WO2019187273A1 - 内燃機関用ピストンおよび内燃機関用ピストンの製造方法 - Google Patents

内燃機関用ピストンおよび内燃機関用ピストンの製造方法 Download PDF

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WO2019187273A1
WO2019187273A1 PCT/JP2018/038730 JP2018038730W WO2019187273A1 WO 2019187273 A1 WO2019187273 A1 WO 2019187273A1 JP 2018038730 W JP2018038730 W JP 2018038730W WO 2019187273 A1 WO2019187273 A1 WO 2019187273A1
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phase
metal
internal combustion
combustion engine
piston
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PCT/JP2018/038730
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直也 沖崎
一等 杉本
和也 野々村
高橋　智一
圭太郎 宍戸
峻 藤栄
正登 佐々木
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日立オートモティブシステムズ株式会社
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    • F02—COMBUSTION ENGINES; HOT-GAS OR COMBUSTION-PRODUCT ENGINE PLANTS
    • F02F—CYLINDERS, PISTONS OR CASINGS, FOR COMBUSTION ENGINES; ARRANGEMENTS OF SEALINGS IN COMBUSTION ENGINES
    • F02F3/00—Pistons 
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F02—COMBUSTION ENGINES; HOT-GAS OR COMBUSTION-PRODUCT ENGINE PLANTS
    • F02F—CYLINDERS, PISTONS OR CASINGS, FOR COMBUSTION ENGINES; ARRANGEMENTS OF SEALINGS IN COMBUSTION ENGINES
    • F02F3/00—Pistons 
    • F02F3/10—Pistons  having surface coverings
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F02—COMBUSTION ENGINES; HOT-GAS OR COMBUSTION-PRODUCT ENGINE PLANTS
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    • F02F3/00—Pistons 
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    • F02F3/12—Pistons  having surface coverings on piston heads
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F16—ENGINEERING ELEMENTS AND UNITS; GENERAL MEASURES FOR PRODUCING AND MAINTAINING EFFECTIVE FUNCTIONING OF MACHINES OR INSTALLATIONS; THERMAL INSULATION IN GENERAL
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    • F16J1/00—Pistons; Trunk pistons; Plungers
    • F16J1/01—Pistons; Trunk pistons; Plungers characterised by the use of particular materials

Definitions

  • the present invention relates to a piston for an internal combustion engine and a method for manufacturing a piston for an internal combustion engine.
  • Patent Document 1 a heat insulating layer is provided on the surface of a member facing the engine combustion chamber, and the heat insulating layer is made of hollow particles made of an inorganic oxide, a filler material, and a vitreous mainly composed of silicic acid.
  • the structure is disclosed in which the vitreous material is in a non-powder state and covers and bonds the hollow particles and the filler material. According to Patent Document 1, it is said that the hollow particles can improve the heat insulating performance of the heat insulating layer, prevent the penetration of fuel into the heat insulating layer, and maintain high heat insulating properties over a long period of time. .
  • the metal and ceramics (glass) which comprise the conventional heat insulation layer have a large volumetric specific heat
  • the base temperature of the base material constituting the engine the temperature of the base material when the gas temperature in the combustion chamber is the lowest
  • the thermal responsiveness (followability) of the temperature of the combustion chamber wall surface with respect to the gas temperature decreases.
  • the thermal response is low, becomes a cause of increase in knocking and NO x, the fuel combustion efficiency is lowered. Therefore, the heat insulating layer having a large volume specific heat is not provided on the entire surface of the internal combustion engine member constituting a part of the wall surface of the combustion chamber, and needs to be used in a limited range.
  • a heat insulating layer that can be used in a larger area is required on the combustion chamber wall surface.
  • a material constituting the heat insulating layer in addition to low thermal conductivity, low thermal conductivity is required. What has a volume specific heat is calculated
  • Patent Document 2 discloses a heat insulating film composed of an anodized film having a porous structure including a large number of pores, and a plurality of particles enclosed in the pores of the heat insulating film, and adjacent particles.
  • An internal combustion engine is disclosed that includes a plurality of encapsulated particles that are encapsulated so that a gap between them becomes a gap of a preset size.
  • Patent Document 2 describes that the heat insulating film uses a heat insulating material having a lower thermal conductivity and a lower heat capacity per unit volume than the base material, and a heat insulating material having a hollow structure is suitable as the material. It is described that there is.
  • the heat insulating layer is desired to have both low thermal conductivity and low volume specific heat.
  • the durability and the base material are further provided. It is also important to ensure close contact with. None of Patent Documents 1 and 2 described above achieves a sufficient level for all items of durability, low thermal conductivity, and low volume specific heat.
  • the present invention is a piston for an internal combustion engine capable of ensuring durability and adhesion to a base material, and realizing low thermal conductivity and low volume specific heat, and a method for manufacturing the piston for an internal combustion engine Is to provide.
  • the present invention has a base material and a surface layer provided on the surface of the base material, and the surface layer is dispersed in the mother phase and the mother phase and has pores therein.
  • Hollow particles the parent phase includes a metal phase and voids, and the metal phase is one or more between two or more metal phases and at least two metal phases of the two or more metal phases.
  • the present invention provides a raw material powder obtained by mixing two or more kinds of metal powders having different melting points and hollow particles having pores therein, and using the raw material powder as a base material. And forming a sintered body of the metal by heating and a heat treatment step for joining the sintered body and the base material, and the heat treatment temperature in the heat treatment step has the lowest melting point among the metal powders
  • a method for producing a piston for an internal combustion engine, characterized in that the temperature is equal to or higher than the solid phase temperature of the metal and is lower than the liquid phase temperature or the solid-liquid coexisting phase temperature of the metal having the highest melting point among the metal powders I will provide a.
  • Sectional schematic diagram showing an example of a piston for an internal combustion engine of the present invention Schematic diagram showing an example of hollow particles Schematic diagram showing another example of hollow particles Schematic diagram showing an example of an enlarged view of the parent phase of FIG.
  • Equilibrium diagram of the metal phase composing the parent phase first example
  • Equilibrium diagram of the metal phase composing the parent phase second example
  • Equilibrium diagram of the metal phase composing the parent phase third example
  • Equilibrium diagram of the metal phase composing the parent phase (fourth example) Equilibrium diagram of the metal phase composing the parent phase
  • Liquid phase projection of Al-Mg-Si ternary alloy Sectional drawing which shows an example of the piston for internal combustion engines of this invention
  • the flowchart which shows an example of the manufacturing method of the piston for internal combustion engines of this invention Equilibrium diagram of the metal phase composing the parent phase FIG.
  • Example 12 is a graph showing the relationship between temperature and time in the sintering process of H powder and L powder.
  • the figure which shows typically an example of the pulse electricity supply apparatus used in the Example Cross-sectional SEM observation photograph of the sintered compact produced using the raw material mixed powder 1 in Example 1 EDX mapping (Mg) of sintered body 1 produced using raw material mixed powder 1 in Example 1 EDX mapping (Al) of sintered body 1 produced using raw material mixed powder 1 in Example 1
  • FIG. 1 is a schematic cross-sectional view showing an example of an Al-based alloy sintered body of the present invention.
  • the Al-based alloy sintered body of the present invention has a base material 1 and a surface layer 2 provided on the surface of the base material 1.
  • the surface layer 2 includes a parent phase 3 and hollow particles 4 dispersed in the parent phase 3 and having pores 40 inside.
  • the parent phase 3 includes a metal phase 30 and voids 31.
  • the Al-based alloy sintered body of the present invention achieves an increase in the overall porosity of the surface layer 2 to 50 vol% by combining both the voids 31 included in the parent phase 3 and the voids 40 included in the hollow particles. is doing.
  • FIG. 2A is a schematic diagram showing an example of hollow particles
  • FIG. 2B is a schematic diagram showing another example of hollow particles.
  • the hollow particles may have a spherical hole 40a inside a spherical hollow particle 4a, but as shown in FIG.
  • a hollow particle 4b having a fine petal-like structure may have a hole 40b outside.
  • the hollow particles may be a net-like or laminated material.
  • the hollow particles are not limited to these, and contain voids or gas in the structure to reduce the density. Including all processed materials. As a specific material, silica (SiO 2 ), alumina (Al 2 O 3 ), zirconia (ZrO 2 ) or calcium carbonate (CaCO 3 ) is preferable.
  • the material of the hollow particles 4 is preferably a material having low thermal conductivity in order to ensure the heat insulating performance of the sintered body, and silica is particularly preferably used.
  • Silica is a material having relatively low thermal conductivity among ceramics and having a relatively high strength even when hollow.
  • Examples of the hollow particles mainly composed of silica include ceramic beads, silica airgel, porous glass, glass beads, volcanic white sand, diatomaceous earth, and processed powders thereof, but are not limited thereto.
  • the heat insulation layer has a sufficient heat insulation performance, and at the same time, the internal combustion with a minimum heat storage. It is important not to raise the temperature inside the engine. That is, it is necessary to achieve both low thermal conductivity and low volume specific heat, and it is considered suitable for such a layer to have a porous structure in which gas is taken.
  • Patent Document 1 and Patent Document 2 when a porous body such as ceramics is bonded to a metal piston base material, the adhesion at the interface cannot be maintained sufficiently, and sufficient durability is achieved. It cannot be realized. Therefore, in the present invention, the matrix 3 constituting the main part of the surface layer 2 that is a porous body is made of sintered metal, thereby ensuring adhesion and durability with the base material 1 made of metal. did.
  • the hollow particles 4 are contained in the voids 31 of the matrix phase 3 and the voids 31 in the matrix phase 3 and the pores 40 of the hollow particles 4 are combined, whereby the porosity of the entire surface layer 2 ( It is configured to maintain the strength of the surface layer 2 by suppressing the amount of the voids 31 in the matrix 3 while sufficiently securing the voids 40 and the voids 31) of the hollow particles 4.
  • the porosity is preferably more than 40 vol% and 70 vol% or less.
  • the porosity is preferably more than 40 vol% and 70 vol% or less.
  • a sufficiently low volume specific heat cannot be realized, and when it is larger than 70 vol%, it is difficult to maintain the strength of the surface layer 2.
  • the surface layer 2 is composed only of the parent phase 3 including the voids 31 and does not include the hollow particles 4, the strength is increased when the porosity of the surface layer 2 (that is, the ratio of the voids 31) is 40% by volume or more. It becomes difficult to keep.
  • the parent phase 3 does not include the voids 31 and includes only the hollow particles 4, the voids 31 that become the spaces including the hollow particles 4 are eliminated, so that the volume ratio of the hollow particles 4 is limited, and the porosity is 30 vol% or more. It becomes difficult to ensure.
  • the voids 31 included in the matrix 3 and the voids 40 of the hollow particles 4 it is possible to ensure a porosity greater than 40 vol%.
  • FIG. 3 is an enlarged view of the parent phase of FIG.
  • the metal phase 30 includes two or more metal phases.
  • the metal phase 30 includes a first phase (A phase) 30a and a second phase (B phase) 30b.
  • the diffusion phase 30c formed by the said metal phase diffusing mutually is contained.
  • the first phase (A phase) 30a, the second phase (B phase) 30b, and the diffusion phase 30c are illustrated, but the number of metal phases is not limited to two.
  • the number of diffusion phases formed between the second phases is not limited to one.
  • the first phase 30a and the second phase 30b will be described.
  • a material for the surface layer 2 heat insulating layer
  • the porous structure is a structure having a large number of pores in the base material, but low thermal conductivity and low volumetric specific heat cannot be realized if the proportion of the base material is too small.
  • the ratio of the pores to the base material is too large, the strength decreases. Therefore, the volume ratio of pores is important. Further, if there is a bias in the distribution of pores inside the sintered body, it not only causes a decrease in strength but also cannot realize low thermal conductivity. Therefore, it is also important that the pores are uniformly dispersed in the porous structure.
  • a raw material powder in which a metal (alloy) powder and a porous material (hollow particles) are mixed is held at a sintering temperature, and an element is caused by a mutual diffusion phenomenon occurring between metal powder thicknesses.
  • a method of joining metal powders to obtain a sintered body is common.
  • Sintering methods can be broadly divided into solid phase diffusion sintering and sintering in the presence of a liquid phase.
  • Solid phase diffusion sintering is a method in which an aggregate of powders is heated at a temperature lower than the melting point, and bonded using the element diffusion phenomenon at the contact surface between the powders. Since the liquid phase is not generated, the sintered body is generally maintained in the shape before heating. However, in solid phase diffusion sintering, since the progress of joining depends on the diffusion distance of elements on the contact surface, there is a disadvantage that the time required for sintering becomes long. In addition, when the prepared sintered body is reheated (post-heat treatment) to a temperature higher than the melting point of the raw material powder or the composition having the lowest melting point among the metal phases present in the sintered body, Thermal effects such as pore segregation are inevitable.
  • both solid phase diffusion sintering and sintering in the presence of a liquid phase include a step of heating to a temperature near or above the sintering temperature in the manufacturing process after forming the sintered body.
  • Thermal influence on the sintered body is inevitable.
  • the sintering temperature should be increased (that is, a raw material that is sintered at a high temperature). Therefore, post-heat treatment such as solution treatment cannot be performed after the surface layer is formed. The same applies when the product is exposed to high temperatures in the usage environment.
  • the present invention can ensure durability and adhesion to a base material, and can realize low thermal conductivity and low volume specific heat.
  • the structure of a piston for an internal combustion engine having a surface layer with high adhesion to the base material even when a sintered body is formed as a heat insulating layer on the base material has been found.
  • FIG. 4 is an equilibrium diagram (first example) of the metal phase constituting the parent phase.
  • the central composition 401 of the A phase is Al69.8-Mg13.5-Si16.7 (at%)
  • the central composition 402 of the B phase is Al65.7-Mg18.5-Si15.8 (at%).
  • the average value 403 of the composition of the parent phase is Al68.9-Mg14.6-Si16.5 (at%), that is, the ratio of the A phase to the B phase in the metal phase is 78:22 (at%).
  • the center composition 401 of the A phase and the center composition of the B phase on the isotherm 406 of the heating temperature.
  • the diffusion phase 30c has a composition intermediate between the A phase and the B phase and has a higher melting point than the B phase.
  • the A phase and the B phase are in contact with each other, they are in a non-equilibrium state, and when heated, mutual diffusion proceeds until the compositions of the A phase and the B phase become equal to the average composition 403 of the parent phase through the diffusion phase 30c. .
  • the A phase remains in a solid phase and maintains the shape of the sintered body.
  • the B phase is once in a solid-liquid coexistence state, as described above, the B phase composition 402 approaches the average composition 403 of the parent phase while maintaining the temperature, so that the melting point gradually increases and finally becomes a solid phase.
  • a dissolution curve 404 that is a boundary between a solid phase and a solid-liquid coexisting phase exists on an extension line on the B phase side of an isothermal line 406 passing through the central composition 401 of the A phase and the central composition of the B phase on the phase diagram. To do. That is, the case where the A phase and the B phase are interdiffused and the metal phase is in a solid state at the heating and holding temperature is also included.
  • the metal phase is lower than the liquid phase temperature of the first phase (A phase) having the highest melting point among the metal phases, and the first phase (A phase) and the others.
  • Phase other than the first phase (A phase) on the isotherm passing through the composition of the phase (B phase) or on the isotherm passing through the composition of the first phase (A phase) and the other phase (B phase) A composition having a boundary between a solid phase and a liquid phase or a solid-liquid coexisting phase is formed on the extended line on the side.
  • a sintered body is obtained by using the A phase and B phase metal powders having such a composition as a raw material and sintering at any temperature between 490 ° C. and less than 560 ° C. Can be reheated to temperatures below 560 ° C.
  • the sintered body is not thermally damaged. Further, if the temperature is lower than the solidification point 660 ° C. of the average composition 403 of the parent phase read from the solidification curve 405, the sintered body is completely melted because the solid phase is maintained in the metal phase even when heated. There is nothing.
  • the metal constituting the A phase and the B phase is a binary or higher alloy having a common phase composition. Specifically, it is preferable that at least one of the A phase and the B phase is an alloy containing Al. This is because the base material of the piston for the internal combustion engine is made of an Al alloy, so that the adhesion between the base material and the surface layer can be enhanced by including Al in the surface layer.
  • the metal constituting the A phase and the B phase may be a binary system including at least one of Mg, Si, Ti, Ni, Zn, Cu, Bi, In, Sn, and Pb in addition to Al. desirable.
  • the reason for selecting these elements is that they have a composition that generates eutectic in the temperature range of 400 to 700 ° C.
  • FIG. 5 is an equilibrium diagram (second example) of the metal phase constituting the parent phase.
  • FIG. 5 is a phase diagram of an Al—Mg two-element alloy.
  • a phase composition 501 is Al98.0-Mg2.0 (at%)
  • B phase composition 502 is Al81.5-Mg18.5 (at. %).
  • the average composition 503 of the mother phase is Al89.8-Mg10.2 (at%), that is, the ratio of the A phase to the B phase in the metal phase is 50:50 (at%).
  • sintering should be performed at a temperature of 450 ° C. (the melting point of the B phase) or more and less than 520 ° C. (the melting point of the A phase), and the sintered body after sintering is less than 520 ° C. Reheatable up to.
  • FIG. 6 is an equilibrium diagram (third example) of the metal phase constituting the parent phase.
  • FIG. 6 shows a three-element alloy of Al—Mg—Si.
  • the composition 601 of the A phase is Al36.7-Mg38.0-Si25.3 (at%)
  • the composition 602 of the B phase is Al44.6-Mg46. 2-Si 9.2 (at%)
  • the average composition 603 of the mother phase is Al39.9-Mg41.3-Si18.9 (at%), that is, the ratio of the A phase to the B phase in the metal phase is 60:40 (at%).
  • sintering may be performed at any temperature between 450 ° C. (the melting point of the B phase) and less than 557 ° C. (the melting point of the A phase). Reheatable to less than
  • FIG. 7 is an equilibrium diagram (fourth example) of the metal phase constituting the parent phase.
  • FIG. 7 shows a three-element alloy of Al—Mg—Si.
  • the composition of the A phase is Al89.6-Mg6.6-Si3.8 (at%)
  • the composition of the B phase is Al89.1-Mg10.2. 0-Si 0.7 (at%)
  • the average composition 703 of the parent phase is Al89.4-Mg7.7-Si2.9 (at%), that is, the ratio of the A phase to the B phase in the structure is 70:30 (at%).
  • it is only necessary to sinter at any temperature between 508 ° C. (the melting point of the B phase) and less than 557 ° C. (the melting point of the A phase). It can be reheated to below ° C.
  • FIG. 8 is an equilibrium diagram (fifth example) of the metal phase constituting the parent phase.
  • FIG. 8 shows a three-element alloy of Al—Ni—Si.
  • the composition of the A phase is Al55.0-Ni20.0-Si25.0 (at%)
  • the composition of the B phase is Al65.0-Ni20.0— Si is 15.0 (at%)
  • the average composition 803 of the parent phase is Al60.0-Ni20.0-Si20.0 (at%), that is, the ratio of the A phase to the B phase in the structure is 50:50 (at%).
  • the sintering may be performed at any temperature between 560 ° C. (the melting point of the B phase) and less than 650 ° C. (the melting point of the A phase). It can be reheated to temperatures below.
  • the A phase and the B phase are preferably Al—Mg—Si ternary compounds.
  • the reason for selecting Mg is that Al—Mg alloys have a eutectic composition with a melting point of 450 ° C. in a wide range.
  • FIG. 9 is a liquid phase projection diagram of an Al—Mg—Si ternary alloy.
  • the reason for selecting the Al—Mg—Si alloy is that the lowest melting point of the ternary alloy is 435.6 ° C., as can be seen from the liquid phase projection diagram 901 of the Al—Mg—Si ternary alloy shown in FIG. Because the highest melting point is 594 ° C., it is easy to form a sintered body having the target composition of the present invention.
  • the composition range 902 of the A phase is composed of a binary system of Al—Mg 0 to 18-Si 0 to 20 (at%) and a trace amount of added elements.
  • the reason why the amount of Mg in the A phase is 18 at% or less is that the melting point increases when the Mg concentration decreases with the Mg 18% boundary.
  • the reason why Si is 20 at% or less is that when the amount of Si is increased, Mg 2 Si, which is an intermetallic compound, is excessively generated and the strength of the parent phase is lowered.
  • the composition range 903 of the B phase is preferably composed of a binary system of Al—Mg 5 to 78-Si 0 to 20 (at%) and an additive element.
  • the reason why the amount of Mg in the B phase is set to 5 to 78% is that the eutectic composition having a melting point of 462 ° C. or less exists in that range, and the range for forming the low melting point composition for the A phase is wide. .
  • the reason why Si is 20% or less is that when the amount of Si is increased, Mg 2 Si, which is an intermetallic compound, is excessively generated and the strength of the base material is reduced.
  • a composition having a boundary between the liquid phase or the solid-liquid coexisting phase and the solid phase is selected between the A phase and the B phase on the isotherm passing through the composition or on the extended line on the B phase side.
  • the composition of the A phase and the B phase can be identified by quantitatively analyzing the cross section of the sintered body by EDX (Energy dispersive X-ray spectroscopy) analysis or Auger spectroscopic analysis.
  • the ratio of the A phase of the metal phase is preferably between 30 vol% and 70 vol%.
  • the ratio of the A phase is less than 30 vol%, the liquid phase becomes excessive during sintering, and it is difficult to maintain the porous structure.
  • the ratio of A phase is larger than 70 vol%, since the contact with A phase and B phase decreases, the intensity
  • the ratio of the A phase and the B phase is such that the melting point of the average composition of the entire parent phase is not lower than the melting point of the A phase.
  • the total content ratio of the pores 40 and the voids 31 in the surface layer 2 is preferably 30 vol% or more and 70 vol% or less. When it is less than 30 vol%, it is difficult to obtain characteristics of low volume specific heat and low thermal conductivity, and when it is greater than 70 vol%, the bonding between metal particles is inhibited and the strength of the sintered body is impaired. Become.
  • the volume specific heat of the surface layer 2 is preferably 1000 kJ / m 3 ⁇ K or less.
  • the base temperature is hardly increased in the internal combustion engine. That is, the thermal responsiveness with respect to the gas temperature of the surface layer 2 is sufficiently high, and can be instantaneously changed from a low temperature to a high temperature or from a high temperature to a low temperature in accordance with a change in the gas temperature in the combustion chamber.
  • FIG. 10 is a cross-sectional view showing an example of a piston for an internal combustion engine according to the present invention.
  • the surface layer 2 in FIG. 1 is formed on a crown surface 1302 that is a surface in contact with the combustion chamber of the piston for the internal combustion engine shown in FIG.
  • FIG. 11 is a flowchart showing an example of a method for manufacturing a piston for an internal combustion engine according to the present invention.
  • the method for producing a piston for an internal combustion engine according to the present invention includes a step of mixing raw material powders of two or more kinds of alloys having different melting points and hollow particles having pores therein to obtain raw material powder; It is installed on the surface and heated to form a sintered body of the alloy and a heat treatment step (S12, S13) for joining the sintered body and the substrate. Before and after that, there are a piston base material casting step (S10), a piston base material primary machining (S11), a heat treatment (post heat treatment) step (S14), and a secondary machining step (S15).
  • the piston base material casting step (S10) for example, an Al alloy crude material is cast by a conventional method.
  • the subsequent primary machining step (S11) machining is performed on the obtained rough material.
  • the land portion outer diameter 1301 is cut and the base hole 1303 is formed in the base material.
  • the raw material powder (mixed powder) of the surface layer is placed on the surface 1302 of the base material subjected to the primary machining process (S12).
  • the raw material powder is a powder obtained by mixing a powder of two or more metals having different melting points and a powder obtained by mixing hollow particles. At this time, the mixed powder may be placed on the surface of the piston base material in the form of powder.
  • the raw material powder is formed into a predetermined shape, for example, a biscuits by preliminarily applying pressure to the powder.
  • the green compact may be pressed into a shape, and the green compact may be placed on the surface of the substrate.
  • the raw material powder is sintered to form a surface layer, and at the same time, the surface layer and the piston base material are joined (S13).
  • the method for sintering the raw material powder is not particularly limited as long as it is a method capable of sintering metal particles so that voids 31 are formed in the parent phase 3, but pulse current sintering, hot press sintering, hot Isotropic pressure sintering and cold isotropic pressure sintering are preferred. Among these, it is preferable to use pressure sintering capable of controlling the load and temperature, and it is considered that the pulse current sintering method is suitable.
  • Pulse electric current sintering Pulse electric current sintering (Pulse Electric Current Sintering) is a sintering method also called spark plasma sintering (Spark Plasma Sintering). When pulse energization is applied to the raw material powder while applying pressure, heat generation due to resistance and spark discharge occurs on the powder surface, activating the reaction on the powder surface and promoting the reaction at the contact portion of the raw material powder.
  • the pulse current sintering method since the reaction on the powder surface is activated, it is possible to sinter in an environment where the load is relatively small, and the shape of the hollow particles can be contained without breaking. .
  • a pulse current is applied to the mixed powder to form a mother phase in which the metal particles are connected to each other, and the void formed by a portion other than the bonded portion of the metal particles and the porous material are shaped. Can be included without breaking. If the pulse current sintering method is used, it is possible to control the ratio of voids in the parent phase by controlling the load or the amount of indentation and applying pressure.
  • FIG. 12 is an equilibrium diagram of the metal phase constituting the parent phase
  • FIG. 13 is a graph showing the relationship between temperature and time in the sintering process of the H powder and L powder of FIG.
  • the phase diagram of FIG. 12 is the same as the phase diagram of FIG. In FIG. 13, the figure which shows typically the joining process of two types of powder is written together. Two or more metal powders of H powder 1001 and L powder 1002 in FIG. 12 are mixed. At this time, the melting point 1010 of the L powder needs to be lower than the melting point 1005 of the H powder.
  • the mixing ratio of H powder and L powder can be determined arbitrarily, it is desirable to adjust so that the ratio of H phase may be 30 vol% or more and 70 vol% or less.
  • the average composition 1003 of the mixed powder is intermediate between the composition of the H powder and the L powder.
  • the sintering temperature is a temperature 1006 between the melting point of the H powder and the melting point of the L powder, and the melting is performed between the composition of the H powder and the L powder on the isotherm passing through the composition of the H powder and the L powder at the sintering temperature 1006. Assume that the composition has a boundary of a curve 1004.
  • ⁇ H powder and L powder are mixed, heated and sintered under pressure.
  • the H powder 1101 and the L powder 1102 mixed at room temperature are in the state shown in (1) in the figure, and are in a solid phase with each other and the powders are in contact with each other.
  • the L powder melts and becomes a liquid phase 1113 that comes into contact with the H powder (FIG. 13 (2)).
  • the temperature is further raised, and the temperature is maintained when the sintering temperature reaches 1006.
  • a diffusion phase 1114 is formed at the portion where the H powder and the liquid phase are in contact (FIG. 13 (3)).
  • the temperature is further maintained, mutual diffusion of elements in the liquid phase portion and the solid phase portion occurs through the diffusion phase 1114, and both compositions approach the average composition 1003.
  • the solid phase portion 1115 solidified by the liquid phase portion spreads (FIG. 13 (4)).
  • the liquid phase part is all solid-phased (FIG. 13 (5)).
  • the composition of the solid phase portion 1115 at this time is the composition 402 of the B phase shown in FIG.
  • the temperature is lowered to obtain a sintered body.
  • the sintered body may be obtained by lowering the temperature at the stage of FIG. 13 (4) during sintering.
  • the L powder may not be completely melted during the sintering process and may be in a solid-liquid coexisting phase.
  • the sintered body When creating a sintered body having a porous structure, in addition to H powder and L powder, hollow particles are mixed. During the sintering, the H powder remains in a solid phase, and finally has the composition 401 of the A phase in FIG. Since a powdery solid phase exists even during the sintering, the sintered body maintains its original shape, and the porous material and voids contained therein do not segregate. Further, since a liquid phase is present during sintering, the sintering time may be short. Furthermore, since the liquid phase is solidified during sintering to a solid phase, solidification shrinkage does not occur during the temperature drop. As described above, since the sintered body has a composition in which a solid phase or a liquid phase locally exists at the sintering temperature, thermal damage does not occur even when the sintered body is reheated to a temperature higher than the sintering temperature.
  • a heat treatment (post-heat treatment) step is performed (S14).
  • This heat treatment step is intended to remove the strain generated in the process of forming the surface layer by sintering the raw material powder on the surface of the base material and to make the strength uniform, for example, solution aging treatment or Perform artificial aging treatment.
  • finishing machining is performed as a secondary machining step (S15), and the product piston is completed.
  • a sealing layer forming step may be included after S13.
  • a method for forming the sealing layer for example, when polysilazane is used as a sealing material, a coating liquid containing a polysilazane precursor is applied to the surface of the sintered body, and heated at 400 to 500 ° C. for 1 to 2 hours to be dried. By doing so, it can be formed.
  • Other coating liquids may include polycarbonate, polyamideimide, permeate, and the like, but are not limited thereto.
  • Example 1 Al 12 Mg 17 powder and Al 90 —Si 10 (at%) alloy powder were mixed at 40:60 vol% to produce a mixed metal powder, and spherical SiO 2 hollow particles were mixed as hollow particles.
  • the raw material mixed powder 1 mixed so that the volume ratio with the powder was 50:50 vol% was prepared.
  • a raw material mixed powder 2 was prepared by mixing Al 12 Mg 17 powder and spherical SiO 2 hollow particles so that the volume ratio was 50:50 vol%. All of these particles were prepared with an average particle size of 30 ⁇ m.
  • This raw material mixed powder was sintered at a sintering temperature of 460 ° C. by a pulse current sintering method to produce a sintered body.
  • the ratio of the H powder and L powder of the raw material powder is not in the preferred range (H powder is 30 to 70 vl%).
  • FIG. 14 is a diagram schematically showing an example of the pulse energization device used in the first embodiment.
  • the vacuum chamber 84 the above-mentioned raw material mixed powder 81 is put in an annular carbon die 82, the carbon punch 83 is driven in the direction of the arrow in FIG. 85 and the lower electrode 86) were applied with pulse current to the mixed powder, heated and sintered.
  • the pulse electric current sintering the temperature, the load and the indentation amount of the carbon punch 83 were monitored.
  • FIG. 15A to 15C are cross-sectional SEM (Scanning Electron Microscope) observation photographs and EDX mapping of the sintered body produced using the raw material mixed powder 1 in Example 1.
  • FIG. 15A is a cross-sectional SEM observation photograph of the sintered body
  • FIG. 15B is an EDX mapping of Mg
  • FIG. 15C is an EDX mapping of Al.
  • a phase 1501 which is an Al alloy
  • B phase 1502 having a higher Mg concentration than the A phase
  • a diffusion layer 1503 is formed at the boundary.
  • SiO 2 hollow particles and voids 1505 exist as hollow particles 1504 in the sintered body.
  • the porosity estimated from the volume and weight of the sintered body 1 is 54%, and the specific heat by weight is measured using a differential scanning calorimetry (DSC (Differential Scanning calorimetry) method), and the specific volume heat calculated from the density measured separately.
  • DSC differential scanning calorimetry
  • FIG. 16 is a cross-sectional SEM observation photograph of the sintered body produced using the raw material mixed powder 2 in Example 1. An enlarged view of the upper portion 1605 and the lower portion 1606 of the sintered body 1604 is also shown. Hollow particles and voids are segregated in the sintered body lower portion 1606. This is considered to be because all the metals of the parent phase became liquid phase during sintering.
  • FIGS. 17A to 17C are a cross-sectional SEM observation photograph and EDX mapping after reheating of the sintered body 1 produced using the raw material mixed powder 1 in Example 1.
  • FIG. 17A is a cross-sectional SEM observation photograph of the sintered body after the sintered body 1 is reheated to 510 ° C. higher than the heat treatment temperature of 460 ° C. and then cooled to room temperature, and FIG. EDX mapping, FIG. 17 (c) is an EDX mapping of Al.
  • the sintered body does not show cracks or segregation of the porous material, and there is no thermal damage even when the sintered body is heated above the sintering temperature. We succeeded in obtaining a sintered body structure.
  • a piston having a surface layer having the same configuration as in Example 1 was produced by the method shown in FIG.
  • the piston is subjected to primary machining (S11) to the aluminum alloy piston rough material (JIS (Japan Industrial Standards) AC8A) manufactured in the piston casting process (S10) in accordance with the manufacturing process of FIG. Occasionally, a 70 mm diameter recess (crown surface 1302 in FIG. 10) was formed in the piston crown surface.
  • the piston crown surface 1302 is filled with the raw material mixed powder
  • the sintering and joining step (S13) the raw material mixed powder and the piston base material are sufficiently brought into contact with each other by a restraining jig. Then, diffusion bonding was performed.
  • FIG. 18A is a schematic view of the internal combustion engine piston produced in Example 2
  • FIG. 18B is a cross-sectional SEM observation photograph of the internal combustion engine piston produced in Example 2.
  • FIG. When the cross section of the boundary portion between the heat insulating layer 1801 and the base material 1802 was observed with an SEM, it was possible to confirm the heat insulating layer without cracking of the sintered body or peeling from the base material.
  • a piston for an internal combustion engine and a piston for an internal combustion engine that can ensure durability and adhesion to a base material, and can realize low thermal conductivity and low volume specific heat. It was shown that a manufacturing method can be provided.
  • this invention is not limited to the above-mentioned Example, Various modifications are included.
  • the above-described embodiments have been described in detail for easy understanding of the present invention, and are not necessarily limited to those having all the configurations described.
  • a part of the configuration of one embodiment can be replaced with the configuration of another embodiment, and the configuration of another embodiment can be added to the configuration of one embodiment.

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Abstract

耐久性および基材との密着性を確保し、かつ、低熱伝導性および低体積比熱を実現することが可能な内燃機関用ピストンおよび内燃機関用ピストンの製造方法を提供する。　本発明の内燃機関用ピストンは、基材（１）と、基材（１）の表面に設けられた表面層（２）とを有し、表面層（２）は、母相（３）と、母相（３）に分散され、内部に空孔を有する中空粒子（４）とを含み、母相（３）は、金属相（３０）と、空隙（３１）とを含み、金属相（３０）は、２つ以上の金属相と、２つ以上の金属相のうち少なくとも２つの金属相の間に１つ以上の拡散相を含むことを特徴とする。

Description

内燃機関用ピストンおよび内燃機関用ピストンの製造方法
　本発明は、内燃機関用ピストンおよび内燃機関用ピストンの製造方法に関する。
　内燃機関の低燃費性能へ寄与する熱効率を高めるために、従来、燃焼室内部の壁面に断熱層を設ける技術が知られており、様々な断熱層の構成が提案されている。断熱層が設けられた内燃機関用の部材として、例えば特許文献１に記載されたものが知られている。この特許文献１によれば、エンジン燃焼室に臨む部材の表面に断熱層が設けられており、断熱層は、無機酸化物からなる中空粒子と、フィラー材と、ケイ酸を主体とするガラス質材とを含み、ガラス質材は非粉末状態であり、中空粒子とフィラー材とを覆うと共に結合している構成が開示されている。特許文献１によれば、中空粒子によって断熱層の断熱性能を向上し、かつ、断熱層内への燃料の浸み込みを防止でき、長期にわたって高い断熱性を維持することができるとされている。
　ところで、従来の断熱層を構成する金属およびセラミックス（ガラス）などは、体積比熱が大きいことから、エンジンを構成する基材のベース温度（燃焼室内部のガス温度が最も低いときの基材の温度）を上昇させやすく、ガス温度に対する燃焼室壁面の温度の熱応答性（追従性）が低下する。この熱応答性が低いと、ノッキングやＮＯｘの増大を引き起こす原因となり、燃料の燃焼効率が低下する。そのため、体積比熱が大きい断熱層は、燃焼室壁面の一部を構成する内燃機関の部材全面へ設けず、範囲を限定して使用する必要がある。しかしながら、内燃機関の高い熱効率を実現するためには、燃焼室壁面において、より大きい面積で使用できる断熱層が必要であり、そのためには断熱層を構成する材料として、低熱伝導性に加えて低体積比熱を有するものが求められている。
　低熱伝導および低体積比熱を両立するために、構造中に気孔が均等分散した多孔質構造が好適であると考えられる。例えば、特許文献２には、多数の空孔を含むポーラス構造を有する陽極酸化膜から構成される断熱膜と、断熱膜の空孔の内部に封入される複数の粒子であって、隣接する粒子の間の隙間が予め設定される大きさの空隙となるように封入される複数の封入粒子を備える内燃機関が開示されている。特許文献２には、断熱膜は母材よりも低い熱伝導率および低い単位体積当たりの熱容量を有する断熱材を使用することが記載されており、その素材として中空構造を持つ断熱材が好適であることが記載されている。
特開２０１５‐６８３０２号公報 特開２０１２‐４７１１０号公報
　上述したように、内燃機関の熱効率を高めるために、断熱層は低熱伝導性および低体積比熱を両立することが望まれるが、さらに、耐久性および基材（断熱層が設けられる内燃機関の部材）との密着性を確保することも重要である。上述した特許文献１および２は、いずれも、耐久性、低熱伝導性および低体積比熱のすべての項目について、十分なレベルを達成するものではなかった。
　本発明は、上記事情に鑑み、耐久性および基材との密着性を確保し、かつ、低熱伝導性および低体積比熱を実現することが可能な内燃機関用ピストンおよび内燃機関用ピストンの製造方法を提供することにある。
　本発明は、上記目的を達成するため、基材と、基材の表面に設けられた表面層とを有し、表面層は、母相と、母相に分散され、内部に空孔を有する中空粒子とを含み、母相は、金属相と、空隙とを含み、金属相は、２つ以上の金属相と、２つ以上の金属相のうち少なくとも２つの金属相の間に１つ以上の拡散相を含むことを特徴とする内燃機関用ピストンを提供する。
　また、本発明は、上記目的を達成するため、融点の異なる２種以上の金属の粉末と、内部に空孔を有する中空粒子とを混合して原料粉末を得る工程と、原料粉末を基材の表面に設置し、加熱して金属の焼結体の形成および焼結体と基材とを接合する熱処理工程とを有し、熱処理工程における熱処理温度は、金属粉末のうち、最も融点が低い金属の固相温度以上の温度であり、かつ、金属粉末のうち、最も融点が高い金属の液相温度または固液共存相温度未満の温度であることを特徴とする内燃機関用ピストンの製造方法を提供する。
　本発明のより具体的な構成は、特許請求の範囲に記載される。
　本発明によれば、耐久性および基材との密着性を確保し、かつ、低熱伝導性および低体積比熱を実現することが可能な内燃機関用ピストンおよび内燃機関用ピストンの製造方法を提供することができる。
　上記した以外の課題、構成および効果は、以下の実施形態の説明により明らかにされる。
本発明の内燃機関用ピストンの一例を示す断面模式図 中空粒子の１例を示す模式図 中空粒子の他の例を示す模式図 図１の母相を拡大する図例を示す模式図 母相を構成する金属相の平衡状態図（第１の例） 母相を構成する金属相の平衡状態図（第２の例） 母相を構成する金属相の平衡状態図（第３の例） 母相を構成する金属相の平衡状態図（第４の例） 母相を構成する金属相の平衡状態図（第５の例） Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ３元系合金の液相投影図 本発明の内燃機関用ピストンの一例を示す断面図 本発明の内燃機関用ピストンの製造方法の一例を示すフロー図 母相を構成する金属相の平衡状態図 図１２のＨ粉末とＬ粉末の焼結過程における温度と時間の関係示すグラフ 実施例で用いたパルス通電装置の一例を模式的に示す図 実施例１で原料混合粉末１を用いて作製した焼結体の断面ＳＥＭ観察写真 実施例１で原料混合粉末１を用いて作製した焼結体１のＥＤＸマッピング（Ｍｇ） 実施例１で原料混合粉末１を用いて作製した焼結体１のＥＤＸマッピング（Ａｌ） 実施例１で原料混合粉末２を用いて作製した作製した焼結体の断面ＳＥＭ観察写真 実施例１で原料混合粉末１を用いて作製した焼結体１の再熱後の断面ＳＥＭ観察写真 実施例１で原料混合粉末１を用いて作製した焼結体１の再熱後のＥＤＸマッピング（Ｍｇ） 実施例１で原料混合粉末１を用いて作製した焼結体１の再熱後のＥＤＸマッピング（Ａｌ） 実施例２で作製した内燃機関用ピストンの模式図 実施例２で作製した内燃機関用ピストンピストンの断面ＳＥＭ観察写真
　以下、本発明の実施形態について図面を参照しながら詳細に説明する。
［内燃機関用ピストン］
　図１は本発明のＡｌ基合金焼結体の一例を示す断面模式図である。図１に示すように、本発明のＡｌ基合金焼結体は、基材１と、基材１の表面に設けられた表面層２とを有する。表面層２は、母相３と、母相３に分散され、内部に空孔４０を有する中空粒子４とを含む。母相３は、金属相３０と、空隙３１とを含む。本発明のＡｌ基合金焼結体は、母相３が含む空隙３１と、中空粒子が含む空孔４０の両方を合わせることで、表面層２の全体の気孔率を５０ｖｏｌ％まで高めることを実現している。
　図２（ａ）は中空粒子の１例を示す模式図であり、図２（ｂ）は中空粒子の他の例を示す模式図である。図２（ａ）に示すように、中空粒子は、球形の中空粒子４ａの内部に球形の空孔４０ａを有する物であってもよいが、図２（ｂ）に示すように、球形の中に微細な花弁状構造を有する中空粒子４ｂの外側に空孔４０ｂを有する物でもよい。中空粒子は、図２（ａ）および図２（ｂ）に示す形状の他に網状や積層状の材料が考えられるが、それらに限られず、空孔または気体を構造中に含み、低密度化した材料全般を含む。具体的な材料としては、シリカ（ＳｉＯ２）、アルミナ（Ａｌ２Ｏ３）、ジルコニア（ＺｒＯ２）または炭酸カルシウム（ＣａＣＯ３）が好ましい。
　中空粒子４の材料は、焼結体の断熱性能を確保するために熱伝導率が低い材料とすることが好ましく、特にシリカを用いることが好ましい。シリカはセラミックスの中でも比較的熱伝導性が低く、なおかつ中空状あっても強度が比較的高い材料である。シリカを主成分とする中空粒子としては、セラミックビーズ、シリカエアロゲル、多孔ガラス、ガラスビーズ、火山性白砂、珪藻土およびそれらの加工粉末等があるが、これらに限定されるものではない。
　上述したように、燃料の燃焼を促進すべく、ピストンの冠面に広い範囲に渡って断熱層を設けるためには、断熱層が十分な断熱性能を有すると同時に、蓄熱を最小限にして内燃機関内部の温度上昇を起こさないようにすることが重要である。すなわち、低熱伝導および低体積比熱を両立する必要があり、このような層としては、気体を取り込んだポーラス構造とすることが好適であると考えられる。しかしながら、特許文献１および特許文献２のように、セラミックス等のポーラス体を金属製のピストン基材へ接合させた場合、界面での密着性を十分に保つことができず、十分な耐久性を実現することができない。そこで、本発明では、ポーラス体である表面層２の主要部分を構成する母相３を焼結金属とすることで、金属からなる基材１との密着性および耐久性を確保することを実現した。
　また、低熱伝導性を向上するためには、母相３の空隙３１を増大させることが有効と考えられるが、空隙３１を増大させすぎると母相３の強度が低下し、表面層２が内燃機関の中の過酷な環境（温度および圧力）に耐えられない。そこで、本発明では、母相３の空隙３１中に中空粒子４を含有させ、母相３中の空隙３１と中空粒子４の空孔４０とを合わせることで、表面層２全体の気孔率（中空粒子４の空孔４０と空隙３１）を十分に確保しつつ、母相３中の空隙３１の量を抑えて、表面層２の強度を保つ構成としている。
　本発明において気孔率は、４０ｖｏｌ％より大きく７０ｖｏｌ％以下であることが好ましい。４０ｖｏｌ％以下である場合は、十分に低い体積比熱を実現することができず、７０ｖｏｌ％より大きい場合は、表面層２の強度を保つことが困難となる。なお、表面層２を、空隙３１を含む母相３のみで構成し、中空粒子４を含まない場合、表面層２の気孔率（すなわち、空隙３１の比率）が４０体積％以上となると強度を保つことが困難となる。
　また、母相３が空隙３１を含まず、中空粒子４のみを含む場合、中空粒子４を含むスペースとなる空隙３１が無くなるため、中空粒子４の体積比率が限定され、３０ｖｏｌ％以上の気孔率を確保することが困難となる。本発明では、母相３に含まれる空隙３１と、中空粒子４が有する空孔４０を合わせることで、４０ｖｏｌ％より大きい気孔率を確保することが可能となる。
　図３は図１の母相を拡大する図である。図３に示すように、金属相３０は、２つ以上の金属相を含む。図２では、金属相３０として、第１の相（Ａ相）３０ａと第２の相（Ｂ相）３０ｂを含んでいる。そして、上記金属相が相互に拡散して形成された拡散相３０ｃが含まれている。なお、図３では第１の相（Ａ相）３０ａ、第２の相（Ｂ相）３０ｂおよび拡散相３０ｃを図示したが、金属相の数は２つに限られず、また第１の相と第２の相の間に形成される拡散相も１つには限られない。
　ここで、第１の相３０ａおよび第２の相３０ｂの好ましい組成について説明する。耐久性、低熱伝導性および低体積比熱を実現する表面層２（断熱層）の材料としては、多孔質構造の焼結体を利用することが考えられる。多孔質構造とは、母材となる材料の中に多数の気孔を有する構造であるが、母材に対するその割合が少な過ぎると低熱伝導性および低体積比熱を実現する事ができない。一方で、母材に対する気孔の割合が多過ぎると強度が低下する。そのため、気孔の体積比率が重要である。また、焼結体の内部で空孔の分布に偏りが存在すると、強度低下の要因となるだけでなく低熱伝導性も実現できない。そのため、多孔質構造ではその中で気孔が均等分散する事も重要である。
　多孔質構造の焼結体製造方法としては、金属（合金）粉末と多孔質材料（中空粒子）を混合した原料粉末を焼結温度で保持し、金属粉厚同士で生じる元素の相互拡散現象によって金属粉末同士を接合し、焼結体を得る方法が一般的である。焼結法は大きく分けて固相拡散焼結と液相存在下での焼結とがある。
　固相拡散焼結は粉末の集合体を融点より低い温度で加熱し、粉体同士の接触面での元素拡散現象を利用して結合させる方法である。液相を生じないため焼結体は加熱前の形状が概ね維持される。しかしながら、固相拡散焼結では接合の進行度が接触面での元素の拡散距離に依存するため、焼結に必要な時間が長くなる欠点がある。また、作製した焼結体を、原料粉末の融点または焼結体の内部に存在する金属相の中で最も融点の低い組成より高温に再熱（後熱処理）した場合には、接合の分断や気孔の偏析等の熱的影響が避けられない。
　一方、原料粉末の融点または共晶温度近傍まで加熱することで、原料粉末またはその一部を液相化させて焼結する液相存在下での焼結の場合には、界面の反応および液相中の元素の拡散が速やかに進み短時間で焼結が完了する。しかしながら、原料粉末の粘性が低下するため加熱前の形状が維持されにくい。特に、低体積比熱および低熱伝導の特性を付与する目的で多孔質材料を混合するまたは意図的に空隙を形成する場合には、比重の差から多孔質材料や空隙が偏析する可能性がある。
　さらに、焼結過程において材料の融点より低い温度に降温する場合には、液相が凝固する際に凝固収縮を生じ、特に急冷する際に焼結体の変形や割れの原因となる。また、作製した焼結体を原料粉末の融点もしくは焼結体内に存在する相の中で最も融点の低い組成より高温に再熱した場合には、接合の分断や気孔の偏析などの熱的影響を避けられない。
　上述したように、固相拡散焼結および液相存在下での焼結の両方とも、焼結体形成後の製造工程に焼結温度付近もしくはそれ以上の温度に加熱する工程が含まれる場合、焼結体への熱的影響が避けられない。特に基材の表面に表面層（断熱層）として焼結体を形成する場合には、基材の変形や熱影響を防ぐために、焼結温度を高温にする事（すなわち高温で焼結する原料を使用する事）が難しいため、表面層を形成した後に溶体化処理などの後熱処理をする事ができない。製品の使用環境で高温に晒される場合も同様である。
　そこで、本発明は、上記事情に鑑み、耐久性および基材との密着性を確保し、かつ、低熱伝導性および低体積比熱を実現することが可能であることに加え、焼結体作製後の再加熱にも耐えることが可能であり、基材上に断熱層として焼結体を形成する場合においても基材との密着性の高い表面層を有する内燃機関用ピストンの構成を見出した。
　図４は、母相を構成する金属相の平衡状態図（第１の例）である。図４では、Ａ相の中心組成４０１はＡｌ６９．８－Ｍｇ１３．５－Ｓｉ１６．７（ａｔ％）であり、Ｂ相の中心組成４０２はＡｌ６５．７－Ｍｇ１８．５－Ｓｉ１５．８（ａｔ％）である。母相の組成の平均値４０３はＡｌ６８．９－Ｍｇ１４．６－Ｓｉ１６．５（ａｔ％）であり、すなわち金属相中のＡ相とＢ相の比率は７８：２２（ａｔ％）である。
　この状態図を見ると、４５０℃～５９０℃の温度範囲のうち何れかの温度を加熱保持温度として選定した場合、加熱温度の等温線４０６上でＡ相の中心組成４０１とＢ相の中心組成の間には固相と固液共存相の境界である溶解曲線４０４が存在する。すなわち、低温から保持温度に昇温していく過程ではＡ相が固相のままＢ相に液相が生じる組成である。
拡散相３０ｃはＡ相とＢ相の中間の組成をもち、Ｂ相より融点の高い組成である。Ａ相とＢ相は互いに接しているため非平衡状態にあり、加熱保持した場合には拡散相３０ｃを通じてＡ相とＢ相の組成がそれぞれ母相の平均組成４０３と等しくなるまで相互拡散が進む。このとき、例えば母相を構成する金属相の組成の中で最も融点の低い相であるＢ相の融点４９０℃以上で、Ａ相の融点である５６０℃未満のいずれかの温度に加熱した場合には、Ａ相は固相のまま残存して焼結体の形状を維持する。Ｂ相は一旦固液共存状態となるものの、前述したように温度保持中にＢ相の組成４０２は母相の平均組成４０３に近づくため徐々に高融点化し、ついには固相となる。本発明には状態図上のＡ相の中心組成４０１とＢ相の中心組成を通過する等温線４０６のＢ相側の延長線上に固相と固液共存相の境界である溶解曲線４０４が存在する。すなわち、Ａ相とＢ相の相互拡散が進み、加熱保持温度で互いが固相化した状態の金属相を有する場合も含まれる。
　この様に作製した焼結体を、原料粉末の融点もしくは焼結体内に存在する相の中で最も融点の低い相（図４では、Ｂ相）の組成の融点より高温に加熱した場合にも、焼結体は接合の分断や気孔の偏析を生じない。そのため、金属相を、金属相の平衡状態図において、金属相のうち最も融点の高い第１の相（Ａ相）の液相温度より低い温度で、第１の相（Ａ相）とそれ以外の相（Ｂ相）の組成を通過する等温線上または第１の相（Ａ相）とそれ以外の相（Ｂ相）の組成を通過する等温線上の第１の相（Ａ相）以外の相側の延長線上に、固相と、液相または固液共存相との境界を持つ組成を有するようにする。このような組成を有するＡ相およびＢ相の金属の粉末を原料として用い、４９０℃以上５６０℃未満の間のいずれかの温度の熱処理温度で焼結することで、後熱処理において、焼結体を５６０℃未満の温度まで再熱可能である。すなわち、５６０℃未満での後熱処理ならば、焼結体に熱的な損傷を与えることが無い。また、凝固曲線４０５から読み取れる母相の平均組成４０３の凝固点６６０℃より低い温度であれば、加熱保持した場合にも金属相中に固相が維持されるため、焼結体が完全に溶融する事はない。
　Ａ相およびＢ相を構成する金属は、共相組成を持つ２元系以上の合金である事が望ましい。具体的には、Ａ相またはＢ相の少なくとも一方がＡｌを含む合金であることが好ましい。内燃機関用ピストンの基材がＡｌ合金製であることから、表面層にＡｌを含めることで、基材と表面層との密着性を高めることができるためである。
　Ａ相およびＢ相を構成する金属は、Ａｌに加えてＭｇ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｎｉ、Ｚｎ、Ｃｕ、Ｂｉ、Ｉｎ、ＳｎおよびＰｂのうちの少なくとも１つを含む２元系以上であることが望ましい。これらの元素を選定した理由は，４００～７００℃の温度範囲で共晶を生成する組成を持つためである。
　次に、Ａ相およびＢ相の他の具体例を示す。図５は母相を構成する金属相の平衡状態図（第２の例）である。図５はＡｌ－Ｍｇの２元素系合金の状態図であり、Ａ相の組成５０１はＡｌ９８．０－Ｍｇ２．０（ａｔ％）、Ｂ相の組成５０２はＡｌ８１．５－Ｍｇ１８．５（ａｔ％）である。母相の平均組成５０３はＡｌ８９．８－Ｍｇ１０．２（ａｔ％）であり、すなわち金属相中のＡ相とＢ相の比率は５０：５０（ａｔ％）である。この金属相の焼結体を得るには、４５０℃（Ｂ相の融点）以上５２０℃（Ａ相の融点）未満の温度で焼結すれば良く、焼結後の焼結体は５２０℃未満まで再熱可能である。
　図６は母相を構成する金属相の平衡状態図（第３の例）である。図６はＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉの３元素系合金であり、Ａ相の組成６０１はＡｌ３６．７－Ｍｇ３８．０－Ｓｉ２５．３（ａｔ％）、Ｂ相の組成６０２はＡｌ４４．６－Ｍｇ４６．２－Ｓｉ９．２（ａｔ％）である。母相の平均組成６０３はＡｌ３９．９－Ｍｇ４１．３－Ｓｉ１８．９（ａｔ％）であり、すなわち金属相中のＡ相とＢ相の比率は６０：４０（ａｔ％）である。この構造の焼結体を得るには４５０℃（Ｂ相の融点）以上５５７℃（Ａ相の融点）未満の何れかの温度で焼結すれば良く、焼結後の焼結体は５５７℃未満まで再熱可能である。
　図７は母相を構成する金属相の平衡状態図（第４の例）である。図７はＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉの３元素系合金であり、Ａ相の組成はＡｌ８９．６－Ｍｇ６．６－Ｓｉ３．８（ａｔ％）でＢ相の組成はＡｌ８９．１－Ｍｇ１０．２．０－Ｓｉ０．７（ａｔ％）である。母相の平均組成７０３はＡｌ８９．４－Ｍｇ７．７－Ｓｉ２．９（ａｔ％）であり、すなわち構造中のＡ相とＢ相の比率は７０：３０（ａｔ％）である。この構造の焼結体を得るには、５０８℃（Ｂ相の融点）以上５５７℃（Ａ相の融点）未満の何れかの温度で焼結すれば良く、焼結後の焼結体は５５７℃未満まで再熱可能である。
　図８は母相を構成する金属相の平衡状態図（第５の例）である。図８はＡｌ－Ｎｉ－Ｓｉの３元素系合金であり、Ａ相の組成はＡｌ５５．０－Ｎｉ２０．０－Ｓｉ２５．０（ａｔ％）、Ｂ相の組成はＡｌ６５．０－Ｎｉ２０．０－Ｓｉ１５．０（ａｔ％）である。母相の平均組成８０３はＡｌ６０．０－Ｎｉ２０．０－Ｓｉ２０．０（ａｔ％）であり、すなわち構造中のＡ相とＢ相の比率は５０：５０（ａｔ％）である。この構造の焼結体を得るには５６０℃（Ｂ相の融点）以上６５０℃（Ａ相の融点）未満の何れかの温度で焼結すれば良く、焼結後の焼結体は６５０℃未満の温度まで再熱可能である。
　Ａ相およびＢ相は、Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉの３元系の化合物であることが望ましい。Ｍｇを選定した理由は，Ａｌ－Ｍｇの合金は広い範囲で融点４５０℃の共晶組成を持つためである。図９はＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ３元系合金の液相投影図である。Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ合金を選定した理由は、図９に示すＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ３元系合金の液相投影図９０１からわかるように、３元系合金の最も低い融点が４３５．６℃であり、最も高い融点が５９４℃であるため，本発明の目的とする組成の焼結体を形成しやすいためである。
　さらに、Ａ相の組成範囲９０２はＡｌ－Ｍｇ０～１８－Ｓｉ０～２０（ａｔ％）の２元以上の系および微量添加元素からなる事が望ましい。Ａ相のＭｇ量を１８ａｔ％以下とした理由は、Ｍｇ１８％を境にＭｇ濃度が低下すると融点が増加するためである。また、Ｓｉを２０ａｔ％以下とした理由はＳｉの量を増加させると金属間化合物であるＭｇ２Ｓｉが過剰に生成され、母相の強度を低下させるためである。Ｂ相の組成範囲９０３は、Ａｌ－Ｍｇ５～７８－Ｓｉ０～２０（ａｔ％）の２元以上の系および添加元素からなることが望ましい。Ｂ相のＭｇ量を５～７８％とした理由は、その範囲で融点が４６２℃以下となる共晶組成が存在しており、Ａ相に対する低融点の組成を形成する範囲が広いためである。また、Ｓｉを２０％以下とした理由は、Ｓｉの量を増加させると金属間化合物であるＭｇ２Ｓｉが過剰に生成され、母材の強度を低下させるためである。Ａ相とＢ相に指定する組成が重なっている組成範囲９０４があるが、いずれの組成を選んでも、平衡状態図において、Ａ相の液相温度より低い温度範囲で、Ａ相とＢ相の組成を通過する等温線上のＡ相とＢ相の間またはＢ相側の延長線上に、液相または固液共存相と固相との境界を持つ組成を選定する。Ａ相とＢ相の組成は、焼結体の断面をＥＤＸ（Ｅｎｅｒｇｙ　ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ　Ｘ－ｒａｙ　ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）分析またはオージェ分光分析により組成の定量分析をすることで同定が可能である。
　また、金属相のＡ相の比率は３０ｖｏｌ％～７０ｖｏｌ％の間とする事が望ましい。Ａ相の比率が３０ｖｏｌ％未満である場合には、焼結中に液相が過多となり多孔構造を維持することが難しい。また、Ａ相の比率が７０ｖｏｌ％より大きい場合には、Ａ相とＢ相との接触が少なくなるために焼結体の強度が低下する。また、Ａ相とＢ相の比率は、母相全体の平均値の組成の融点が、Ａ相の融点より低温にならない比率とする事が望ましい。
　表面層２の空孔４０と空隙３１の合計含有比率は、３０ｖｏｌ％以上７０ｖｏｌ％以下であることが好ましい。３０ｖｏｌ％よりも小さい場合は、低体積比熱と低熱伝導率の特性を得ることが難しくなり、７０ｖｏｌ％よりも大きい場合は、金属粒子同士の結合を阻害して焼結体の強度を損ねる結果となる。
　表面層２の体積比熱は、１０００ｋＪ／ｍ３・Ｋ以下であることが好ましい。内燃機関用ピストンの表面層２として焼結体を用いた場合、内燃機関内部でのベース温度の上昇がほとんど発生しない水準となる。すなわち、表面層２のガス温度に対する熱応答性が十分高いものとなり、燃焼室内部のガス温度の変化に合わせて瞬時に低温から高温へ、または高温から低温へ変化できる。
　図１０は本発明の内燃機関用ピストンの一例を示す断面図である。図１の表面層２は、図１０に示す内燃機関用ピストンの、燃焼室に接する面である冠面１３０２に形成される。
　［内燃機関用ピストンの製造方法］
　次に、本発明の内燃機関用ピストンの製造方法について説明する。図１１は本発明の内燃機関用ピストンの製造方法の一例を示すフロー図である。本発明の内燃機関用ピストンの製造方法は、融点の異なる２種以上の合金の粉末と、内部に空孔を有する中空粒子とを混合して原料粉末を得る工程と、原料粉末を基材の表面に設置し、加熱して合金の焼結体の形成および焼結体と前記基材とを接合する熱処理工程（Ｓ１２、Ｓ１３）とを有する。
その前後に、ピストン基材の鋳造工程（Ｓ１０）、ピストン基材の一次機械加工（Ｓ１１）、熱処理（後熱処理）工程（Ｓ１４）、二次機械加工工程（Ｓ１５）を有する。
　ピストン基材の鋳造工程（Ｓ１０）では、例えば、Ａｌ合金粗材を従来の方法で鋳造する。続く一次機械加工工程（Ｓ１１）では、得られた粗材に対して機械加工を施す。図１３に示すピストンにおいて、ランド部外径１３０１の切削および基材にピン穴１３０３を設ける加工を施す。一次機械加工工程を施した基材の表面１３０２に、表面層の原料粉末（混合粉末）を設置する（Ｓ１２）。原料粉末は、融点の異なる２種以上の金属の粉末を混合した粉末と、中空粒子を混合した粉末とする。この際に、混合粉末を粉末状のままピストン基材の表面に設置しても良いが、原料粉末を所定の形状を有する成形体、例えば粉末に予め圧力を加えて予備成形を行うことでビスケット状に押し固めた圧粉体とし、この圧粉体を基材の表面に設置してもよい。
　次に、原料粉末の上部から荷重をかけて加熱することで、原料粉末を焼結して表面層を形成すると同時に、表面層とピストン基材とを接合させる（Ｓ１３）。
　原料粉末の焼結方法としては、母相３に空隙３１が形成されるように金属粒子を焼結可能な方法であれば特に限定は無いが、パルス通電焼結、ホットプレス焼結、熱間等方加圧焼結および冷間等方加圧焼結等が好適である。これらのなかでも特に荷重および温度を制御可能な加圧焼結とすることが好ましく、パルス通電焼結法が好適であると考えられる。パルス通電焼結（Ｐｕｌｓｅ　Ｅｌｅｃｔｒｉｃ　Ｃｕｒｒｅｎｔ　Ｓｉｎｔｅｒｉｎｇ）は、放電プラズマ焼結（Ｓｐａｒｋ　Ｐｌａｓｍａ　Ｓｉｎｔｅｒｉｎｇ）とも呼ばれる焼結手法である。原料粉末に加圧しながらパルス通電を印加すると、粉末表面では抵抗発熱とスパーク放電による発熱が発生し、粉末表面での反応を活性化し、原料粉末の接触部の反応を促進する。
　パルス通電焼結法では、粉末表面での反応が活発化するため、比較的荷重負荷が小さい環境での焼結が可能であり、中空粒子の形状を破壊せずに含有させることが可能である。本発明においては、混合粉末にパルス通電を印加することにより、金属粒子同士が互いに繋がった母相を形成し、かつ金属粒子同士の結合部分以外で構成された空隙と、多孔質材料をその形状を壊すことなく包含することができる。パルス通電焼結法を用いれば、荷重または押込み量を制御して加圧することにより、母相の空隙の割合を制御することが可能である。
　図１２は母相を構成する金属相の平衡状態図であり、図１３は図１２のＨ粉末とＬ粉末の焼結過程における温度と時間の関係示すグラフである。図１２の相図は、図４の相図と同じである。図１３では、２種類の粉末同士の接合過程を模式的に示す図を併記している。図１２におけるＨ粉末１００１とＬ粉末１００２の２種以上の金属粉末を混合する。このとき、Ｌ粉末の融点１０１０はＨ粉末の融点１００５より低温である必要がある。Ｈ粉末とＬ粉末の混合比は任意に決定できるが、Ｈ相の比率が３０ｖｏｌ％以上７０ｖｏｌ％以下となるように調整する事が望ましい。混合粉末の平均組成１００３は、Ｈ粉末の組成とＬ粉末の中間にある。焼結温度は、Ｈ粉末の融点とＬ粉末の融点の間の温度１００６とし、焼結温度１００６においてＨ粉末とＬ粉末の組成を通過する等温線上のＨ粉末とＬ粉末の組成の間に溶解曲線１００４の境界を持つ組成であるとする。
　Ｈ粉末およびＬ粉末を混合し、加圧した状態で加熱して焼結させる。図１３に示すように、室温において混合したＨ粉末１１０１とＬ粉末１１０２は、図中の（１）に示す状態であり、互いに固相であり粉末同士は接触している。昇温を開始して温度が上昇し、温度がＬ粉末の融点１０１０を超えると、Ｌ粉末は溶融し、Ｌ粉末が液相化した相１１１３となってＨ粉末と接触する（図１３（２））。さらに昇温し、焼結温度１００６まで達したところで温度を保持する。Ｈ粉末と液相が接触している部分に拡散相１１１４が形成される（図１３（３））。
　さらに温度を保持していると、拡散相１１１４を通して液相部分と固相部分の元素の相互拡散が生じ、何れの組成も平均組成１００３に近づいていく。このとき、図１２に示す溶解曲線１００４に沿って液相部分の融点が徐々に高温化するため、液相部分が凝固した固相部分１１１５が広がっていく（図１３（４））。さらに温度を保持すると、液相部分が全て固相化する（図１３（５））。このときの固相部分１１１５の組成は、図４に示すＢ相の組成４０２である。その後降温して焼結体を得る。なお、焼結中に図１３（４）の状態になった段階で降温して焼結体を得てもよい。また、焼結過程でＬ粉末が完全に溶融せず固液共存相の状態であってもよい。
　多孔質構造の焼結体を作成する場合には、Ｈ粉末とＬ粉末に加えて中空粒子を混合する。焼結中にＨ粉末は固相のまま残存し、最終的に図４のＡ相の組成４０１となる。焼結中にも粉体状の固相が存在しているため、焼結体は元の形状を維持し、且つ内部に含む多孔質材料や空隙の偏析も起こらない。また、焼結中に液相が存在するため焼結時間も短時間でよい。さらに、焼結中に液相が凝固して固相となるため、降温中の凝固収縮も起こらない。前述したように、焼結体は焼結温度で固相または液相が局所的に存在する組成であるため、焼結体を焼結温度より高温に再熱しても熱的損傷が起こらない。
　表面層形成後の後処理として、熱処理（後熱処理）工程を実施する（Ｓ１４）。この熱処理工程は、基材表面で原料粉末を焼結して表面層を形成する過程で発生する歪を除去し、強度を均一化することを目的とするものであり、例えば溶体化時効処理または人工時効処理を行う。熱処理工程（Ｓ１４）後、二次機械加工工程（Ｓ１５）として仕上げの切削加工を施し、製品であるピストンが完成する。
　さらに、図示していないが、Ｓ１３後に、封止層形成工程を有していてもよい。封止層の形成方法としては、例えば封止材としてポリシラザンを用いる場合、焼結体の表面にポリシラザンの前駆体を含む塗布液を塗布し、４００～５００℃で１～２時間加熱して乾燥することで形成することができる。塗布液としては他にもポリカーボネイト、ポリアミドイミドおよびパーミエイト等が考えられるがそれらに限定されない。
　本明細書の相図の出典を以下に示す。
（１）Ｐ．Ｖｉｌｌａｒｓ，　Ａ．Ｐｒｉｎｃｅ　ａｎｄ　Ｈ．Ｏｋａｍｏｔｏ　（１９９５）．　Ｈａｎｄｂｏｏｋ　ｏｆ　Ｔｅｒｎａｒｙ　Ａｌｌｏｙ　Ｐｈａｓｅ　Ｄｉａｇｒａｍｓ　ＡＳＭ　Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ．
（２）Ｇ．Ｅｆｆｅｎｂｅｒｇ，　Ｓ．Ｉｌｙｅｎｋｏ（Ｅｄｓ），　Ｋ．Ｃ．Ｈａｒｉ　Ｋｕｍａｒ，　Ｎｉｒｕｐａｎ　Ｃｈａｋｒａｂｏｒｔｉ，Ｈａｎｓ－Ｌｅｏ　Ｌｕｋａｓ，Ｏｋｓａｎａ　Ｂｏｄａｋ，Ｌａｚａｒ　Ｒｏｋｈｌｉｎ　（２００５）．Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ　（Ａｌｕｍｉｎｉｕｍ　－　Ｍａｇｎｅｓｉｕｍ　－　Ｓｉｌｉｃｏｎ），　Ｌｉｇｈｔ　Ｍｅｔａｌ　Ｓｙｓｔｅｍｓ．　Ｐａｒｔ　３　Ｖｏｌｕｍｅ　１１Ａ３．
　以下、実施例および参考例に基づいて、本発明についてさらに詳述する。
　実施例１として，Ａｌ１２Ｍｇ１７粉末とＡｌ９０－Ｓｉ１０（ａｔ％）合金粉末を４０：６０ｖｏｌ％で混合して混合金属粉末を作製し、中空粒子として球状のＳｉＯ２中空粒子を、混合粉末との体積比が５０：５０ｖｏｌ％となるよう混合した原料混合粉末１を準備した。また、参考例として、Ａｌ１２Ｍｇ１７粉末と球状のＳｉＯ２中空粒子を体積比が５０：５０ｖｏｌ％となるよう混合した原料混合粉末２を準備した。このいずれの粒子も、平均粒子径が３０μｍのものを用意した。この原料混合粉末をパルス通電焼結法によって焼結温度４６０℃で焼結し、焼結体を作製した。参考例１は、原料粉末のＨ粉末とＬ粉末の割合が好ましい範囲（Ｈ粉末が３０～７０ｖｌ％）に無いものである。
　図１４は実施例１で用いたパルス通電装置の一例を模式的に示す図である。真空チャンバ８４内で、円環状のカーボンダイ８２の中に上述した原料混合粉末８１を入れ、カーボンパンチ８３を図８の矢印方向に駆動して荷重を負荷し、パルス電源８７および電極（上部電極８５および下部電極８６）を介して混合粉末にパルス通電を印加し、加熱して焼結した。パルス通電焼結中は、温度、荷重およびカーボンパンチ８３の押込み量をモニタリングした。
　図１５（ａ）～（ｃ）は、実施例１で原料混合粉末１を用いて作製した焼結体の断面ＳＥＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）観察写真およびＥＤＸマッピングである。図１５（ａ）は焼結体の断面ＳＥＭ観察写真、図１５（ｂ）はＭｇのＥＤＸマッピング、図１５（ｃ）はＡｌのＥＤＸマッピングである。焼結体中には、Ａｌ合金であるＡ相１５０１と、Ａ相よりＭｇ濃度の高いＢ相１５０２が存在し、その境界には拡散層１５０３が形成されている。また、焼結体中に中空粒子１５０４としてＳｉＯ２中空粒子と、空隙１５０５が存在している。焼結体１の体積および重量から推定した気孔率は５４％であり、示差走査熱量法（ＤＳＣ（Ｄｉｆｆｅｒｅｎｔｉａｌ　ｓｃａｎｎｉｎｇ　ｃａｌｏｒｉｍｅｔｒｙ）法）を用いて重量比熱を測定し、別途測定した密度から算出した体積比熱は１０００ｋＪ／ｍ３・Ｋであった。
　図１６は、実施例１で原料混合粉末２を用いて作製した作製した焼結体の断面ＳＥＭ観察写真である。焼結体１６０４の上部１６０５および下部１６０６の拡大図も併せて示す。焼結体下部１６０６に中空粒子および空隙が偏析している。これは、焼結中に母相の金属がすべて液相化したためであると考えられる。
　図１７（ａ）～（ｃ）は、実施例１で原料混合粉末１を用いて作製した焼結体１の再熱後の断面ＳＥＭ観察写真およびＥＤＸマッピングである。を、図１７（ａ）は焼結体１を熱処理温度４６０℃より高い５１０℃に再熱した後、室温まで降温した後の焼結体の断面ＳＥＭ観察写真、図１７（ｂ）はＭｇのＥＤＸマッピング、図１７（ｃ）はＡｌのＥＤＸマッピングである。図１７（ａ）～１７（ｃ）に示すように、焼結体にはき裂や多孔質材料の偏析も見られず、焼結体を焼結温度より高温にしても熱的損傷のない焼結体構造を得ることに成功した。
　図１１に示す方法で、実施例１と同じ構成を有する表面層を有するピストンを作製した。ピストンは、図１１の製造工程に沿って、ピストン鋳造工程（Ｓ１０）で作製したアルミニウム合金製のピストン粗材（ＪＩＳ（Ｊａｐａｎｅｓｅ　Ｉｎｄｕｓｔｒｉａｌ　Ｓｔａｎｄａｒｄｓ）　ＡＣ８Ａ）に一次機械加工（Ｓ１１）を施し、一次機械加工時に、ピストン冠面に直径７０ｍｍの凹部（図１０の冠面１３０２）を形成した。原料混合粉末設置工程（Ｓ１２）では、ピストン冠面１３０２に原料混合粉末を充填し、焼結及び接合工程（Ｓ１３）では拘束ジグにより原料混合粉末とピストン基材とを十分に接触させ、熱処理炉で拡散接合を実施した。その後、溶体化処理と人口時効処理（Ｓ１４）を施し、二次機械加工（Ｓ１５）により仕上げ形状に加工して所定の形状を有するピストンを完成した。図１８（ａ）は実施例２で作製した内燃機関用ピストンの模式図であり、図１８（ｂ）は実施例２で作製した内燃機関用ピストンの断面ＳＥＭ観察写真である。断熱層１８０１と基材１８０２の境界部の断面をＳＥＭで観察しとところ、焼結体の割れや基材との剥離のない断熱層を確認することができた。
　以上、説明した通り、本発明によれば、耐久性および基材との密着性を確保し、かつ、低熱伝導性および低体積比熱を実現することが可能な内燃機関用ピストンおよび内燃機関用ピストンの製造方法を提供することができることが示された。
　なお、本発明は上記した実施例に限定されるものではなく、様々な変形例が含まれる。例えば、上記した実施例は本発明を分かり易く説明するために詳細に説明したものであり、必ずしも説明した全ての構成を備えるものに限定されるものではない。また、ある実施例の構成の一部を他の実施例の構成に置き換えることが可能であり、ある実施例の構成に他の実施例の構成を加えることも可能である。また、各実施例の構成の一部について、他の構成の追加・削除・置換をすることが可能である。
　１，１８０２…基材、２，１８０１…表面層、３…母相、３０…金属相、３０ａ…第１の相（Ａ相）、３０ｂ…第２の相（Ｂ相）、３０ｃ…拡散相、３１…空隙、４，４ａ，４ｂ…中空粒子、４０ａ，４０ｂ…空孔、８１…原料混合粉末、８２…円環状のカーボンダイ、８３…カーボンパンチ、８４…真空チャンバ、８５…上部電極、８６…下部電極、８７…パルス電源、４０１，５０１，６０１，７０１，８０１…Ａ相の中心組成、４０２，５０２，６０２，７０２，８０２…Ｂ相の中心組成、４０３，５０３，６０３，７０３，８０３…金属相の平均組成、４０４…溶解曲線、４０５…凝固曲線、４０６…等温線、９０１…Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ３元系合金の液相投影図、９０２…Ａ相の組成範囲、９０３…Ｂ相の組成範囲、１３０１…ランド部外径、１３０２…ピストン冠面、１３０３…ピン穴、１００１…Ｈ粉末の組成、１００２…Ｌ粉末の組成、１００３…Ｈ粉末とＬ粉末の平均組成、１００４…溶解曲線、１００５…Ｈ粉末の融点、１００６…焼結温度、１０１０…Ｌ粉末の融点、１１０１…Ｈ粉末、１１０２…Ｌ粉末、１１１３…Ｌ粉末が液相化した相、１１１４…拡散相、１１１５…液相部分が凝固した固相部分、１１０４…Ｌ粉末の融点、１１０５…Ｈ粉末の融点、１１０６…焼結温度、１５０１…Ａ相、１５０２…Ｂ相、１５０３拡散層、１５０４…中空粒子、１５０５…空隙、１６０４…焼結体、１６０５…焼結体の上部、１６０６…焼結体の下部、１７０１…Ａ相、１７０２…Ｂ相、１７０３…拡散相、１７０４…中空粒子、１７０５…空隙、１７０７…ＳＥＭ観察写真、１７０８…ＥＤＸマッピング（Ｍｇ）、１７０９…ＥＤＸマッピング（Ａｌ）。

Claims (15)

  1. 　基材と、前記基材の表面に設けられた表面層とを有し、
    　前記表面層は、母相と、前記母相に分散され、内部に空孔を有する中空粒子とを含み、
    　前記母相は、金属相と、空隙とを含み、
    　前記金属相は、２つ以上の金属相と、前記２つ以上の金属相のうち少なくとも２つの金属相の間に１つ以上の拡散相を含むことを特徴とする内燃機関用ピストン。
  2. 　前記金属相のうち、少なくとも２つの金属相の間に１つ以上の拡散相を含む前記金属相において、前記拡散相のうち少なくとも１つは、前記金属相のうち最も液相温度または固液共存相温度の低い相より、液相温度または固液共存相温度が高温である組成を有することを特徴とする請求項１に記載の内燃機関用ピストン。
  3. 　前記金属相のうち最も融点が高い第１の相の比率が３０ｖｏｌ％以上７０ｖｏｌ％以下であることを特徴とする請求項２に記載の内燃機関用ピストン。
  4. 　前記金属相は、Ａｌを主成分とし、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｎｉ、Ｚｎ、Ｃｕ、Ｂｉ、Ｉｎ、ＳｎおよびＰｂのうちの少なくとも１つを含むことを特徴とする請求項１から３のいずれか１項に記載の内燃機関用ピストン。
  5. 　前記金属相は、Ａｌを主成分とし、Ｍｇを０ａｔ％以上１８ａｔ％以下、Ｓｉを０ａｔ％以上２０ａｔ％以下含む２元系以上の合金と、Ｍｇを５ａｔ％以上７８ａｔ％以下、Ｓｉを０ａｔ％以上２０ａｔ％以下含む２元系以上の合金を含むことを特徴とする請求項１から３のいずれか１項に記載の内燃機関用ピストン。
  6. 　前記空孔と前記空隙の合計含有比率が４０ｖｏｌ％より大きく、７０ｖｏｌ％以下であることを特徴とする請求項１から３のいずれか１項に記載の内燃機関用ピストン。
  7. 　前記中空粒子は、ＳｉＯ２、Ａｌ２Ｏ３、ＺｒＯ２またはＣａＣＯ３であることを特徴とする請求項１から３のいずれか１項に記載の内燃機関用ピストン。
  8. 　前記表面層の体積比熱は、１０００ｋＪ／ｍ３・Ｋ以下であることを特徴とする請求項１から３のいずれか１項に記載の内燃機関用ピストン。
  9. 　前記表面層が前記内燃機関用ピストンの冠面の断熱層であることを特徴とする請求項１から３のいずれか１項に記載の内燃機関用ピストン。
  10. 　融点の異なる２種以上の金属の粉末と、内部に空孔を有する中空粒子とを混合して原料粉末を得る工程と、
    　前記原料粉末を基材の表面に設置し、加熱して前記金属の焼結体の形成および前記焼結体と前記基材とを接合する熱処理工程とを有し、
    　前記熱処理工程における熱処理温度は、前記金属の粉末のうち、最も融点が低い金属の固相温度以上の温度であり、かつ、前記金属の粉末のうち、最も融点が高い金属の液相温度または固液共存相温度未満の温度であることを特徴とする内燃機関用ピストンの製造方法。
  11. 　前記原料粉末は、前記熱処理温度で固相である金属と、前記熱処理温度で液相または液相と固相の混合相である金属からなることを特徴とする請求項１０に記載の内燃機関用ピストンの製造方法。
  12. 　前記熱処理工程において、前記熱処理温度で固相である金属と、前記熱処理温度で液相または液相と固相の混合相である金属の間で生じる拡散相の液相温度または固液共存相温度は、前記熱処理温度より高温であることを特徴とする請求項１０に記載の内燃機関用ピストンの製造方法。
  13. 　前記熱処理温度が４５０～６５０℃であることを特徴とする請求項１０または１１に記載の内燃機関用ピストンの製造方法。
  14. 　前記熱処理工程をパルス通電焼結法によって実施することを特徴とする請求項１０または１１に記載の内燃機関用ピストンの製造方法。
  15. 　前記焼結体が前記内燃機関用ピストンの冠面の断熱層であることを特徴とする請求項１０または１１に記載の内燃機関用ピストンの製造方法。
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