の範囲で熱膨張量を測定した。得られた熱膨張量から平均線膨張係数を求めた。結果を表４に示す。

高温剛性に関しては、実施例１〜２０は比較例１〜４及び従来例１及び２とほぼ同等であった。しかし耐熱亀裂性に関しては、比較例１〜４及び従来例１及び２ではいずれも最大亀裂長さが１００μｍを超えていたのに対し、実施例１〜２０ではいずれも最大亀裂長さが１００μｍ未満であった。
これらの結果から、本発明の要件を満たすパーライト系鋳鋼は、他の材質と同等の常温伸び、高温耐力及び高温剛性を有するとともに、他の材質より著しく優れた耐焼付性及び耐熱亀裂性を有することが分かる。
実施例２１〜４５、比較例５〜１１
（１）サンプルの作製
表５は本実施例及び比較例に使用したサンプルの化学組成（質量％）を示す。実施例２１〜４５は、Ｃｒ含有量が多いδ−Ｍ系鋳鋼（本発明の組成範囲内）からなるサンプルを示し、比較例５〜１１は本発明の組成範囲外のδ−Ｍ系鋳鋼のサンプルを示す。比較例５はＣ及びＳの含有量が少なすぎる鋳鋼であり、比較例６及び７はＣの含有量が少なすぎ、Ｓの含有量が多すぎる鋳鋼である。比較例８〜１０はＳの含有量が多すぎる鋳鋼であり、比較例１１はＮｂの含有量が少なすぎる鋳鋼であり、比較例１２はＮｂの含有量が多すぎる鋳鋼である。
実施例２１〜４５及び比較例５〜１１の鋳鋼を１００ｋｇ高周波溶解炉（塩基性ライニング）で溶解した後、１５５０℃以上で取鍋に出湯し、直ちに１５００℃以上で１インチＹブロックに注湯した。実施例３１及び比較例６、８〜１０及び１２以外の実施例及び比較例の鋳鋼に対して、鋳造後１０００〜１２００℃で１時間保持後急冷する固溶化熱処理を施した後、５５０〜６３０℃で２〜４時間保持後空冷する時効処理を施した。熱処理した各鋳鋼の基地組織はδ−フェライト相及びマルテンサイト相を含有し、オーステナイト相が３０％未満であった。

（２）共晶炭化物及び共晶コロニーの解析
得られた各サンプルに対して、実施例１〜２０と同様に共晶炭化物の面積率（％）及び平均円相当径（μｍ）、並びに面積５０μｍ^２以上の共晶コロニーの数を測定した。結果を表６に示す。但し、観察面のエッチング処理は混酸溶液（Ｈ_２Ｏ：１０ｃｍ^３、ＨＣｌ：２０ｃｍ^３、ＨＮＯ_３：４ｃｍ^３、Ｈ_２ＳＯ_４：１．３ｃｍ^３の混合溶液）で行った。
実施例４１の鋳鋼の組織を図２（１００倍の顕微鏡写真）及び図４（４００倍の顕微鏡写真）に示す。組織中には、基地組織であるマルテンサイト相２３、δ−フェライト相２４、微細な共晶炭化物とマトリックス相２３との集合体である共晶コロニー２２、及び非金属介在物２５が観察される。また図４には、共晶炭化物４１、共晶コロニー４２、基地組織であるマルテンサイト相４３、及び非金属介在物４５が観察される。
共晶炭化物の組成を、エネルギー分散型Ｘ線分光器付き電界放射型走査電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ ＥＤＳ、（株）日立製作所製Ｓ−４０００、ＥＤＸ ＫＥＶＥＸ ＤＥＬＴＡシステム）を用いて分析した。その結果、共晶炭化物の組成は主にＮｂ炭化物（ＮｂＣ）からなることが確認された。図３は、比較例５の光学顕微鏡写真（１００倍）を示す。この組織中には、基地組織であるマルテンサイト相３３とδ−フェライト相３４、及び非金属介在物３５が観察されるが、共晶炭化物は観察されない。
（３）耐焼付性
各サンプルに対して、ピストンとピストンピンの摺動に相当する往復動摩擦摩耗試験と、ピストンとシリンダライナの摺動に相当するピンオンディスク試験を行い、耐焼付性を評価した。
（ａ）耐ピン焼付き性
実施例１〜２０と同様にして往復動摩擦摩耗試験を行い、以下の基準で耐ピン焼付き性を評価した。
◎：摩擦回数が４００回以上
○：摩擦回数が３００回以上４００回未満
△：摩擦回数が２００回以上３００回未満
×：摩擦回数が２００回未満
（ｂ）耐ライナ焼付き性
実施例１〜２０と同様にしてピンオンディスク試験を行い、以下の基準で耐ライナ焼付き性を評価した。
◎：焼付き荷重が１２０ｋｇｆ以上
○：焼付き荷重が１００ｋｇｆ以上１２０ｋｇｆ未満
△：焼付き荷重が８０ｋｇｆ以上１００ｋｇｆ未満
×：焼付き荷重が８０ｋｇｆ未満
往復動摩擦摩耗試験及びピンオンディスク試験の結果を表６に示す。

表６から明らかなように、共晶炭化物の面積率は、実施例２１〜２５及び３８では１％未満であるが、実施例２６〜３７、３９〜４５では本発明の好ましい範囲（１〜３５％）内である。また共晶炭化物の平均円相当径については、実施例３３以外いずれの実施例も本発明の好ましい範囲（３μｍ以下）内である。単位面積当たりの面積５０μｍ^２以上の共晶コロニーの数は、実施例３８以外のいずれの実施例でも本発明の好ましい範囲（１０個／ｍｍ^２以上）内である。これに対して、比較例９及び１０（耐焼付性及び耐熱亀裂性に劣る）以外の比較例５〜１２はいずれも本発明の好ましい範囲外である。
表６から、往復動摩擦摩耗試験において実施例２１〜４５はいずれも摩擦回数が３００回以上と多く、優れた耐ピン焼付き性を有することが分かる。またピンオンディスク試験において実施例２１〜４５はいずれも焼付き荷重が１００ｋｇｆ以上と大きく、優れた耐ライナ焼付き性を有することが分かる。これに対して、比較例５〜１２は、耐ピン焼付き性及び耐ライナ焼付き性のいずれも劣っていた。
共晶炭化物の面積率及び平均円相当径、並びに単位面積当たりの５０μｍ^２以上の共晶コロニーの数が大きいほど耐焼付性（耐ピン焼付き性及び耐ライナ焼付き性）が大きくなる傾向が認められた。
（４）硫化物
（ａ）硫化物の面積率及び円形度０．７以上の硫化物の割合
実施例１〜２０と同様にして各サンプルの硫化物の面積率（％）及び円形度０．７以上の硫化物の割合を求めた。結果を表７に示す。
（５）組織
実施例１〜２０と同様にして各サンプルのオーステナイト率（γ率）を測定した。結果を表７に示す。
（６）常温伸び及び高温耐力
実施例１〜２０と同様にして各サンプルの２５℃における常温伸び（％）、及び３５０℃、４５０℃及び５００℃における０．２％耐力（ＭＰａ）を測定した。結果を表７に示す。

表７から明らかなように、実施例２１以外の全ての実施例では、硫化物の面積率が０．２〜３％の好ましい範囲内にあり、また全ての実施例では、円形度０．７以上の硫化物の割合が７０％以上の好ましい範囲内にあった。オーステナイト率については、全ての実施例が３０％未満という本発明の好ましい範囲内にあった。常温伸び及び高温耐力に関しては、実施例２１〜４５は比較例５〜１２と同等以上であった。
（７）高温剛性
実施例１〜２０と同様にして各サンプルの縦弾性係数（ＧＰａ）を測定した。結果を表８に示す。
（８）耐熱亀裂性
実施例１〜２０と同様にして各サンプルの最大亀裂長さ（μｍ）を測定し、以下の基準で評価した。
◎：最大亀裂長さが５０μｍ以下
○：最大亀裂長さが５０μｍ超で１００μｍ以下
△：最大亀裂長さが１００μｍ超で１５０μｍ以下
×：最大亀裂長さが１５０μｍ超
最大亀裂長さの測定結果及び耐熱亀裂性の評価結果を表８に示す。
（９）常温〜５００℃の平均線膨張係数
実施例１〜２０と同様にして各サンプルの常温〜５００℃の平均線膨張係数を求めた。結果を表８に示す。

高温剛性に関しては、実施例２１〜４５はいずれも１４０ＧＰａ以上という本発明の好ましい範囲内であった。耐熱亀裂性に関しても、実施例２１〜４５はいずれも優れていた。これに対して、比較例６〜１２ではいずれも最大亀裂長さが１００μｍを超えていた。比較例５は最大亀裂長さが３５μｍと小さかったが、耐焼付性に劣っていた。
これらの結果から、本発明の要件を満たすマルテンサイト系鋳鋼は、他の材質と同等以上の常温伸び、高温耐力及び高温剛性を有するとともに、他の材質より著しく優れた耐焼付性及び耐熱亀裂性を有することが分かる。

０．２４質量％のＣ、０．６１質量％のＳｉ、０．５７質量％のＭｎ、３．８７質量％のＮｉ、１５．９２質量％のＣｒ、２．９９質量％のＣｕ、２．１０質量％のＮｂ、及び０．０７２質量％のＳを含有するマルテンサイト系鋳鋼を用いて、図１に示すピストン１０を一体的に鋳造した。このピストン１０は、頭部１１、スカート部１２、冷却空洞部１３、ピンボス部１４、ピン嵌合内径１４ｄ、燃焼室１５、頂面１６、リップ１７、トップランド１８、及びリング溝１９を有する。１０ｈはコンプレッションハイトを表し、Ｄは外径を表す。
上記鋳鋼の特性は以下の通りであった。
共晶炭化物の面積率：７．７％
共晶炭化物の平均円相当径：２．０μｍ
面積が５０μｍ^２以上の共晶コロニー数：５０個／ｍｍ^２
耐ピン焼付性（摩擦回数）：５６１回
耐ライナ焼付性（焼付き荷重）：１３０Ｋｇｆ
硫化物の面積率：０．７％
円形度０．７以上の硫化物／全硫化物：８６％
γ率：６．１％
常温伸び：９．８％
０．２％耐力
ａｔ３５０℃：６２５ＭＰａ
ａｔ４５０℃：６０４ＭＰａ
ａｔ５００℃：５１２ＭＰａ
縦弾性係数
ａｔ３５０℃：１９４ＧＰａ
ａｔ４５０℃：１７０ＧＰａ
ａｔ５００℃：１５３ＧＰａ
耐熱亀裂性（最大亀裂長さ）：４８μｍ
常温〜５００℃平均線膨張係数：１２．１×１０^−６／℃
上記鋳鋼を１６１０℃で取鍋に出湯し、図１に示すピストン形状のキャビティを有する砂鋳型に１５２０℃で注湯した。鋳造後、１０４０℃に１時間保持した後急冷する固溶化熱処理を行い、さらに６００℃で４時間保持後空冷する時効処理を行った。次いでピストン１０の外周に切削加工及び研削加工を行った。軽量化を図るため、ピストン１０の主要部の平均肉厚を３．０ｍｍ以下とした。鋳造工程で引け巣、湯廻り不良、ガス欠陥等の問題となる鋳造欠陥は発生せず、また加工工程においても切削不具合や加工工具の異常摩耗等の不具合は生じなかった。
得られたピストン１０のスカート部１２、ピンボス部１４及びリング溝１９において、共晶炭化物の面積率は３．２〜１２．６％であり、共晶炭化物の平均円相当径は１．８〜２．４μｍであり、単位面積当たりの面積５０μｍ^２以上の共晶コロニー数は４８〜７２個／ｍｍ^２であった。
得られたピストン１０を１０，０００ｃｃの６気筒ディーゼルエンジンに搭載して、ピストン温度４５２℃、及び燃焼圧力２０ＭＰａの条件で、４００時間の耐久試験を実施した。耐久試験中にブローバイや焼付き等の不具合は生じなかった。また耐久試験後にピストン１０の状態を観察したところ、スカート部１２、ピンボス部１４等に摩耗、カジリ、破損等がなく、またリップ１７に熱亀裂がなかった。
比較例１３
従来例１の鋳鉄を使用して、実施例４６と同様にピストンを作製した。得られたピストンは、スカート部、ピンボス部及びリング溝の任意のいずれにも共晶炭化物が観察されなかった。このピストンに対して実施例４６と同じ条件で耐久試験を行ったところ、試験開始５時間後に異常音が生じ、エンジンの出力が低下したため、耐久試験を中止した。耐久試験後のピストンの状態を観察したところ、スカート部に強い当りを示すスカッフ痕が見られ、リップには微小な熱亀裂が発生していた。この耐久試験結果から、黒鉛の自己潤滑性により耐焼付性が比較的良好な従来例１の鋳鉄からなるピストンでも、主要部の平均肉厚を３．０ｍｍ以下とすると、ピストン温度４５０℃以上、及び燃焼圧力２０ＭＰａ以上という過酷な条件では耐熱性、耐久性及び耐焼付性が不足することが分かる。
上記の通り、本発明の内燃機関用ピストンは、良好な常温伸びを有するとともに、ピストン温度が４５０℃以上で燃焼圧力が２０ＭＰａ以上という過酷な条件でも十分な高温耐力、高温剛性、耐焼付性及び耐熱亀裂性を有する。このような内燃機関用ピストンは自動車用エンジン、特にディーゼルエンジンに好適である。

【０００１】
【背景技術】
自動車用エンジンの燃焼温度及び圧力は、高出力化及び低燃費化を図るため、益々上昇する傾向にある。そのため、特にディーゼルエンジン用ピストンでは、高温耐力、高温剛性、耐熱亀裂性等の耐熱性や、高出力化及び低燃費化を得るための軽量化が求められている。さらに例えば、ピストンのスカート部とシリンダライナとの間、ピストンのピンボス部とピストンピンとの間、ピストンのリング溝とピストンリングとの間等の摺動部位において、異常摩耗、カジリ、焼付き等が生じないように、耐摩耗性、耐焼付性、低熱膨張性等の特性の向上が要求されている。特に耐焼付性（「耐スカッフィング性」又は「耐スコーリング性」とも云われる）が低いと、ピストンや相手部材の表面に傷が付き、摩耗が助長されるばかりか、カジリや焼付きに至ることもある。そのため、耐焼付性はピストンにとって極めて重要な特性である。
従来ディーゼルエンジン用ピストンには、軽量化を目的に、ＪＩＳ ＡＣ８Ａ等のアルミニウム合金が用いられていた。しかし、アルミニウム合金からなるピストンでは、熱的及び機械的な耐久温度が３５０℃程度と低く、また熱膨張量も大きいので、焼付きやカジリが発生しやすいといった問題がある。そのため、最近アルミニウム合金の代わりに、約４００℃までの耐久性が比較的高く、かつ組織内の黒鉛による自己潤滑性により耐焼付性が良好な球状黒鉛鋳鉄が採用されるようになった（例えば特開平１０−８５９２４号参照）。
しかしながら、球状黒鉛鋳鉄製ピストンは十分な延性を有するものの、ピス

【０００２】
トン温度が４５０℃以上になると耐熱性が不足し、熱的機械的負荷の繰返しによりリップ等に熱亀裂が発生するという問題がある。また１５ＭＰａ程度の燃焼圧力までは、黒鉛による自己潤滑性により比較的良好な耐焼付性を発揮するが、２０ＭＰａ以上に上昇すると、黒鉛潤滑による耐焼付性が満足できなくなるとともに、高温耐力及び高温剛性が低下し、シリンダライナ等の相手部材との強い接触によりピストン及び相手部材の摩耗が進行してブローバイが大きくなり、また片当り等に起因して、カジリ、焼付き、破損といった不具合が生じ、エンジン性能を損なうおそれがある。
軽量化を狙って、球状黒鉛鋳鉄製ピストンを薄肉にしようとすると、高温剛性が低くなり過ぎ、リップの他にピンボス部、スカート部等でも亀裂が発生するおそれがある。そのため、球状黒鉛鋳鉄製ピストンでは大幅な軽量化には限界がある。
米国特許第５，１３６，９９２号は、燃焼温度及び圧力の上昇に対応するため、ピストンのピンボス部を含む頭部とスカート部とを別に製作し、一体的に組み立てたピストンを提案している。図９はそのピストン１００の一例の断面図である。ピストン１００は、燃焼室１０５、頂面１０６及び燃焼室１０５の開口縁（リップ）１０７を有する頭部１０１と、スカート部１０２と、トップランド１０８と、ピストンリングが装着されるリング溝１０９と、ピンボス部１０４と、オイルが循環して燃焼室１０５を冷却するクーリングチャンネル又はギャラリーと呼ばれる冷却空洞部１０３とを有する。１００ｈはピン孔中心から頂面１０６までの寸法のコンプレッションハイトを表す。
頭部１０１及びピンボス部１０４は、高い耐熱性を有するために、重量比で、Ｃ：０．３２〜０．４５％、Ｓｉ：０．４〜０．９％、Ｍｎ：１．０〜１．８％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０６５％以下、Ｖ：０．０６〜０．１５％、残部：Ｆｅからなる析出硬化したフェライト−パーライト組織の鍛鋼からなり、スカート部１０２はアルミニウム等の軽合金からなる。このような構成により、従来のＦｅ_ｂａｌＣｒ_４２Ｍｏ_４合金（ＪＩＳ ＳＣＭ４４０相当）より低コストで製造できると記載されている。
しかしながら、鍛鋼ピストン１００は高温剛性に優れているものの、組織中に自己潤滑性を有する黒鉛が存在しないため、燃焼圧力が２０〜２５ＭＰａに上昇す

【０００９】
図３は比較例５の金属組織顕微鏡写真（１００倍）である。
図４は実施例４１の金属組織顕微鏡写真（４００倍）である。
図５は共晶炭化物と共晶コロニーの模式図である。
図６は熱亀裂試験装置の模式図である。
図７は往復動摩擦摩耗試験の模式図である。
図８はピンオンディスク試験の模式図である。
図９は別に製作したピンボス部を含む頭部とスカート部とを組み立てた従来のピストンを示す断面図である。
【発明を実施するための最良の形態】
［１］鋳鋼の組成
（Ａ）第一の鋳鋼（α−Ｐ系鋳鋼）
（１）Ｃ：０．８％以下
Ｃは、共晶炭化物を生成させるとともに、凝固温度を低下させ、溶湯の流動性、すなわち鋳造時の湯流れ性を向上する等鋳造性を良好にする。この効果は、ピストンを薄肉で鋳造する場合に非常に重要である。しかし、Ｃが０．８％を超えると共晶炭化物の面積率が３５％を超えて多量に晶出したり、Ｃｒ等の析出炭化物が増加して、かえって耐焼付性と延性が低下するとともに、相手部材への攻撃性が強くなる。したがって、Ｃは０．８％以下である。Ｃの含有量は好ましくは０．１〜０．５５％であり、より好ましくは０．３〜０．５５％である。
（２）Ｓｉ：３％以下
Ｓｉは、溶湯の脱酸剤としての役割を有し、ＣＯガス等に起因するガス欠陥を防止する等鋳造性を確保する。Ｓｉが３％を超えると、耐熱衝撃性、被削性を低下させる。したがって、Ｓｉは３％以下、好ましくは０．２〜２％である。
（３）Ｍｎ：３％以下
Ｍｎは、溶湯の脱酸作用及び非金属介在物を生成して被削性を改善する。しかしＭｎが３％を超えると靭性が低下するので、Ｍｎは３％以下、好ましくは０．３〜３％、より好ましくは０．３〜２％とする。
（４）Ｎｉ：３％以下

【００２０】
ら滴下した。相手材としてピストンピンに相当する高炭素クロム軸受鋼ＳＵＪ２（ＪＩＳ Ｇ ４８０５）製の直径５ｍｍの球７２を板状試験片７１に５８．８Ｎのスラスト荷重７５で接触させた状態で、板状試験片７１を１ｃｍの摺動幅及び１．６秒の往復時間で矢印７４に示す方向に往復摺動させ、摩擦力を測定した。摩擦力が６．８６Ｎに達するまでの往復摺動回数（以下、「摩擦回数」という）を求め、以下の基準で耐ピン焼付き性を評価した。
◎：摩擦回数が４００回以上
○：摩擦回数が３００回以上４００回未満
△：摩擦回数が２００回以上３００回未満
×：摩擦回数が２００回未満
（ｂ）耐ライナ焼付き性
ピンオンディスク試験は図８に示す装置で実施した。ピンオンディスク試験装置は、試験片を保持する円盤状ホルダ８２と、円盤状ホルダ８２に対向して配置された相手材に相当する材質からなるディスク８３と、試験片にスラスト荷重８５をかけるために円盤状ホルダ８２に設けられた手段（図示せず）と、ディスク８３を矢印８４方向に回転させる手段（図示せず）とを有する。
各サンプルを５ｍｍ×５ｍｍ×１０ｍｍの角柱形状に機械加工し、表面粗さ０．５μｍＲａ以下に仕上げたピン試験片８１を作製した。ディスク８３は直径８０ｍｍ×厚さ１２ｍｍで、ＦＣ３００相当の高Ｐ（リン）片状黒鉛鋳鉄により形成した。円盤状ホルダ８２に取り付けた４個のピン試験片８１をディスク８３に接触させ、試験片８１とディスク８３の接触面に潤滑油（１０Ｗ−３０相当）を矢印８６の方向から滴下した。この状態でディスク８３を回転させ、スラスト荷重８５を段階的に増大させた。スラスト荷重８５はピン試験片８１とディスク８３の接触面の面圧であり、ディスク８３の回転速度は摺動速度である。下記（１）〜（７）の条件でピンオンディスク試験を実施した。
（１）試験開始面圧：１５ｋｇｆ／ｃｍ^２
（２）試験終了面圧：５００ｋｇｆ／ｃｍ^２
（３）面圧力増加間隔：５ｋｇｆ／ｃｍ^２づつ上昇

【００２２】

表２から明らかなように、共晶炭化物の面積率は、実施例１〜３及び１４では

【００２３】
１％未満であるが、実施例４〜１３及び１５〜２０では本発明の好ましい範囲（１〜３５％）内である。また共晶炭化物の平均円相当径については、実施例１〜２０はいずれも本発明の好ましい範囲（３μｍ以下）内である。単位面積当たりの面積５０μｍ^２以上の共晶コロニーの数は、実施例１〜３、７及び１４以外の実施例では、本発明の好ましい範囲（１０個／ｍｍ^２以上）内である。これに対して、比較例２以外はいずれも本発明の好ましい範囲外である。共晶コロニーの数が１０個／ｍｍ^２未満の鋳鋼では、組織中に共晶コロニーが多量に晶出し、分散せずに連結して粗大なコロニーが形成されていると考えられる。
表２から、往復動摩擦摩耗試験において実施例１〜２０はいずれも摩擦回数が３００回以上と多く、優れた耐ピン焼付き性を有することが分かる。またピンオンディスク試験において実施例１〜２０はいずれも焼付き荷重が１００ｋｇｆ以上と大きく、優れた耐ライナ焼付き性を有することが分かる。これに対して、３．２２質量％と過剰のＮｂを含有する比較例２の試験片は、耐ピン焼付き性及び耐ライナ焼付き性のいずれも優れていたが、耐熱亀裂性に劣っていた。またその他の比較例の試験片はいずれも耐ピン焼付き性及び耐ライナ焼付き性に劣っていた。
共晶炭化物の面積率及び平均円相当径、並びに単位面積当たりの５０μｍ^２以上の共晶コロニーの数が大きいほど耐焼付性（耐ピン焼付き性及び耐ライナ焼付き性）が大きくなる傾向が認められた。
（４）硫化物
（ａ）硫化物の面積率
各サンプルから切り出した試験片を樹脂に埋め込み、エメリー紙で＃１０００番まで研磨し、さらに１５μｍ、９μｍ、３μｍ及び１μｍのダイヤモンド粒子による研磨およびコロイダルシリカによる仕上げ研磨を順に行った。各試験片の研磨面を旭化成（株）製の画像解析装置（ＩＰ−１０００）を用いて倍率２００倍で観察し、各硫化物粒子を同じ面積の円に換算し、直径を求めた。直径が１．０μｍ以上の円に相当する硫化物粒子について、視野における面積率（％）を求めた。結果を表３に示す。
（ｂ）円形度０．７以上の硫化物の割合
硫化物の円形度は、上記と同じ試験片を画像解析装置で観察して得られた各

【００２５】

表３から明らかなように、実施例１〜３を除いて全ての実施例では、硫化物の面積率が０．２〜３％の好ましい範囲内にあり、実施例１及び２を除いて全ての実施例では、円形度０．７以上の硫化物の割合が７０％以上の好ましい範囲内にあっ

【００２７】
製、ＴＨＥＭＯＦＬＥＸ ＴＡＳ−２００ ＴＡＳ８１４０Ｃ）を用いて、大気雰囲気中で昇温速度３℃／分の条件で常温〜５００℃の範囲で熱膨張量を測定した。得られた熱膨張量から平均線膨張係数を求めた。結果を表４に示す。

【００２８】
高温剛性に関しては、実施例１〜２０は比較例１〜４及び従来例１及び２とほぼ同等であった。しかし耐熱亀裂性に関しては、比較例１〜４及び従来例１及び２ではいずれも最大亀裂長さが１００μｍ以上であったのに対し、実施例１〜２０ではいずれも最大亀裂長さが１００μｍ未満であった。
これらの結果から、本発明の要件を満たすパーライト系鋳鋼は、他の材質と同等の常温伸び、高温耐力及び高温剛性を有するとともに、他の材質より著しく優れた耐焼付性及び耐熱亀裂性を有することが分かる。
実施例２１〜４５、比較例５〜１１
（１）サンプルの作製
表５は本実施例及び比較例に使用したサンプルの化学組成（質量％）を示す。実施例２１〜４５は、Ｃｒ含有量が多いδ−Ｍ系鋳鋼（本発明の組成範囲内）からなるサンプルを示し、比較例５〜１１は本発明の組成範囲外のδ−Ｍ系鋳鋼のサンプルを示す。比較例５はＣ及びＳの含有量が少なすぎる鋳鋼であり、比較例６及び７はＣの含有量が少なすぎ、Ｓの含有量が多すぎる鋳鋼である。比較例８〜１０はＳの含有量が多すぎる鋳鋼であり、比較例１１はＮｂの含有量が少なすぎる鋳鋼であり、比較例１２はＮｂの含有量が多すぎる鋳鋼である。
実施例２１〜４５及び比較例５〜１１の鋳鋼を１００ｋｇ高周波溶解炉（塩基性ライニング）で溶解した後、１５５０℃以上で取鍋に出湯し、直ちに１５００℃以上で１インチＹブロックに注湯した。実施例３１及び比較例６、８〜１０及び１２以外の実施例及び比較例の鋳鋼に対して、鋳造後１０００〜１２００℃で１時間保持後急冷する固溶化熱処理を施した後、５５０〜６３０℃で２〜４時間保持後空冷する時効処理を施した。熱処理した各鋳鋼の基地組織はδ−フェライト相及びマルテンサイト相を含有し、オーステナイト相が３０％未満であった。

【００３６】

高温剛性に関しては、実施例２１〜４５はいずれも１４０ＧＰａ以上という本発明の好ましい範囲内であった。耐熱亀裂性に関しても、実施例２１〜４５はいずれも優れていた。これに対して、比較例６〜１２ではいずれも最大亀裂長さが１００μｍを超えていた。比較例５は最大亀裂長さが３５μｍと小さかったが、耐焼付性に劣っていた。

Claims (22)

1. 一体的に鋳造された鋳鋼からなることを特徴とする内燃機関用ピストン。
2. 請求項１に記載の内燃機関用ピストンにおいて、頭部と、ピンボス部と、スカート部とが一体的に鋳造されていることを特徴とする内燃機関用ピストン。
3. 請求項２に記載の内燃機関用ピストンにおいて、さらに冷却空洞部を有し、一体的に鋳造されていることを特徴とする内燃機関用ピストン。
4. 請求項３に記載の内燃機関用ピストンにおいて、ディーゼルエンジン用ピストンであり、頭部に燃焼室を有し、前記燃焼室の近傍に冷却空洞部が形成されていることを内燃機関用ピストン。
5. 一体的に鋳造された鋳鋼からなる内燃機関用ピストンであって、前記鋳鋼が、質量比で、Ｃ：０．８％以下、Ｓｉ：３％以下、Ｍｎ：３％以下、Ｓ：０．２％以下、Ｎｉ：３％以下、Ｃｒ：６％以下、Ｃｕ：６％以下、Ｎｂ：０．０１〜３％、残部実質的にＦｅ及び不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とする内燃機関用ピストン。
6. 請求項５に記載の内燃機関用ピストンにおいて、前記鋳鋼が、質量比で、Ｃ：０．１〜０．５５％、Ｓｉ：０．２〜２％、Ｍｎ：０．３〜３％、Ｓ：０．００５％超で０．２％以下、Ｎｉ：１％以下、Ｃｒ：３％以下、Ｃｕ：１〜４％、Ｎｂ：０．１〜３％、残部実質的にＦｅ及び不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とする内燃機関用ピストン。
7. 一体的に鋳造された鋳鋼からなる内燃機関用ピストンであって、前記鋳鋼が、質量比で、Ｃ：０．１〜０．８％、Ｓｉ：３％以下、Ｍｎ：３％以下、Ｓ：０．２％以下、Ｎｉ：１０％以下、Ｃｒ：３０％以下、Ｃｕ：６％以下、Ｎｂ：０．０５〜８％、残部実質的にＦｅ及び不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とする内燃機関用ピストン。
8. 請求項７に記載の内燃機関用ピストンにおいて、前記鋳鋼が、質量比で、Ｃ：０．１〜０．５５％、Ｓｉ：０．２〜２％、Ｍｎ：０．３〜３％、Ｓ：０．０５〜０．２％、Ｎｉ：０．５〜６％、Ｃｒ：６〜２０％、Ｃｕ：１〜４％、Ｎｂ：０．２〜５％、残部実質的にＦｅ及び不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とする内燃機関用ピストン。
9. 請求項７又は８に記載の内燃機関用ピストンにおいて、前記鋳鋼が、質量比で、Ｃ、Ｎｉ、Ｎｂを０．０５＜（Ｃ％＋０．１５Ｎｉ％−０．１２Ｎｂ％）≦０．８の範囲で含有することを特徴とする内燃機関用ピストン。
10. 請求項７〜９のいずれかに記載の内燃機関用ピストンにおいて、前記鋳鋼は、基地組織のオーステナイト相が３０％未満であることを特徴とする内燃機関用ピストン。
11. 請求項５〜１０のいずれかに記載の内燃機関用ピストンにおいて、前記鋳鋼がさらにＶ及び／又はＴｉを０．５質量％以下含有することを特徴とする内燃機関用ピストン。
12. 請求項５〜１１のいずれかに記載の内燃機関用ピストンにおいて、前記鋳鋼がさらにＡｌ、Ｍｇ及びＣａの少なくとも１種を０．０４質量％以下含有することを特徴とする内燃機関用ピストン。
13. 一体的に鋳造された鋳鋼からなる内燃機関用ピストンであって、前記鋳鋼組織中の共晶炭化物が面積率で１〜３５％であり、前記共晶炭化物が共晶コロニー（共晶炭化物とマトリックス相の集合体）を形成した組織を有することを特徴とする内燃機関用ピストン。
14. 請求項１３に記載の内燃機関用ピストンにおいて、前記共晶炭化物の平均円相当径が３μｍ以下であることを特徴とする内燃機関用ピストン。
15. 請求項１３又は１４に記載の内燃機関用ピストンにおいて、５０μｍ^２以上の面積を有する共晶コロニーの数が１ｍｍ^２の組織断面中に１０個以上であることを特徴とする内燃機関用ピストン。
16. 請求項１３〜１５のいずれかに記載の内燃機関用ピストンにおいて、前記共晶炭化物がＮｂ炭化物を含むことを特徴とする内燃機関用ピストン。
17. 一体的に鋳造された鋳鋼からなる内燃機関用ピストンであって、前記鋳鋼組織中の硫化物の面積率が０．２〜３．０％で、全硫化物の数に対する円形度０．７以上の硫化物の数が７０％以上であることを特徴とする内燃機関用ピストン。
18. 請求項１７に記載の内燃機関用ピストンにおいて、前記硫化物はＭｎ及び／又はＣｒを含むことを特徴とする内燃機関用ピストン。
19. 請求項５〜１８のいずれかに記載の内燃機関用ピストンにおいて、前記鋳鋼が３５０℃〜５００℃の範囲において３５０ＭＰａ以上の０．２％耐力及び１４０ＧＰａ以上の縦弾性係数を有し、かつ常温〜５００℃の平均線膨張係数が１０〜１６×１０^−６／℃であることを特徴とする内燃機関用ピストン。
20. 請求項５又は６に記載の内燃機関用ピストンを製造する方法であって、前記鋳鋼を鋳造後８５０℃以上に保持してから空冷することを特徴とする方法。
21. 請求項７〜１０のいずれかに記載の内燃機関用ピストンを製造する方法であって、前記鋳鋼を鋳造後４５０℃以上に保持してから空冷することを特徴とする方法。
22. 請求項２１に記載の内燃機関用ピストンの製造方法において、前記鋳鋼を鋳造後、１０００℃以上に保持して急冷した後、４５０℃以上に保持してから空冷することを特徴とする内燃機関用ピストンの製造方法。

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