JP2000170601A - Aluminum alloy piston - Google Patents

Aluminum alloy piston

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JP2000170601A
JP2000170601A JP10345078A JP34507898A JP2000170601A JP 2000170601 A JP2000170601 A JP 2000170601A JP 10345078 A JP10345078 A JP 10345078A JP 34507898 A JP34507898 A JP 34507898A JP 2000170601 A JP2000170601 A JP 2000170601A
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alloy
iron
copper
aluminum alloy
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Kazutoshi Takemura
和俊 武村
Junya Takahashi
純也 高橋
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Riken Corp
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Abstract

PROBLEM TO BE SOLVED: To increase the life-span of a piston by forming a reinforcing ring with a sintering material which includes a copper alloy phase, an iron alloy phase, and carbide, and has a hardness higher than a piston body, and fixing the reinforcing ring to at least one surface of a ring-shaped groove of the piston body by means of casting-in. SOLUTION: In a piston body 1 provided with three ring-shaped grooves 2 to 4 on an outer peripheral surface 1a of an aluminum alloy piston, a reinforcing ring 11 formed with a ring-shaped recess part 14 is fixed on the top ring- shaped groove 2, and piston ring is equipped to each of the ring-shaped recess part 14, and the ring-shaped groove 3, 4. Such a reinforcing ring 11 is formed from a composition made of 10 to 40% copper, 4 to 20% nickel, 2 to 15% chromium, 0.05 to 2.0% carbon, and the remainder of iron, as weight criterion, and is fixed to the ring-shaped groove 2 by casting-in with an aluminum alloy molten metal, thereby improving integration by casting-in and mold strength of a cast-in interface.

Description

【発明の詳細な説明】DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION

【０００１】[0001]

【発明の属する技術分野】この発明は、ピストン、特に
高温、高面圧等の摺動条件が苛酷なピストンリングの溝
部に高温での硬度が大きい補強部材を固着したアルミニ
ウム合金製ピストンに属する。BACKGROUND OF THE INVENTION 1. Field of the Invention The present invention relates to a piston, particularly an aluminum alloy piston in which a reinforcing member having a high hardness at a high temperature is fixed to a groove of a piston ring under severe sliding conditions such as a high temperature and a high surface pressure.

【０００２】[0002]

【従来の技術】近年の内燃機関の高出力化及び直噴式エ
ンジンへの移行に伴い、エンジン、特にディーゼルエン
ジンを構成するアルミニウム製ピストンのリング溝が高
温及び高面圧となり過酷な稼動条件になりつつある。特
に、ピストンの最上部に形成されかつ燃焼室に近いトッ
プリング溝の表面は、高温及び高面圧に起因するへたり
摩耗を生じ又はピストンリングにピストンのアルミニウ
ムが付着する凝着が発生することがあり、出力低下及び
保守の必要性が問題となる。2. Description of the Related Art With the recent increase in output of internal combustion engines and the shift to direct-injection engines, the ring grooves of aluminum pistons constituting engines, especially diesel engines, become high temperature and high surface pressure, resulting in severe operating conditions. It is getting. In particular, the surface of the top ring groove formed at the top of the piston and close to the combustion chamber may suffer from settling due to high temperature and high surface pressure, or adhesion of piston aluminum to the piston ring. Therefore, there is a problem that output is reduced and maintenance is required.

【０００３】このような問題を解消するため、一般には
ニレジスト（Ni-Resist）鋳鉄製のリングキャリアをア
ルフィン処理した後、アルミニウム合金鋳物ＡＣ８Ａ材
（ＪＩＳ Ｈ５２０２ 鋳物８種Ａ）によりリングキャリ
アを鋳ぐるむアルミニウム製ピストンが使用される。ア
ルフィン処理によりアルミニウム溶湯にリングキャリア
を浸漬してリングキャリアの表面にアルミニウムを付着
させた後、リングキャリアをアルミニウム内に鋳ぐるむ
ことにより、リングキャリアとピストン母材との接合強
度を向上することができる。In order to solve such a problem, generally, a ring carrier made of Ni-Resist cast iron is subjected to an alffin treatment, and then the ring carrier is cast with an aluminum alloy casting AC8A material (JIS H5202, casting type 8A). Aluminum pistons are used. Improving the bonding strength between the ring carrier and the piston base material by immersing the ring carrier in the molten aluminum by Alfin treatment and attaching aluminum to the surface of the ring carrier, and then casting the ring carrier in aluminum. Can be.

【０００４】特開平２−２７１４９号公報には、アルミ
ニウム合金との接合性を高めかつ高温・高面圧条件での
耐へたり性又は耐摩耗性を向上するため、従来のニレジ
スト鋳鉄の代わりに銅系合金を鋳ぐるむ方法が提案され
ている。また近年のエンジンの高出力化によりピストン
の頂部及びリング溝、特にトップリング溝部は高温に曝
露され、より過酷な熱的条件が要求されつつある。ピス
トンリングはピストンの頂部の熱をシリンダ側に伝達す
る放熱作用があり、リング溝部を構成する材質は極力熱
伝導率が大きいことが望ましい。熱伝導率の低いニレジ
スト鋳鉄は、ピストンの頂部の熱がピストンリングを通
じてシリンダ側に伝達される際の障壁となり易い。特公
平２−２５７００号公報では、ピストンのリング溝、特
にトップリング溝部をアルミニウム基複合材料で作製す
る方法が開示されている。この方法では、無機質繊維成
形体により構成した強化材にアルミニウム合金を高圧鋳
造法にて含浸して、ピストンの耐摩耗性を確保しつつ重
量を低減できる効果がある。また、特開昭５９−２１３
９３９号公報では、強化部材である無機質繊維成形体の
代わりに金属多孔体を用いる。[0004] Japanese Patent Application Laid-Open No. 2-27149 discloses that in order to improve the bondability with an aluminum alloy and to improve the sag resistance or abrasion resistance under high temperature and high surface pressure conditions, a conventional niresist cast iron is used instead. A method of casting a copper alloy has been proposed. In addition, due to the recent increase in the output of the engine, the top part and the ring groove of the piston, particularly the top ring groove part, are exposed to high temperatures, and more severe thermal conditions are being demanded. The piston ring has a heat dissipating function of transmitting heat at the top of the piston to the cylinder side, and it is desirable that the material forming the ring groove has as high a thermal conductivity as possible. Niresist cast iron having low thermal conductivity tends to be a barrier when heat at the top of the piston is transmitted to the cylinder side through the piston ring. Japanese Patent Publication No. 2-25700 discloses a method of manufacturing a ring groove of a piston, particularly, a top ring groove portion using an aluminum-based composite material. According to this method, an aluminum alloy is impregnated into a reinforcing material formed of an inorganic fiber molded body by a high-pressure casting method, so that the weight can be reduced while the wear resistance of the piston is secured. Also, JP-A-59-213 discloses
In Japanese Patent No. 939, a porous metal body is used in place of an inorganic fiber molded body as a reinforcing member.

【０００５】[0005]

【発明が解決しようとする課題】しかしながら、ニレジ
スト鋳鉄材にアルフィン処理を施す方法では、リングキ
ャリアとピストン本体との実際の接合は要求される接合
強度に対して不十分である。また、ピストンの外周加工
の際に加工負荷抵抗により鋳ぐるみ界面部に亀裂又は接
合不良が生じたり、熱処理時、特に５００〜５１０℃で
１〜２時間保持する溶体化処理を伴う熱処理後の冷却時
に、リングキャリアとピストン母材の界面が剥離して、
熱処理に対してピストン全体の硬度を向上できない。更
に、ニレジスト鋳鉄材も被削性が悪く、刃具消耗費等の
製造コストが上昇する要因となる。However, in the method of subjecting the niresist cast iron material to the alfin treatment, the actual joining between the ring carrier and the piston body is insufficient for the required joining strength. In addition, cracks or poor joints may occur at the interface of the cast-in due to processing load resistance during peripheral processing of the piston, or cooling during heat treatment, particularly after heat treatment accompanied by solution treatment at 500 to 510 ° C. for 1 to 2 hours. Sometimes, the interface between the ring carrier and the piston base material peels off,
The hardness of the entire piston cannot be improved by heat treatment. Furthermore, the niresist cast iron material also has poor machinability, which causes a rise in manufacturing costs such as tool consumption costs.

【０００６】また、ニレジスト鋳鉄の代替品として銅系
合金を鋳ぐるむ方法では、アルミニウム合金が融解する
５００℃以上の温度では、銅系合金とアルミニウム合金
溶湯との反応が促進され、大部分の銅系合金がアルミニ
ウムとの脆い金属間化合物を形成したり、アルミニウム
合金溶湯中に固溶・溶解され強度が低下する問題があ
る。また銅系合金は鉄基合金、例えばニレジスト鋳鉄に
比べて硬度が小さく耐摩耗性が低い難点がある。In the method of casting a copper-based alloy as an alternative to niresist cast iron, the reaction between the copper-based alloy and the molten aluminum alloy is promoted at a temperature of 500 ° C. or higher at which the aluminum alloy melts, and most of the method is performed. There is a problem that a copper-based alloy forms a brittle intermetallic compound with aluminum, or a solid solution / dissolution in a molten aluminum alloy lowers the strength. Further, the copper-based alloy has a disadvantage that it has a lower hardness and lower wear resistance than an iron-based alloy, for example, a niresist cast iron.

【０００７】無機質繊維成形体又は金属多孔体に熱伝導
率の大きいアルミニウム合金を高圧鋳造法で含浸し、ア
ルミニウム合金が基地となる強化材では、ピストン頂部
での熱負荷を低減できる点で有利である反面、高温強度
が小さく高温での摩耗量が大きい難点がある。またアル
ミニウム合金の基地がピストンリングの側面に凝着して
摩耗が一層増進され凝着摩耗が生じる危険性が高い。ま
た高圧鋳造法の際に、１０００気圧近い高圧下で無機質
繊維成形体又は金属多孔体にアルミニウムを含浸して、
高圧に耐える複雑かつ大型の構造で鋳型及び中子を成形
しなければならないので、製造コストが増大する欠点が
ある。高圧鋳造法の欠点を改善するため、無機質繊維成
形体及び金属多孔体の空孔率を大きくして重力鋳造に近
い圧力で鋳造する低圧鋳造法も試みられているが、大き
い空孔率で含浸されるアルミニウム合金の基地面積が大
きくなり、耐摩耗性及び耐凝着性が低下する。この発明
は、ピストンリングを装着する環状溝を補強したアルミ
ニウム合金製ピストンを提供することを目的とする。An aluminum alloy having high thermal conductivity is impregnated into an inorganic fiber molded body or a porous metal body by a high-pressure casting method, and a reinforcing material based on an aluminum alloy is advantageous in that the thermal load at the top of the piston can be reduced. On the other hand, there is a disadvantage that the high-temperature strength is small and the amount of wear at high temperatures is large. In addition, there is a high danger that the aluminum alloy matrix adheres to the side surface of the piston ring to further increase the wear and cause adhesive wear. Also, at the time of high-pressure casting method, impregnating the inorganic fiber molded body or the porous metal body with aluminum under a high pressure close to 1000 atm,
Since the mold and the core have to be formed with a complicated and large structure capable of withstanding high pressure, there is a disadvantage that the manufacturing cost is increased. In order to improve the disadvantages of the high-pressure casting method, a low-pressure casting method in which the porosity of the inorganic fiber molded body and the porous metal body is increased and the casting is performed at a pressure close to gravity casting has been attempted, but impregnation with a large porosity is attempted. The base area of the aluminum alloy to be used increases, and the wear resistance and the adhesion resistance decrease. An object of the present invention is to provide an aluminum alloy piston in which an annular groove for mounting a piston ring is reinforced.

【０００８】[0008]

【課題を解決するための手段】この発明によるアルミニ
ウム合金製ピストンは、アルミニウム合金により形成さ
れたピストン本体と、ピストン本体に形成された環状溝
内に装着されるピストンリングとを備えている。銅系合
金相と、鉄系合金相と、炭化物とを含みかつピストン本
体より硬度の高い焼結材により形成された補強リングを
鋳ぐるみによりピストン本体の環状溝の少なくとも１つ
の面に固着する。焼結材中の銅系合金と鉄系合金とはそ
れぞれピストン母材中のアルミニウムと反応して金属間
化合物を形成し、焼結材とアルミニウム合金との接合強
度が増大する。焼結材の内部では、銅系合金相と、鉄系
合金相と、炭化物とを含有する金属組織が形成される。
アルミニウム合金溶湯による鋳ぐるみでは、溶湯と接触
する表面に露出する銅系合金相とアルミニウム合金溶湯
が反応して容易に金属間化合物が形成しやすく、鋳ぐる
みによる一体化及び鋳ぐるみ界面の接合強度が向上す
る。銅系合金単相ではアルミニウム合金溶湯との反応性
が良すぎるために、銅系合金が溶湯に溶解して、補強リ
ングの形状を保つことが困難であるが、銅系合金相の周
囲に鉄系合金が連続する金属組織を形成するため、アル
ミニウム合金が銅系合金相と過度に反応して金属間化合
物相として補強リング内部に浸食することを抑制し、金
属間化合物の厚さを制御することができる。また、鉄系
合金相が焼結緻密化により連続するマトリックスネット
ワーク組織を形成するため、硬度の低い銅系合金相を含
むにも拘わらず焼結材全体の硬度は低下せず、高温での
負荷、特にピストンリングの叩き挙動時の高面圧による
摩耗を抑制することができる。An aluminum alloy piston according to the present invention includes a piston body formed of an aluminum alloy and a piston ring mounted in an annular groove formed in the piston body. A reinforcing ring formed of a sintered material containing a copper-based alloy phase, an iron-based alloy phase, and carbide and having a hardness higher than that of the piston body is fixed to at least one surface of the annular groove of the piston body by casting. The copper-based alloy and the iron-based alloy in the sintered material each react with aluminum in the piston base material to form an intermetallic compound, and the bonding strength between the sintered material and the aluminum alloy increases. Inside the sintered material, a metal structure containing a copper-based alloy phase, an iron-based alloy phase, and a carbide is formed.
In the as-molded aluminum alloy, the copper alloy phase exposed on the surface in contact with the molten metal reacts with the molten aluminum alloy to easily form an intermetallic compound. Is improved. The copper-based alloy single phase has too high reactivity with the molten aluminum alloy, so the copper-based alloy dissolves in the molten metal and it is difficult to maintain the shape of the reinforcing ring. Since the base alloy forms a continuous metal structure, the aluminum alloy suppresses excessive reaction with the copper base alloy phase and erodes into the reinforcing ring as an intermetallic compound phase, and controls the thickness of the intermetallic compound. be able to. In addition, since the iron-based alloy phase forms a continuous matrix network structure due to sintering densification, the hardness of the entire sintered material does not decrease despite the presence of the copper-based alloy phase having low hardness, and the load at high temperatures is reduced. In particular, it is possible to suppress wear due to a high surface pressure during the beating behavior of the piston ring.

【０００９】高温、高面圧下での耐摩耗性を確保するた
め、焼結材を構成する鉄系合金相は一般的に粉末冶金法
による原料粉として使用される低炭素鋼粉、合金鋼粉又
は鋳鉄粉を使用できるが、補強リングの線膨張係数が極
力アルミニウム合金と同等の２０×１０-6〜２３×１０
-6/Kにより近いと熱処理又は実機での運転により界面に
生じる熱膨張の違いによる熱応力を減少でき、熱応力差
に起因する界面の亀裂又は剥離を防止できる。従って、
鉄系合金は線膨張係数の大きいオーステナイト系合金が
望ましいが、摺動特性の面からはマルテンサイト系合金
が適する。線膨張係数と摺動特性を両立させるために、
鉄系合金は、オーステナイト系合金のみ、オーステナイ
ト系合金とマルテンサイト系合金との混合物又はオース
テナイト系合金とフェライト系合金との混合物から選択
される。In order to ensure abrasion resistance under high temperature and high surface pressure, the iron-based alloy phase constituting the sintered material is made of low carbon steel powder or alloy steel powder generally used as a raw material powder by powder metallurgy. Alternatively, cast iron powder can be used, but the coefficient of linear expansion of the reinforcing ring is as low as 20 × 10 −6 to 23 × 10
When it is closer to -6 / K, thermal stress due to a difference in thermal expansion generated at the interface due to heat treatment or operation in an actual machine can be reduced, and cracking or peeling of the interface due to the difference in thermal stress can be prevented. Therefore,
As the iron-based alloy, an austenitic alloy having a large linear expansion coefficient is desirable, but a martensitic alloy is suitable from the viewpoint of sliding characteristics. In order to achieve both linear expansion coefficient and sliding characteristics,
The iron-based alloy is selected from only an austenitic alloy, a mixture of an austenitic alloy and a martensite-based alloy, or a mixture of an austenitic alloy and a ferrite-based alloy.

【００１０】焼結材を構成する銅系合金は例えば電解銅
粉等の純銅粉の他に、アトマイズ法により製造された粉
末を用いても良い。また、合金元素としてアルミニウ
ム、亜鉛、錫、マンガン、鉄，ニッケルを含んでも良
く、例えば熱膨張率を増加するため、亜鉛元素を多く含
む合金、例えば黄銅合金や高力黄銅合金が選択できる。
更に、硬度を増加するためアルミニウム、鉄、マンガ
ン，ニッケル元素等を多く含む合金、例えばアルミ青銅
合金を選択できる。熱膨張率と硬度を両方向上させるた
めに、前記銅系合金を少なくとも１種以上混合した粉末
を用いても良い。As the copper-based alloy constituting the sintered material, powder produced by an atomizing method may be used in addition to pure copper powder such as electrolytic copper powder. In addition, aluminum, zinc, tin, manganese, iron, and nickel may be included as alloying elements. For example, an alloy containing a large amount of zinc, for example, a brass alloy or a high-strength brass alloy can be selected to increase the coefficient of thermal expansion.
Further, to increase the hardness, an alloy containing a large amount of aluminum, iron, manganese, nickel, or the like, for example, an aluminum bronze alloy can be selected. In order to improve both the coefficient of thermal expansion and the hardness, a powder obtained by mixing at least one kind of the copper-based alloy may be used.

【００１１】この発明の実施の形態では、補強リング
は、重量基準で、銅１０〜４０％、ニッケル４〜２０
％、クロム２〜１５％、炭素０.０５〜２.０％、残部が
鉄からなる。０.０５〜２.０重量％の燐、０.０５〜１.
０重量％の硼素の少なくとも１種の元素を補強リングに
加えると、焼結時に鉄系合金の融点が低下し、液相が生
じやすくなり、液相を積極的に生成させて焼結緻密度と
硬度とを向上できる。燐又は硼素が０.０５重量％に満
たないと、燐又は硼素の添加による鉄系合金の融点低下
の効果が殆どなく、燐は２.０重量％を超え、硼素は１.
０重量％を超えると、鉄系合金相の粒界に偏析する鉄と
燐又は硼素とからなる生成化合物の量が過剰になり、機
械的性質、特に衝撃強度が極端に低下する。燐は、例え
ば銅−燐合金粉末又は鉄−燐合金粉末として添加でき、
硼素も、例えば鉄−硼素合金粉末として添加できる。補
強リングは、気孔率が８％を超えると、表面近傍の気孔
が外部に開いた状態となり、鋳ぐるみ時に気孔内から発
生するガスがアルミ合金との接合を阻害し、また接合後
の旋削加工で断続切削による表面の面粗度を悪化させる
ので、気孔率は８％以下がよい。この気孔率は小さい程
好ましく、また各気孔が細かく分散するほど好ましい。In the embodiment of the present invention, the reinforcing ring is composed of 10 to 40% of copper and 4 to 20% of nickel on a weight basis.
%, Chromium 2 to 15%, carbon 0.05 to 2.0%, the balance being iron. 0.05-2.0% by weight phosphorus, 0.05-5.
When at least one element of 0% by weight of boron is added to the reinforcing ring, the melting point of the iron-based alloy is reduced during sintering, and a liquid phase is likely to be generated. And hardness can be improved. If the content of phosphorus or boron is less than 0.05% by weight, there is almost no effect of lowering the melting point of the iron-based alloy by adding phosphorus or boron. The content of phosphorus exceeds 2.0% by weight and the content of boron is 1.0%.
If it exceeds 0% by weight, the amount of the compound formed of iron and phosphorus or boron segregating at the grain boundaries of the iron-based alloy phase becomes excessive, and the mechanical properties, particularly the impact strength, are extremely reduced. Phosphorus can be added, for example, as copper-phosphorus alloy powder or iron-phosphorus alloy powder,
Boron can also be added, for example, as an iron-boron alloy powder. When the porosity of the reinforcing ring exceeds 8%, the pores near the surface are open to the outside, and the gas generated from the pores at the time of casting will hinder the joining with the aluminum alloy, and turning after joining In this case, the porosity is preferably 8% or less because the surface roughness of the surface caused by the intermittent cutting is deteriorated. The porosity is preferably as small as possible, and the porosity is preferably as small as possible.

【００１２】銅の組成は１０〜４０重量％、望ましくは
２０〜３５重量％が良い。銅が１０重量％以下では、焼
結材の表面に露出する銅系合金の面積が減少して、アル
ミニウム合金溶湯の鋳ぐるみの際にアルミニウム合金溶
湯と反応する銅系合金の量が少ないため、金属間化合物
の生成が少なすぎて十分な接合強度が得られない。即
ち、鋳込時に発生するアルミニウム合金溶湯の強い流れ
により、焼結材表面に露出する銅系合金相が溶湯と反応
し、更に銅系合金の構成元素が溶湯中に固溶し、銅系合
金相が存在した部分にアルミニウム合金溶湯が侵入す
る。鉄系合金相は銅系合金相に比べてアルミニウム合金
溶湯との反応性が小さいため、鉄系合金相の形態はその
まま保持され、従って、溶湯に曝露された焼結材の表面
は鉄系合金相による凹凸の多い構造になる。よって鉄系
合金相の溶湯への露出面積が増加して、アルミニウム合
金溶湯と鉄系合金相との間の反応が大きくなり、全体的
に金属間化合物が生成される。The composition of copper is 10 to 40% by weight, preferably 20 to 35% by weight. When the content of copper is 10% by weight or less, the area of the copper-based alloy exposed on the surface of the sintered material decreases, and the amount of the copper-based alloy that reacts with the molten aluminum alloy when the aluminum alloy is cast is small. The generation of the intermetallic compound is too small, and a sufficient bonding strength cannot be obtained. That is, due to the strong flow of the molten aluminum alloy generated during casting, the copper-based alloy phase exposed on the surface of the sintered material reacts with the molten metal, and the constituent elements of the copper-based alloy dissolve in the molten metal to form a solid solution. The molten aluminum alloy penetrates into the portion where the phase was present. Since the iron-based alloy phase has lower reactivity with the molten aluminum alloy than the copper-based alloy phase, the morphology of the iron-based alloy phase is maintained as it is, and therefore, the surface of the sintered material exposed to the molten metal is exposed to the iron-based alloy phase. The structure has many irregularities due to phases. Therefore, the exposed area of the iron-based alloy phase to the molten metal increases, the reaction between the molten aluminum alloy and the iron-based alloy phase increases, and an intermetallic compound is generated as a whole.

【００１３】銅が１０重量％以下では、鉄系合金間の緻
密化の度合いが大きく、ネットワークが強固であるため
に、鋳ぐるみ中にアルミニウム合金溶湯に対する銅系合
金相の固溶が阻害され、鉄系合金相の露出量が少なくな
り、アルミニウム合金との金属間化合物の生成が阻害さ
れ十分な接合強度が得られない。銅が４０重量％を超え
ると、鉄系合金の焼結緻密化によるネットワークが分断
されて、銅系合金相中に鉄系合金層が分散した組織にな
る。従って、補強リングの表面に露出する銅系合金の面
積が大き過ぎるために、アルミニウム合金溶湯との反応
が過剰に進行して、補強リングの内部深くまで金属間化
合物が生成して、その結果鋳ぐるみ界面の金属間化合物
の層が厚くなる。金属間化合物の層が厚過ぎると、脆い
金属間化合物の強度が支配的となり、接合強度はむしろ
低下する。更に、ピストンリングによる高い面圧を受け
るリング溝部は高温で強度が大きいことが重要である。
この発明では鉄系合金粉末を焼結・緻密化させて高強度
が得られるが、銅系合金の量が多いと鉄系合金粉末間の
焼結緻密化の度合いが小さくなり、十分な強度、硬さが
得られないため、銅の量は４０重量％以下が望ましい。
銅が１０重量％に満たないと、補強リングの大部分を硬
度の大きい鉄系合金相が占めるため、耐摩耗性は十分で
ある反面、熱伝導率が低下する。このため、ピストンの
頂部からシリンダ側への熱移動が阻止され、ピストンの
頂部での熱負荷が過大になり、ピストン母材のアルミニ
ウム合金が軟化し歪みや変形が生ずる。他面、この発明
では鉄系合金焼結材の隙間に銅系合金相を介在させて被
削性を高められるが、ピストン母材を構成するアルミニ
ウム合金と同等の被削性を補強リングに付与するため、
銅は１０重量％以上が望ましい。When the content of copper is 10% by weight or less, the degree of densification between the iron-based alloys is large and the network is strong, so that the solid solution of the copper-based alloy phase in the molten aluminum alloy is hindered during casting. The amount of exposure of the iron-based alloy phase is reduced, and the formation of an intermetallic compound with the aluminum alloy is inhibited, so that sufficient bonding strength cannot be obtained. When the content of copper exceeds 40% by weight, the network due to the sintering and densification of the iron-based alloy is divided, and a structure in which the iron-based alloy layer is dispersed in the copper-based alloy phase is obtained. Therefore, since the area of the copper-based alloy exposed on the surface of the reinforcing ring is too large, the reaction with the molten aluminum alloy proceeds excessively, and an intermetallic compound is generated deep inside the reinforcing ring, and as a result, the casting is performed. The intermetallic compound layer at the loose interface becomes thicker. If the intermetallic compound layer is too thick, the strength of the brittle intermetallic compound becomes dominant, and the bonding strength is rather reduced. Further, it is important that the ring groove receiving a high surface pressure by the piston ring has high strength at a high temperature.
In the present invention, high strength can be obtained by sintering and densifying the iron-based alloy powder, but when the amount of the copper-based alloy is large, the degree of sintering and densification between the iron-based alloy powders is reduced, and sufficient strength, Since hardness cannot be obtained, the amount of copper is desirably 40% by weight or less.
If the content of copper is less than 10% by weight, a large part of the reinforcing ring is occupied by an iron-based alloy phase having high hardness, so that the wear resistance is sufficient, but the thermal conductivity is reduced. For this reason, heat transfer from the top of the piston to the cylinder side is prevented, the heat load at the top of the piston becomes excessive, and the aluminum alloy of the piston base material softens, causing distortion and deformation. On the other hand, in the present invention, the machinability can be enhanced by interposing a copper-based alloy phase in the gap between the iron-based alloy sintered materials, but the machinability equivalent to the aluminum alloy constituting the piston base material is imparted to the reinforcing ring. To do
Copper is desirably 10% by weight or more.

【００１４】鉄系合金の構造をオーステナイト化させか
つ線膨張係数を増加させるニッケルは４〜２０重量％が
良い。ニッケルが４重量％より少ないと、線膨張係数が
アルミニウム合金に対して極端に小さくなり、熱処理時
又は実機での運転の際に界面に生じる熱膨張の違いに起
因する熱応力が大きくなり、熱応力差に起因する界面の
亀裂又は剥離が生じ易い。ニッケルが２０重量％を超え
ると、鉄系合金相の硬度が非常に大きくなり被削性が低
下し、材料コストも高いため製造面で不利となる。The content of nickel, which makes the structure of the iron-based alloy austenitized and increases the linear expansion coefficient, is preferably 4 to 20% by weight. If the nickel content is less than 4% by weight, the coefficient of linear expansion becomes extremely smaller than that of the aluminum alloy, and the thermal stress due to the difference in thermal expansion generated at the interface during heat treatment or during operation on a real machine increases. The interface is apt to crack or peel due to the stress difference. If the content of nickel exceeds 20% by weight, the hardness of the iron-based alloy phase becomes extremely large, the machinability is reduced, and the material cost is high, which is disadvantageous in terms of production.

【００１５】ニッケルと共に添加されて鉄系合金をオー
ステナイト化させるクロムは２〜１５重量％が良い。ク
ロムの含有量が２重量％に満たないとオーステナイト化
が困難になるが、安定してオーステナイト化させる効果
が１５重量％で飽和すると共に、炭化物が増加して、加
工及び成形が困難となりかつ脆くなるため、添加量は１
５重量％以下がよい。ニッケルとクロムの組成を付与す
ると、焼結材の線膨張係数を１６×１０−６/Kから２０
×１０−６/Kに増加でき、アルミニウム合金の熱膨張率
に近づけることができる。Chromium added together with nickel to austenitize an iron-based alloy is preferably 2 to 15% by weight. If the chromium content is less than 2% by weight, austenitization becomes difficult, but the effect of stable austenitization is saturated at 15% by weight, and carbides increase, making processing and forming difficult and brittle. Therefore, the addition amount is 1
The content is preferably 5% by weight or less. When the composition of nickel and chromium is given, the coefficient of linear expansion of the sintered material is increased from 16 × 10 −6 / K to 20
It can be increased to × 10 −6 / K and can be close to the coefficient of thermal expansion of the aluminum alloy.

【００１６】鉄系合金相に固溶させて硬度を増加する炭
素は０.０５〜２.０重量％が良い。炭素は、鉄系合金中
の元素、例えばクロム等と炭化物を生成して、鉄系合金
相中に微細に分布するために、更に硬度が大きくなる。
炭素が０.０５％に満たないと硬度が低下して、ピスト
ンリングとの叩き挙動による摩耗が大きくなる反面、
２.０重量％を超えると、過剰の炭化物が生成されて被
削性が低下する。また鉄系合金相に主に固溶するクロム
等の炭化物生成元素が炭化物を生成して、鉄系合金相中
に固溶されるクロムが減少する。このためオーステナイ
ト化が不安定になりフェライト化が促進されるため、線
膨張係数が低下して、鋳ぐるみ界面に熱応力差に起因す
る割れが生じやすくなる。炭素は鉄系合金、銅系合金の
構成元素又は黒鉛粉末として加えても良い。クロムは鉄
系合金の構成元素として加え、ニッケルは鉄系合金の構
成元素又はニッケル粉末として加えてもよい。粉末成形
時の離型性を向上するステアリン酸亜鉛等の潤滑剤切削
性を改善する例えば０.４重量％以下の硫黄を必要に応
じて加えても良い。The amount of carbon which increases the hardness by forming a solid solution in the iron-based alloy phase is preferably 0.05 to 2.0% by weight. Carbon forms carbides with elements in the iron-based alloy, for example, chromium and the like, and is finely distributed in the iron-based alloy phase, so that the hardness is further increased.
If the carbon content is less than 0.05%, the hardness will decrease and the wear due to the beating behavior with the piston ring will increase,
If the content exceeds 2.0% by weight, an excessive amount of carbide is generated, and the machinability decreases. Further, carbide-forming elements such as chromium mainly dissolved in the iron-based alloy phase generate carbides, and chromium dissolved in the iron-based alloy phase is reduced. For this reason, austenitization becomes unstable and ferrite formation is promoted, so that the coefficient of linear expansion is reduced, and cracks due to a difference in thermal stress are likely to occur at the interface of the as-cast. Carbon may be added as a constituent element of an iron-based alloy or a copper-based alloy or as a graphite powder. Chromium may be added as a constituent element of the iron-based alloy, and nickel may be added as a constituent element of the iron-based alloy or nickel powder. If necessary, for example, 0.4% by weight or less of sulfur, which improves lubricity of a lubricant such as zinc stearate, which improves releasability during powder molding, may be added.

【００１７】この発明の実施の形態では、補強リング
は、ステンレス鋼粉を主体とする基地となる鉄系合金相
と、鉄系合金相内に分散して形成される銅系合金相と、
炭化物相とを含む。補強リングはピストン本体より硬度
の高い焼結材により形成される。融点の低い銅系合金相
は、融点の高い鉄系合金相よりアルミニウムに対して活
性があり、液相のアルミニウム合金中への銅元素の拡散
速度は極めて大きい。このため、鋳造初期にアルミニウ
ム合金が液相状態にあるとき、補強リングと液相のアル
ミニウム合金との接触界面では、銅系合金相は優先的に
液相のアルミニウム合金中に固溶し、逆に液相のアルミ
ニウム合金が銅系合金相中に浸透する。従って、補強リ
ングとアルミニウム合金との接触界面は凹凸になり、接
触面積が増大する。In the embodiment of the present invention, the reinforcing ring comprises: an iron-based alloy phase serving as a base mainly composed of stainless steel powder; a copper-based alloy phase dispersed and formed in the iron-based alloy phase;
And a carbide phase. The reinforcing ring is formed of a sintered material having a higher hardness than the piston body. The copper-based alloy phase having a low melting point is more active on aluminum than the iron-based alloy phase having a high melting point, and the diffusion rate of copper element into the liquid-phase aluminum alloy is extremely high. For this reason, when the aluminum alloy is in the liquid phase in the early stage of casting, at the contact interface between the reinforcing ring and the liquid-phase aluminum alloy, the copper-based alloy phase preferentially forms a solid solution in the liquid-phase aluminum alloy. The liquid-phase aluminum alloy permeates into the copper-based alloy phase. Therefore, the contact interface between the reinforcing ring and the aluminum alloy becomes uneven, and the contact area increases.

【００１８】得られた粒状金属の混合粉をプレス成形し
て成形体を作り、成形体を１１３０℃で焼結し８％以下
の気孔率を有する焼結材を作る。鉄系合金相の硬度を増
加するため、焼結前に予め炭素微粉末を混合し、焼結に
より炭素元素を鉄系合金相に固溶させて硬度を大きくし
ても良い。続いて、補強リングを金型内に装着し、金型
のキャビティ内にアルミニウム合金の溶湯を注入し、得
られたインサート鋳造物を金型から取り出す。その後、
インサート鋳造物の円筒状の外面を所定の直径に形成す
る仕上げ加工を行ったり、インサート鋳造物の円筒状の
外面を加工して更にリング溝を形成する。別法として、
インサート鋳造物が形成された後に補強リングにリング
溝を形成してもよい。The mixed powder of the granular metal obtained is press-molded to form a compact, and the compact is sintered at 1130 ° C. to produce a sintered material having a porosity of 8% or less. In order to increase the hardness of the iron-based alloy phase, fine carbon powder may be mixed before sintering, and the carbon element may be dissolved in the iron-based alloy phase by sintering to increase the hardness. Subsequently, the reinforcing ring is mounted in the mold, a molten metal of the aluminum alloy is poured into the cavity of the mold, and the obtained insert casting is taken out of the mold. afterwards,
Finishing processing for forming the cylindrical outer surface of the insert casting to a predetermined diameter is performed, or the cylindrical outer surface of the insert casting is processed to further form a ring groove. Alternatively,
A ring groove may be formed in the reinforcing ring after the insert casting is formed.

【００１９】[0019]

【発明の実施の形態】以下、図１〜図５についてこの発
明によるアルミニウム合金製ピストンの実施の形態を説
明する。DESCRIPTION OF THE PREFERRED EMBODIMENTS An embodiment of a piston made of an aluminum alloy according to the present invention will be described below with reference to FIGS.

【００２０】この発明によるアルミニウム合金製ピスト
ンは、図１に示すように、アルミニウム合金により形成
されかつ外周面１ａに３つの環状溝２〜４が形成された
ピストン本体１を有する。最上部の環状溝２には環状凹
部１４が形成された補強リング１１が固定される。環状
凹部１４、環状溝３及び４にはそれぞれピストンリング
（図示せず）が装着される。ピストンリングは圧縮室内
を気密に保持する圧力リングと、ピストン本体１とシリ
ンダとの摺動面に供給される潤滑油を掻くオイルコント
ロールリングとがある。例えば、環状凹部１４には圧力
リングが装着され、環状溝３及び４にはオイルコントロ
ールリングが装着される。補強リング１１は、重量基準
で、銅１０〜４０％、ニッケル４〜２０％、クロム２〜
１５％、炭素０.０５〜２.０％、残部が鉄からなる。As shown in FIG. 1, the aluminum alloy piston according to the present invention has a piston body 1 formed of an aluminum alloy and having three annular grooves 2 to 4 formed on an outer peripheral surface 1a. A reinforcing ring 11 having an annular recess 14 formed therein is fixed to the uppermost annular groove 2. A piston ring (not shown) is mounted in each of the annular concave portion 14 and the annular grooves 3 and 4. The piston ring includes a pressure ring that keeps the compression chamber airtight, and an oil control ring that scrapes lubricating oil supplied to the sliding surface between the piston body 1 and the cylinder. For example, a pressure ring is mounted on the annular recess 14, and an oil control ring is mounted on the annular grooves 3 and 4. The reinforcing ring 11 is composed of 10 to 40% of copper, 4 to 20% of nickel,
15%, carbon 0.05-2.0%, balance iron.

【００２１】ピストン母材であるアルミニウム合金１３
と補強リング１１との接合界面の組織形態を図５に示す
ように、補強リング１１は、ステンレス鋼粉を主体とす
る基地（マトリックス）となる鉄系合金相１１ａと、鉄
系合金相１１ａ内に分散して形成される銅系合金相１１
ｂ、１１ｃ及び炭化物相１１ｄと、不可避不純物（図示
せず）を含み、ピストン本体１より硬度の高い焼結材に
より形成される。銅系合金相１１ｂ及び１１ｃは電解銅
粉を主体とし、炭化物相１１ｄは添加した黒鉛粉末とス
テンレス鋼粉が焼結により反応して生成され、主にクロ
ム元素と炭素元素を含む。アルミニウム合金１３と補強
リング１１との界面部は、アルミニウム合金１３の鋳造
時の鋳ぐるみにより、補強リング１１とアルミニウム合
金１３とが反応して金属間化合物相１２が生成される。Aluminum alloy 13 serving as a piston base material
As shown in FIG. 5, the structure of the bonding interface between the steel ring and the reinforcing ring 11 is such that the reinforcing ring 11 is composed of an iron-based alloy phase 11 a serving as a matrix (matrix) mainly composed of stainless steel powder, and an iron-based alloy phase 11 a. Alloy phase 11 dispersed and formed in
The piston body 1 is formed of a sintered material having a hardness higher than that of the piston main body 1, including b, 11 c, a carbide phase 11 d, and unavoidable impurities (not shown). The copper-based alloy phases 11b and 11c are mainly composed of electrolytic copper powder, and the carbide phase 11d is formed by reaction of the added graphite powder and stainless steel powder by sintering, and mainly contains a chromium element and a carbon element. At the interface between the aluminum alloy 13 and the reinforcing ring 11, the reinforcing ring 11 and the aluminum alloy 13 react with each other due to stuffing during casting of the aluminum alloy 13, and an intermetallic compound phase 12 is generated.

【００２２】補強リング１１を製造する際に、重量基準
で、銅１０〜４０％、ニッケル４〜２０％、クロム２〜
１５％、炭素０.０５〜２.０％、残部として鉄を配合
し、必要に応じて潤滑剤を加えて混合金属粉を作る。鉄
系合金相１１ａの硬度を増加するために焼結前に予め炭
素微粉末を混合し、焼結により炭素元素を鉄系合金相１
１ａに固溶させて硬度を大きくしても良い。また黒鉛粉
末を添加して、鉄系合金相１１ａ中の構成元素、特にク
ロム元素と反応して炭化物を形成でき、炭化物は耐摩耗
性を向上させ、残留黒鉛相はオイル溜まりとなって摺動
特性を向上させる作用がある。黒鉛として残留する炭素
もあるが、炭化物や黒鉛、その他の化合物相を含んでも
よい。In manufacturing the reinforcing ring 11, copper 10 to 40%, nickel 4 to 20%, chromium 2 to
15%, 0.05 to 2.0% carbon, the balance iron is added, and if necessary, a lubricant is added to make a mixed metal powder. In order to increase the hardness of the iron-based alloy phase 11a, carbon fine powder is mixed in advance before sintering, and the carbon element is removed by sintering.
1a to form a solid solution to increase the hardness. In addition, graphite powder can be added to react with the constituent elements in the iron-based alloy phase 11a, particularly chromium, to form carbides. The carbides improve wear resistance, and the remaining graphite phases become oil pools and slide. It has the effect of improving the characteristics. Although some carbon remains as graphite, it may contain carbides, graphite, and other compound phases.

【００２３】続いて、得られた混合粉をプレス成形して
成形体を作り、成形体を１１３０℃で焼結する。得られ
た焼結材は銅系合金相１１ｂ、１１ｃと、鉄系合金相１
１ａと、炭化物相１１ｄ及び不可避不純物からなり、８
％以下の気孔率を有する補強リング１１となる。Subsequently, the obtained mixed powder is press-molded to form a compact, and the compact is sintered at 1130 ° C. The obtained sintered material is composed of the copper-based alloy phases 11b and 11c and the iron-based alloy phase 1
1a, carbide phase 11d and unavoidable impurities,
% Of the porosity of the reinforcing ring 11.

【００２４】この発明によるアルミニウム合金製ピスト
ンを製造する際に、ピストン本体１の環状溝２を形成す
る金型内に補強リング１１を装着した後、アルミニウム
−珪素−１％銅−マグネシウム−ニッケル系のアルミニ
ウム合金の溶湯を金型のキャビティ内に注入する。例え
ばアルミニウム−１２％珪素−１％銅−１％マグネシウ
ム−１％ニッケル（ＪＩＳ ＡＣ８Ａ相当材）のアルミ
ニウム合金を使用できる。その後、得られたインサート
鋳造物を金型から取り出す。インサート鋳造物が形成さ
れた後に補強リング１１に環状凹部１４を形成したり、
インサート鋳造物の円筒状の外面に更に環状溝３、４を
形成し、インサート鋳造物の円筒状の外面を所定の直径
に形成する仕上げ加工することができる。In manufacturing the aluminum alloy piston according to the present invention, the reinforcing ring 11 is mounted in a mold for forming the annular groove 2 of the piston body 1, and then the aluminum-silicon-1% copper-magnesium-nickel system is used. Is poured into the mold cavity. For example, an aluminum alloy of aluminum-12% silicon-1% copper-1% magnesium-1% nickel (a material equivalent to JIS AC8A) can be used. Thereafter, the obtained insert casting is removed from the mold. After the insert casting is formed, the annular recess 14 is formed in the reinforcing ring 11,
The annular grooves 3 and 4 can be further formed on the cylindrical outer surface of the insert casting, and the cylindrical outer surface of the insert casting can be finished to have a predetermined diameter.

【００２５】融点の低い銅系合金相１１ｂ及び１１ｃ
は、融点の高い鉄系合金相１１ａよりアルミニウムに対
して活性があり、液相のアルミニウム合金１３中への銅
元素の拡散速度は極めて大きい。このため、鋳造初期に
アルミニウム合金１３が液相状態にあるとき、補強リン
グ１１と液相のアルミニウム合金１３との接触界面で
は、銅系合金相１１ｂ、１１ｃは優先的に液相のアルミ
ニウム合金１３中に固溶し、逆に液相のアルミニウム合
金１３が銅系合金相１１ｂ、１１ｃ中に浸透する。従っ
て、補強リング１１とアルミニウム合金１３との接触界
面は凹凸になり、接触面積が増大する。Copper alloy phases 11b and 11c having a low melting point
Is more active against aluminum than the iron-based alloy phase 11a having a high melting point, and the diffusion rate of copper element into the liquid-phase aluminum alloy 13 is extremely high. For this reason, when the aluminum alloy 13 is in the liquid state in the early stage of casting, at the contact interface between the reinforcing ring 11 and the liquid-phase aluminum alloy 13, the copper-based alloy phases 11 b and 11 c are preferentially replaced by the liquid-phase aluminum alloy 13. The aluminum alloy 13 in the liquid phase infiltrates into the copper-based alloy phases 11b and 11c. Therefore, the contact interface between the reinforcing ring 11 and the aluminum alloy 13 becomes uneven, and the contact area increases.

【００２６】このように、界面に露出する銅系合金相１
１ｂ、１１ｃが優先的にアルミニウム合金１３に固溶さ
れると共に、液相のアルミニウム合金１３が銅系合金相
１１ｂ、１１ｃ中に浸透して接触界面での接触面積が増
大するため、その後、液相のアルミニウム合金１３と鉄
系合金相１１ａとの反応が熱的に促進されて、確実に金
属間化合物相１２が形成される。金属間化合物相１２は
補強リング１１との鋳ぐるみ界面に沿って複雑な凹凸状
の断面を形成するため、化学的な金属間結合に加えて物
理的な拡散結合も大きくなり、従来のニレジスト鋳鉄材
を鋳ぐるむ構造よりも接触界面での機械的接合強度が十
分に大きくなる。Thus, the copper-based alloy phase 1 exposed at the interface
1b and 11c are preferentially dissolved in the aluminum alloy 13 and the liquid-phase aluminum alloy 13 penetrates into the copper-based alloy phases 11b and 11c to increase the contact area at the contact interface. The reaction between the aluminum alloy phase 13 and the iron-based alloy phase 11a is thermally promoted, and the intermetallic compound phase 12 is reliably formed. Since the intermetallic compound phase 12 forms a complex uneven cross section along the interface of the cast ring with the reinforcing ring 11, physical diffusion bonding becomes large in addition to chemical intermetallic bonding. The mechanical bonding strength at the contact interface is sufficiently larger than the structure in which the material is cast.

【００２７】補強リング１１中の銅系合金と鉄系合金
は、それぞれピストン母材中のアルミニウムと反応して
金属間化合物を形成し、補強リング１１とアルミニウム
合金１３との接合強度が増大する。補強リング１１の内
部では、鉄系合金相１１ａと銅系合金相１１ｂ、１１ｃ
と炭化物及び不可避不純物を有する金属組織が形成され
る。アルミニウム合金１３溶湯による鋳ぐるみでは、溶
湯と接触する表面に露出する銅系合金相１１ｂ、１１ｃ
とアルミニウム合金１３の溶湯が反応して容易に金属間
化合物を形成し、鋳ぐるみによる一体化及び鋳ぐるみ界
面の接合強度が向上する。銅系合金単相ではアルミニウ
ム合金１３溶湯との反応性が良すぎるために、銅系合金
が溶湯に溶解して、補強リングの形状を保持することが
困難であるが、銅系合金相１１ｂ、１１ｃの周囲に連続
するマトリックスネットワーク組織を形成する鉄系合金
相１１ａは、アルミニウム合金１３と銅系合金相１１
ｂ、１１ｃとが過度に反応して金属間化合物相１２の補
強リング内部への浸食を抑制し、金属間化合物の厚さを
抑制することができる。また、鉄系合金相１１ａが焼結
緻密化により連続するマトリックスネットワーク組織を
形成するため、硬度の低い銅系合金相１１ｂ、１１ｃを
含むにも拘わらず補強リング１１全体の硬度は低下せ
ず、高温での負荷、特にピストンリングの叩き挙動時の
高面圧による摩耗を抑制することができる。The copper-based alloy and the iron-based alloy in the reinforcing ring 11 react with aluminum in the piston base material to form an intermetallic compound, and the bonding strength between the reinforcing ring 11 and the aluminum alloy 13 increases. Inside the reinforcing ring 11, an iron-based alloy phase 11a and copper-based alloy phases 11b, 11c
And a metal structure having carbides and inevitable impurities is formed. In the cast-in of the aluminum alloy 13, the copper-based alloy phases 11b, 11c exposed on the surface in contact with the molten metal
And the molten metal of the aluminum alloy 13 react with each other to easily form an intermetallic compound, and the integration by casting and the bonding strength at the interface of the casting are improved. The copper-based alloy single phase has too high reactivity with the molten aluminum alloy 13, so it is difficult for the copper-based alloy to dissolve in the molten metal and to maintain the shape of the reinforcing ring, but the copper-based alloy phase 11b, The iron-based alloy phase 11a forming a continuous matrix network structure around the periphery of the aluminum alloy 13 and the copper-based alloy phase 11
b and 11c excessively react with each other to suppress the erosion of the intermetallic compound phase 12 into the inside of the reinforcing ring, thereby suppressing the thickness of the intermetallic compound. Also, since the iron-based alloy phase 11a forms a continuous matrix network structure by sintering and densification, the hardness of the entire reinforcing ring 11 does not decrease despite the inclusion of the copper-based alloy phases 11b and 11c having low hardness, It is possible to suppress wear due to a load at a high temperature, particularly a high surface pressure at the time of a beating behavior of the piston ring.

【００２８】図１及び図２に示す例では、アルミニウム
合金１３により構成されるピストン本体１の第１の環状
溝（トップリング溝）２内に補強リング１１を固定した
後、切削加工により第２の環状溝（セカンドリング溝）
３及び第３の環状溝４を補強リング１１の下方に形成す
ることができる。例えば図３に示すように補強リング１
１により第１の環状溝２と第２の環状溝３とを形成して
も良い。また図４に示すように、第１の環状溝２の上壁
と底壁のそれぞれに分割して補強リング１１を設けても
良い。この場合、例えば予め２個の補強リング１１を金
型にセットして鋳ぐるみを行ったり、単一の焼結材を鋳
ぐるんだ後、補強リング１１にリング溝を切削加工して
分割された補強リング１１を形成することができる。こ
のように、ピストン本体１に形成された環状溝２〜４の
少なくとも１つの面に補強リング１１を固着することが
できる。In the example shown in FIGS. 1 and 2, after the reinforcing ring 11 is fixed in the first annular groove (top ring groove) 2 of the piston body 1 made of the aluminum alloy 13, the second ring is cut by cutting. Annular groove (second ring groove)
The third and third annular grooves 4 can be formed below the reinforcing ring 11. For example, as shown in FIG.
1, a first annular groove 2 and a second annular groove 3 may be formed. Further, as shown in FIG. 4, the reinforcing ring 11 may be provided separately on the upper wall and the bottom wall of the first annular groove 2. In this case, for example, two reinforcing rings 11 are set in a mold in advance to perform casting, or after a single sintered material is cast, a ring groove is cut into the reinforcing ring 11 to be divided. Reinforced ring 11 can be formed. In this manner, the reinforcing ring 11 can be fixed to at least one surface of the annular grooves 2 to 4 formed in the piston body 1.

【００２９】補強リング１１を構成する鉄系合金相１１
ａは高温、高面圧下での耐摩耗性を確保することがで
き、一般的に粉末冶金法による原料粉として使用される
低炭素鋼粉、合金鋼粉及び鋳鉄粉を使用できるが、補強
リング１１の線膨張係数が極力アルミニウム合金１３と
同等の２０×１０-6〜２３×１０-6/Kに近いほうが熱処
理や実機での運転により界面に生じる熱膨張の違いによ
る熱応力を減少でき、熱応力差に起因する界面の亀裂又
は剥離を防止することができる。従って、鉄系合金は線
膨張係数の大きいオーステナイト系合金が望ましいが、
摺動特性の面からはマルテンサイト系合金が適する。こ
のため、線膨張係数と摺動特性を両立させるために、鉄
系合金は、オーステナイト系合金のみ、オーステナイト
系合金とマルテンサイト系合金との混合物又はオーステ
ナイト系合金とフェライト系合金との混合物から選択さ
れる。Iron-based alloy phase 11 constituting reinforcing ring 11
a can secure abrasion resistance under high temperature and high surface pressure, and can use low carbon steel powder, alloy steel powder and cast iron powder which are generally used as raw material powder by powder metallurgy. The coefficient of linear expansion of 11 is as close as possible to 20 × 10 −6 to 23 × 10 −6 / K, which is the same as that of the aluminum alloy 13, so that thermal stress due to the difference in thermal expansion generated at the interface due to heat treatment or operation in a real machine can be reduced, It is possible to prevent the interface from being cracked or peeled due to the difference in thermal stress. Therefore, an iron-based alloy is preferably an austenitic alloy having a large linear expansion coefficient,
Martensitic alloys are suitable from the viewpoint of sliding characteristics. For this reason, in order to achieve both linear expansion coefficient and sliding characteristics, iron-based alloys are selected from austenitic alloys only, mixtures of austenitic alloys and martensitic alloys, or mixtures of austenitic alloys and ferritic alloys. Is done.

【００３０】補強リング１１を構成する銅系合金は例え
ば電解銅粉から得られる純銅粉の他に、アトマイズ法に
より製造された粉末を用いても良い。また合金元素とし
てアルミニウム、亜鉛、錫、マンガン、鉄、ニッケルを
含んでも良く、例えば熱膨張率を増加するため、亜鉛元
素を多く含む合金、例えば黄銅合金や高力黄銅合金が選
択できる。また硬度を増加するためアルミニウム、鉄、
マンガン、ニッケル元素を単独又は組み合わせで多く含
む合金、例えばアルミ青銅合金を選択できる。また熱膨
張率と硬度を両方向上させるために、前記銅系合金を少
なくとも１種以上混合した粉末を用いても良い。As the copper alloy constituting the reinforcing ring 11, for example, in addition to pure copper powder obtained from electrolytic copper powder, powder produced by an atomizing method may be used. In addition, aluminum, zinc, tin, manganese, iron, and nickel may be included as alloy elements. For example, an alloy containing a large amount of zinc element, for example, a brass alloy or a high-strength brass alloy can be selected to increase the coefficient of thermal expansion. Aluminum, iron,
An alloy containing many manganese and nickel elements alone or in combination, for example, an aluminum bronze alloy can be selected. Further, in order to improve both the coefficient of thermal expansion and the hardness, a powder obtained by mixing at least one kind of the copper alloy may be used.

【００３１】この発明の実施の形態では、下記の作用効
果が得られる。 ［１］ 鉄系合金相１１ａと、銅系合金相１１ｂ、１１
ｃと、炭化物とを含む補強リング１１をアルミニウム合
金１３溶湯により鋳ぐるむ際に、銅系合金相１１ｂ、１
１ｃが溶湯中に優先的に固溶する。そのとき、アルミニ
ウム合金１３の溶湯が補強リング１１の表面から浸透し
て、補強リング１１の表面ではアルミニウム合金１３の
溶湯に接触する鉄系合金相１１ａの表面積が増大し、ア
ルミニウム合金１３の溶湯と鉄系合金相１１ａが反応し
て生成する金属間化合物が増大するために、接合強度が
向上する。 ［２］ 焼結により鉄系合金相１１ａが連続するマトリ
ックスネットワーク組織を形成して硬度が増大しかつ耐
摩耗性が向上する。マトリックスネットワーク組織に１
０〜４０重量％の銅を添加するので、鋳ぐるみによるア
ルミニウム合金１３と補強リング１１の接合強度を向上
することができる。 ［３］ マトリックスネットワーク組織中に銅系合金相
１１ｂ、１１ｃを形成するので被削性を向上することが
できる。 ［４］ ４〜２０重量％のニッケル及び２〜１５重量％
のクロムを添加するので、補強リング１１中の鉄系合金
相１１ａをオーステナイト化させて熱膨張率を増加する
ことができる。 ［５］ 補強リング１１の熱膨張率をアルミニウム合金
１３の熱膨張率に接近するため、鋳ぐるみ後の線膨張係
数の違いによるアルミニウム合金１３と補強リング１１
との界面に生じる応力が減少し、熱処理及びエンジン運
転中に生じる危険のある界面部の割れ又は剥離を防止す
ることができる。 ［６］ ０.０５〜１.０重量％の炭素を添加するので、
補強リング１１の金属組織中に硬い炭化物を生成させ
て、補強リング１１全体の硬度を向上することができ
る。 ［７］ ０.０５〜２.０重量％の燐と、０.０５〜１.０
重量％の硼素との一方又は組み合わせて加えることによ
り、補強リング１１を構成する鉄系合金相１１ａの焼結
時の融点を下げて液相が生じやすくなり、焼結後の密度
の向上及び硬度の向上が可能になる。 ［８］ 空孔率を８％以下に制限すると、鋳ぐるみ界面
での接合強度の低下を防ぎ、補強リング１１の硬度を増
大することが可能になる。 ［９］ ディーゼルエンジン用アルミニウム合金製ピス
トンでは高温、高面圧等摺動条件が苛酷な例えばトップ
リング溝部に補強リング１１を埋設すると、ピストン母
材のアルミニウム合金１３に対し優れた接合性及び耐摩
耗性が発揮される。 ［１０］ 銅系合金相１１ｂ、１１ｃを形成すると被削
性が向上し、工具寿命を延長できる効果もある。According to the embodiment of the present invention, the following operation and effect can be obtained. [1] Iron-based alloy phase 11a and copper-based alloy phases 11b and 11
When the reinforcing ring 11 containing c and the carbide is cast with a molten aluminum alloy 13, the copper alloy phase 11 b, 1
1c preferentially forms a solid solution in the molten metal. At that time, the molten metal of the aluminum alloy 13 permeates from the surface of the reinforcing ring 11, and the surface area of the iron-based alloy phase 11 a in contact with the molten metal of the aluminum alloy 13 increases on the surface of the reinforcing ring 11. Since the intermetallic compound generated by the reaction of the iron-based alloy phase 11a increases, the joining strength is improved. [2] By sintering, the iron-based alloy phase 11a forms a continuous matrix network structure to increase hardness and improve wear resistance. 1 for matrix network organization
Since the copper of 0 to 40% by weight is added, the joining strength between the aluminum alloy 13 and the reinforcing ring 11 formed by casting can be improved. [3] Since the copper-based alloy phases 11b and 11c are formed in the matrix network structure, machinability can be improved. [4] 4-20% by weight of nickel and 2-15% by weight
Since chromium is added, the iron-based alloy phase 11a in the reinforcing ring 11 can be austenitized to increase the coefficient of thermal expansion. [5] Since the coefficient of thermal expansion of the reinforcing ring 11 approaches the coefficient of thermal expansion of the aluminum alloy 13, the aluminum alloy 13 and the reinforcing ring 11 due to the difference in the coefficient of linear expansion after as-casting.
The stress generated at the interface with the metal is reduced, and cracking or peeling of the interface, which may occur during heat treatment and operation of the engine, can be prevented. [6] Since 0.05 to 1.0% by weight of carbon is added,
By generating hard carbide in the metal structure of the reinforcing ring 11, the hardness of the entire reinforcing ring 11 can be improved. [7] 0.05 to 2.0% by weight of phosphorus, 0.05 to 1.0% by weight
By adding one or a combination with boron of the weight%, the melting point of the iron-based alloy phase 11a constituting the reinforcing ring 11 at the time of sintering is lowered and a liquid phase is easily generated, and the density and hardness after sintering are improved. Can be improved. [8] When the porosity is limited to 8% or less, a decrease in bonding strength at the interface of the cast-in can be prevented, and the hardness of the reinforcing ring 11 can be increased. [9] In the case of a piston made of an aluminum alloy for a diesel engine, when the reinforcing ring 11 is buried in a top ring groove, for example, where the sliding conditions such as high temperature and high surface pressure are severe, excellent joining properties and resistance to the aluminum alloy 13 of the piston base material are obtained. Abrasion is exhibited. [10] When the copper-based alloy phases 11b and 11c are formed, the machinability is improved, and there is also an effect that the tool life can be extended.

【００３２】[0032]

【実施例】以下、この発明によるアルミニウム合金製ピ
ストンの実施例を図６〜図９について説明する。FIG. 6 to FIG. 9 show an embodiment of an aluminum alloy piston according to the present invention.

【００３３】[0033]

【例１】補強リング１１を製造するために、１００メッ
シュアンダーのステンレス鋼粉（ＳＵＳ３０４Ｌ−Ｕ
粉）に３２５メッシュアンダーの電解銅粉と３２５メッ
シュアンダーの黒鉛粉末及び１００メッシュアンダーの
鉄−燐粉をそれぞれ表１に示す最終組成で秤量した。金
型成形の際に型抜けを良くする離型剤としてステアリン
酸亜鉛を０.７重量％加えて、Ｖ型混合機にて混合し
た。次に混合粉を金型に入れ、プレスにて６５０MPaの
成形圧力で成形し、外径９３.５mm、内径６８.５mm、厚
さ７mmのリング形状の成形体を作製した。得られた成形
体を６５０℃で１時間加熱して潤滑剤を揮発させた後、
１１００℃の温度下３０分真空中で焼結を行い、発明材
１〜３及び比較材１〜３を得た。[Example 1] In order to manufacture the reinforcing ring 11, stainless steel powder (SUS304L-U) having a mesh size of less than 100 meshes was used.
325 mesh under electrolytic copper powder, 325 mesh under graphite powder, and 100 mesh under iron-phosphorus powder were weighed with the final compositions shown in Table 1. 0.7% by weight of zinc stearate was added as a release agent for improving mold release during molding, and mixed with a V-type mixer. Next, the mixed powder was put into a mold and molded by a press at a molding pressure of 650 MPa to produce a ring-shaped molded body having an outer diameter of 93.5 mm, an inner diameter of 68.5 mm, and a thickness of 7 mm. After heating the obtained molded body at 650 ° C. for 1 hour to volatilize the lubricant,
Sintering was performed in a vacuum at a temperature of 1100 ° C. for 30 minutes to obtain inventive materials 1 to 3 and comparative materials 1 to 3.

【００３４】[0034]

【表１】 [Table 1]

【００３５】次に、補強リング１１の外内周及び上下側
面に研削加工を行い補強リング１１にトップリング溝２
を形成した後、表面のアセトン脱脂を行った。続いて３
５０℃に予熱したアルミ重力鋳造用金型のキャビティ内
で補強リング１１を所定の位置にセットした後、ＪＩＳ
ＡＣ８Ａ相当材、アルミニウム−１２％珪素−１％銅
−１％マグネシウム−１％ニッケルからなる７５０℃の
アルミニウム合金１３の溶湯をキャビティ内に注湯し、
補強リング１１がアルミニウム合金１３の溶湯に鋳ぐる
まれてピストン本体１と一体化されたインサート鋳造物
が得られた。Next, the outer and inner peripheries and the upper and lower side surfaces of the reinforcing ring 11 are ground to form a top ring groove 2 on the reinforcing ring 11.
Was formed, and the surface was degreased with acetone. Then 3
After setting the reinforcing ring 11 at a predetermined position in the cavity of the aluminum gravity casting mold preheated to 50 ° C., JIS
A molten metal of 750 ° C. aluminum alloy 13 composed of AC-12A equivalent material, aluminum-12% silicon-1% copper-1% magnesium-1% nickel is poured into the cavity,
An insert casting in which the reinforcing ring 11 was cast into a molten aluminum alloy 13 and integrated with the piston body 1 was obtained.

【００３６】鋳ぐるまれた補強リング１１の接合強度を
ニレジスト鋳鉄及び比較材と比較するために、鋳ぐるみ
一体化材を幅７mm、厚さ５mmの短冊状に切断して、補強
リングとアルミニウム合金材とから成り、その中間に鋳
ぐるみ界面を有する接合強度評価用テストピース２４を
作製した。テストピース２４の各面を耐水研磨紙にて研
磨し、テストピース２４の縁部の鋭角部を僅かに面取り
した。作製したテストピース２４は、補強リング１１と
アルミニウム合金１が鋳ぐるみ一体化されて金属間化合
物１２を鋳ぐるみ界面に有する。In order to compare the bonding strength of the cast-in reinforcing ring 11 with the Niresist cast iron and the comparative material, the cast-integrated material is cut into strips having a width of 7 mm and a thickness of 5 mm. A test piece 24 for evaluating the bonding strength, which was made of a material and had a cast-in interface in the middle, was produced. Each surface of the test piece 24 was polished with a water-resistant abrasive paper, and the sharp edge of the edge of the test piece 24 was slightly chamfered. The produced test piece 24 has the reinforcing ring 11 and the aluminum alloy 1 in a cast-integrated state, and has the intermetallic compound 12 at the cast-in interface.

【００３７】次に、テストピース２４の接合強度を測定
するため、図６に示すように、テストピース２４の補強
リング１１をホルダ２１と２２との間に挟持すると共
に、金属間化合物からなる界面１２をホルダ２１の端面
の外側に配置して、テストピース２４を一対のホルダ２
１と２２との間に固定した。上方から一定速度で下降さ
せたパンチ２３をテストピース２４のアルミニウム合金
１側に押しつけて、界面１２が破断したときの荷重を読
みとり、テストピース２４の破断面積から計算した剪断
強度を接合強度として評価した。接合強度の結果を図７
に示す。Next, in order to measure the bonding strength of the test piece 24, as shown in FIG. 6, the reinforcing ring 11 of the test piece 24 is sandwiched between the holders 21 and 22, and the interface made of an intermetallic compound is interposed. 12 is arranged outside the end face of the holder 21, and the test piece 24 is
Fixed between 1 and 22. The punch 23 lowered at a constant speed from above is pressed against the aluminum alloy 1 side of the test piece 24, the load when the interface 12 breaks is read, and the shear strength calculated from the break area of the test piece 24 is evaluated as the joining strength. did. Fig. 7 shows the results of bonding strength.
Shown in

【００３８】図７に示すように、本実施例により得られ
た発明材１〜３の補強リング１１は比較材１〜３に比べ
て明らかに接合強度が大きい。比較材３は、ニレジスト
鋳鉄材をアルミニウム溶湯中に３〜５分浸漬するアルフ
ィン処理を実施した後、アルミニウム合金で鋳ぐるんで
得られた。銅の配合比が５重量％と少ない比較材１は発
明材の接合機構が有効に働かないため、発明材１〜３よ
り接合強度が小さい。発明材１〜３に比べて接合強度は
比較的同等である比較材２は、鋳ぐるみによる接合強度
は問題ないが、銅の含有量が４５重量％と多く、硬度が
小さく耐摩耗性が低い。このように、発明材の組成及び
組織形態はアルミニウム合金１３の溶湯による鋳ぐるみ
後の接合強度の向上に特に有効であり、鋳ぐるみにより
強固に一体化されるため、補強リング１１と一体化され
たピストン母材の外周加工時又は熱処理による亀裂を有
効に防止できる。前記実施例では、発明材はアルフィン
処理を行わずに鋳ぐるみによる接合強度を評価し、優れ
た接合性が得られたが、発明材の鋳ぐるみ前処理として
アルフィン処理を実施しても良い。As shown in FIG. 7, the reinforcing rings 11 of the inventive materials 1 to 3 obtained according to the present embodiment have clearly higher joining strength than the comparative materials 1 to 3. The comparative material 3 was obtained by immersing a niresist cast iron material in a molten aluminum for 3 to 5 minutes, performing an Alfin process, and then casting the aluminum alloy. Comparative material 1 in which the compounding ratio of copper is as small as 5% by weight has a lower bonding strength than invention materials 1 to 3 because the bonding mechanism of the invention material does not work effectively. Comparative material 2, which has a comparatively equal bonding strength as compared with inventive materials 1 to 3, has no problem with the bonding strength due to cast-in, but has a high copper content of 45% by weight, low hardness and low wear resistance. . As described above, the composition and microstructure of the invention material are particularly effective in improving the joining strength of the aluminum alloy 13 after casting with the molten metal, and the aluminum alloy 13 is firmly integrated with the casting, so that it is integrated with the reinforcing ring 11. It is possible to effectively prevent cracks caused by the outer peripheral processing of the piston base material or heat treatment. In the above-described embodiment, the invented material was evaluated for the joining strength by casting without performing the Alfin treatment, and excellent jointability was obtained. However, the infinity material may be subjected to the Alfin treatment as a pre-treatment of the invention material.

【００３９】[0039]

【例２】実施例１と同様の方法で焼結材を作製し、図８
に示す摩耗試験装置により焼結材の耐摩耗性を評価し
た。図８に示す摩耗試験装置は、テストピース３１を固
定するホルダ４１と、ホルダ４１に内蔵されかつテスト
ピース３１を加熱するヒータ４２と、テストピース３１
の温度を測定する熱電対４３と、カムシャフト５１に取
り付けられたカム５１ａと、ピストンリング３２の外径
と厚さに合わせて作製されかつピストンリング３２を支
持するホルダ３３と、ホルダ３３を固定する回転台４４
と、油圧装置５４上に取り付けられかつ回転台４４を支
持するシャフト５３とを備えている。図示しないが、回
転台４４を回転するモータが油圧装置５４上に取り付け
られると共に、回転台４４は油圧装置５４により一定の
高さに保持される。また、図示しないスプリングにより
ホルダ４１は上方に押圧され、シャフト５２は常時カム
５１ａに当接する。Example 2 A sintered material was produced in the same manner as in Example 1, and FIG.
The abrasion resistance of the sintered material was evaluated by the abrasion test apparatus shown in FIG. The wear test apparatus shown in FIG. 8 includes a holder 41 for fixing the test piece 31, a heater 42 built in the holder 41 and heating the test piece 31, and a test piece 31.
A thermocouple 43 for measuring the temperature of the piston ring, a cam 51a attached to the camshaft 51, a holder 33 made to fit the outer diameter and thickness of the piston ring 32 and supporting the piston ring 32, and fixing the holder 33. Turntable 44
And a shaft 53 mounted on the hydraulic device 54 and supporting the turntable 44. Although not shown, a motor for rotating the turntable 44 is mounted on the hydraulic device 54, and the turntable 44 is held at a fixed height by the hydraulic device 54. Further, the holder 41 is pressed upward by a spring (not shown), and the shaft 52 is always in contact with the cam 51a.

【００４０】ヒータ４２を作動してテストピース３１を
加熱する状態で、カムシャフト５１を回転させてカム５
１ａと連動するシャフト５２を垂直に往復動させる。ヒ
ータ４２により加熱されたテストピース３１の温度は熱
電対４３によりフィードバックされ、設定温度に一定に
保持される。テストピース３１を固定するホルダ４１を
往復動させる際に、ピストンリング３２の上面にテスト
ピース３１が叩き付けられるが、テストピース３１が叩
き付けられるシャフト５２の下限ストロークに配置され
るように、回転台４４とシャフト５３とを下降し、テス
トピース３１とピストンリング３２の間に所望の圧力が
加えられるように、油圧装置５４を調整する。テストピ
ース３１とピストンリング３２の間に所望の圧力を加え
るため、油圧装置５４の可変油圧レベルは試験条件に合
わせて調整される。In a state where the test piece 31 is heated by operating the heater 42, the cam shaft 51 is rotated to rotate the cam 5.
The shaft 52 linked to 1a is reciprocated vertically. The temperature of the test piece 31 heated by the heater 42 is fed back by the thermocouple 43 and is kept at a set temperature. When the holder 41 for fixing the test piece 31 is reciprocated, the test piece 31 is slammed on the upper surface of the piston ring 32. And the shaft 53 are lowered, and the hydraulic device 54 is adjusted so that a desired pressure is applied between the test piece 31 and the piston ring 32. In order to apply a desired pressure between the test piece 31 and the piston ring 32, the variable hydraulic level of the hydraulic device 54 is adjusted according to the test conditions.

【００４１】発明材からなるテストピースは外径８８m
m、内径７０mm、厚さ７mmの寸法に加工後、試験面を平
面研削盤にて研磨した。テストピースの相手材となるピ
ストンリングは１７重量％クロムの組成を有するステン
レス鋼により形成され、その表面にガス窒化処理を施し
た。試験温度を２８０℃、油圧を２MPaに設定し、ピス
トンリング３２を固定した回転台４４を２rpmの回転速
度で回転させながら、テストピース３１を固定したホル
ダ４１をピストンリング３２に対し１０分間叩きつけ
た。試験後のテストピース３１の試験面を表面粗さ計で
測定して、摩耗量を比較して耐摩耗性を評価した。摩耗
試験結果を図９に示す。図９では、粗さＲａはテストピ
ース試験面の中心線平均粗さ、粗さＲmaxは試験面の最
大粗さである。図９に示す結果から、発明材はニレジス
ト鋳鉄材に比べて試験面の摩耗が低減し、耐摩耗性に優
れていることが明らかである。The test piece made of the invention material has an outer diameter of 88 m.
After processing to dimensions of m, inner diameter 70 mm and thickness 7 mm, the test surface was polished with a surface grinder. The piston ring as a mating material of the test piece was formed of stainless steel having a composition of 17% by weight chromium, and the surface thereof was subjected to gas nitriding. The test temperature was set to 280 ° C., the oil pressure was set to 2 MPa, and the holder 41 to which the test piece 31 was fixed was smashed against the piston ring 32 for 10 minutes while rotating the rotating table 44 to which the piston ring 32 was fixed at a rotation speed of 2 rpm. . The test surface of the test piece 31 after the test was measured with a surface roughness meter, and the wear amount was compared to evaluate the wear resistance. FIG. 9 shows the results of the wear test. In FIG. 9, the roughness Ra is the center line average roughness of the test piece test surface, and the roughness Rmax is the maximum roughness of the test surface. From the results shown in FIG. 9, it is clear that the inventive material has reduced wear on the test surface and is superior in wear resistance as compared with the niresist cast iron material.

【００４２】[0042]

【例３】実施例２と同様の方法で発明材の耐摩耗性を評
価した。燐又は硼素の少なくとも１種類以上の元素を添
加した発明材４〜６の組成を表２に示す。燐又は硼素を
添加すると、鉄と燐又は鉄と硼素との共晶融液が生成し
て緻密化が促進し、表２に示すように発明材１〜３より
も高緻密化した焼結材が得られた。また硬度もニレジス
ト鋳鉄材（ＨＲＢ約７５前後）より高い。実施例２と同
様の方法により発明材４〜６の耐摩耗性を評価したとこ
ろ、図９に示すように発明材４〜６のいずれもニレジス
ト鋳鉄材より摩耗が少なく、燐又は硼素の添加は耐摩耗
性向上に有効であり、発明材１〜３より更に耐摩耗性に
優れていることが判明した。Example 3 The wear resistance of the inventive material was evaluated in the same manner as in Example 2. Table 2 shows the compositions of Invention Materials 4 to 6 to which at least one element of phosphorus or boron is added. When phosphorus or boron is added, a eutectic melt of iron and phosphorus or iron and boron is generated to promote densification, and as shown in Table 2, a sintered material having a higher density than Invention Materials 1 to 3 was gotten. Also, the hardness is higher than that of Niresist cast iron material (HRB about 75). When the wear resistance of the inventive materials 4 to 6 was evaluated by the same method as in Example 2, as shown in FIG. 9, all of the inventive materials 4 to 6 showed less wear than the niresist cast iron material, and the addition of phosphorus or boron was It was found to be effective in improving wear resistance, and it was found to be more excellent in wear resistance than Invention Materials 1 to 3.

【００４３】[0043]

【表２】 [Table 2]

【００４４】[0044]

【表３】 [Table 3]

【００４５】[0045]

【例４】表３に示す組成を有する発明材７、８の耐摩耗
性を実施例２及び３と同様の方法で評価した。発明材２
の組成をより高温（１１３０℃）で焼結した発明材７及
び発明材４に燐を添加して焼結した発明材８はいずれも
発明材１〜３より緻密化して空孔率が減少した。実施例
２と同様の方法により発明材７、８の耐摩耗性を評価し
たところ、図９に示すようにいずれもニレジスト鋳鉄材
より摩耗が少なく、発明材１〜６より耐摩耗性に優れて
いることが判明した。Example 4 The abrasion resistance of inventive materials 7 and 8 having the compositions shown in Table 3 was evaluated in the same manner as in Examples 2 and 3. Invention material 2
Inventive material 7 obtained by sintering the composition of Example 1 at a higher temperature (1130 ° C.) and Inventive material 8 obtained by adding phosphorus to inventive material 4 and being sintered, all of which had a higher porosity than inventive materials 1 to 3 . When the abrasion resistance of the inventive materials 7 and 8 was evaluated by the same method as in Example 2, as shown in FIG. Turned out to be.

【００４６】[0046]

【発明の効果】この発明では、焼結材中の銅系合金と鉄
系合金とはそれぞれピストン母材中のアルミニウムと反
応して金属間化合物を形成し、焼結材とアルミニウム合
金との接合強度が増大するため、補強リングはピストン
母材に対して十分な接合強度を有し、補強リングを設け
るため、ピストンの寿命を延長することができる。According to the present invention, the copper alloy and the iron alloy in the sintered material respectively react with the aluminum in the piston base material to form an intermetallic compound, and the joining of the sintered material and the aluminum alloy is performed. Since the strength is increased, the reinforcing ring has sufficient bonding strength to the piston base material, and the provision of the reinforcing ring can extend the life of the piston.

【図面の簡単な説明】[Brief description of the drawings]

【図１】 この発明によるアルミニウム合金製ピストン
の断面図FIG. 1 is a cross-sectional view of an aluminum alloy piston according to the present invention.

【図２】 図１の要部を示す拡大断面図FIG. 2 is an enlarged sectional view showing a main part of FIG. 1;

【図３】 図２に示すアルミニウム合金製ピストンの変
形例を示す拡大断面図FIG. 3 is an enlarged sectional view showing a modification of the aluminum alloy piston shown in FIG. 2;

【図４】 図２に示すアルミニウム合金製ピストンの他
の変形例を示す拡大断面図FIG. 4 is an enlarged sectional view showing another modification of the aluminum alloy piston shown in FIG. 2;

【図５】 この発明による補強リングとアルミニウム合
金との接合界面を示す金属組織図FIG. 5 is a metallographic diagram showing a bonding interface between a reinforcing ring and an aluminum alloy according to the present invention.

【図６】 補強リングとアルミニウム合金との接合界面
の接合強度を測定する状態を示す断面図FIG. 6 is a cross-sectional view showing a state in which the bonding strength at the bonding interface between the reinforcing ring and the aluminum alloy is measured.

【図７】 発明材及び比較材の接合強度を示すグラフFIG. 7 is a graph showing the joining strength of the inventive material and the comparative material.

【図８】 摩耗試験装置の断面図FIG. 8 is a cross-sectional view of a wear test device.

【図９】 発明材及び比較材の摩耗試験結果を示すグラ
フFIG. 9 is a graph showing the results of a wear test of the invention material and the comparative material.

【符号の説明】[Explanation of symbols]

１・・ピストン本体、 ２・・トップリング溝、 １１
・・開発焼結材、 １１ａ・・鉄系合金相、 １１ｂ、
１１ｃ・・銅系合金相、 １１ｄ・・炭化物、１２・・
金属間化合物相、 １３・・ピストン母材であるアルミ
ニウム合金1. Piston body, 2. Top ring groove, 11
..Developed sintered material, 11a..Fe-based alloy phase, 11b,
11c ... copper alloy phase, 11d ... carbide, 12 ...
Intermetallic compound phase, 13. Aluminum alloy as piston base material

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｃ２２Ｃ 38/54 Ｆ０２Ｆ 5/00 Ｍ Ｆ０２Ｆ 5/00 Ｆ１６Ｊ 1/01 Ｆ１６Ｊ 1/01 Ｂ２２Ｆ 5/00 Ｚ ──────────────────────────────────────────────────の Continued on the front page (51) Int.Cl. 7 Identification symbol FI Theme coat ゛ (Reference) C22C 38/54 F02F 5/00 M F02F 5/00 F16J 1/01 F16J 1/01 B22F 5/00 Z

Claims (11)

【特許請求の範囲】[Claims] 【請求項１】 アルミニウム合金により形成されたピス
トン本体と、ピストン本体に形成された環状溝内に装着
されるピストンリングとを備えたアルミニウム合金製ピ
ストンにおいて、 銅系合金相と、鉄系合金相と、炭化物とを含みかつピス
トン本体より硬度の高い焼結材により形成された補強リ
ングを鋳ぐるみによりピストン本体の環状溝の少なくと
も１つの面に固着したことを特徴とするアルミニウム合
金製ピストン。An aluminum alloy piston including a piston body formed of an aluminum alloy and a piston ring mounted in an annular groove formed in the piston body, wherein a copper alloy phase and an iron alloy phase are provided. And a reinforcing ring formed of a sintered material having a hardness higher than that of the piston body and comprising a carbide and a carbide. The reinforcing ring is fixed to at least one surface of the annular groove of the piston body by insert molding. 【請求項２】 補強リングは、重量基準で、銅１０〜４
０％、ニッケル４〜２０％、クロム２〜１５％、炭素
０.０５〜２.０％、残部が鉄からなる請求項１に記載の
アルミニウム合金製ピストン。2. The reinforcing ring is made of copper 10 to 4 on a weight basis.
The aluminum alloy piston according to claim 1, comprising 0%, nickel 4 to 20%, chromium 2 to 15%, carbon 0.05 to 2.0%, and the balance being iron. 【請求項３】 補強リングは、重量基準で、銅１０〜４
０％、ニッケル４〜２０％、クロム２〜１５％、炭素
０.０５〜２.０％及びリン０.０５〜２.０％又は硼素
０.０５〜１.０％のうち少なくとも１種の元素を含み、
残部が鉄からなる請求項１に記載のアルミニウム合金製
ピストン。3. The reinforcing ring is made of copper 10 to 4 on a weight basis.
0%, nickel 4-20%, chromium 2-15%, carbon 0.05-2.0% and phosphorus 0.05-2.0% or at least one of boron 0.05-1.0%. Containing elements,
2. The aluminum alloy piston according to claim 1, wherein the balance is made of iron. 【請求項４】 補強リングの気孔率は、容積比で８％以
下である請求項１〜３のいずれか１項に記載のアルミニ
ウム合金製ピストン。4. The aluminum alloy piston according to claim 1, wherein the porosity of the reinforcing ring is 8% or less in volume ratio. 【請求項５】 焼結材中の銅系合金と鉄系合金とはそれ
ぞれピストン母材中のアルミニウムと反応して金属間化
合物を形成する請求項１〜４のいずれか１項に記載のア
ルミニウム合金製ピストン。5. The aluminum according to claim 1, wherein the copper-based alloy and the iron-based alloy in the sintered material respectively react with aluminum in the piston base material to form an intermetallic compound. Alloy piston. 【請求項６】 銅系合金相の周囲に鉄系合金相が連続す
るマトリックスネットワーク組織を形成する請求項１〜
５のいずれか１項に記載のアルミニウム合金製ピスト
ン。6. A matrix network structure in which an iron-based alloy phase is continuous around a copper-based alloy phase.
6. The piston made of an aluminum alloy according to any one of the above items 5. 【請求項７】 補強リングの線膨張係数は１６〜２０×
１０-6/Kである請求項１〜６のいずれか１項に記載のア
ルミニウム合金製ピストン。7. The reinforcing ring has a linear expansion coefficient of 16 to 20 ×.
The aluminum alloy piston according to any one of claims 1 to 6, wherein the piston is 10-6 / K. 【請求項８】 鉄系合金は、オーステナイト系合金の
み、オーステナイト系合金とマルテンサイト系合金との
混合物又はオーステナイト系合金とフェライト系合金と
の混合物から選択される請求項１〜７のいずれか１項に
記載のアルミニウム合金製ピストン。8. The iron alloy according to claim 1, wherein the iron alloy is selected from an austenitic alloy alone, a mixture of an austenitic alloy and a martensite alloy, or a mixture of an austenitic alloy and a ferrite alloy. The piston made of the aluminum alloy according to the paragraph. 【請求項９】 焼結材に原料粉末として加える銅粉末
は、純銅又はアルミニウム、亜鉛、錫、マンガン、鉄、
ニッケルの少なくとも１種の元素を含む銅合金である請
求項１〜８のいずれか１項に記載のアルミニウム合金製
ピストン。9. The copper powder added as a raw material powder to the sintered material is pure copper or aluminum, zinc, tin, manganese, iron,
The aluminum alloy piston according to any one of claims 1 to 8, wherein the piston is a copper alloy containing at least one element of nickel. 【請求項１０】 補強リングは、ステンレス鋼粉を主体
とする基地となる鉄系合金相と、鉄系合金相内に分散し
て形成される銅系合金相と、炭化物相とを含む請求項１
〜９のいずれか１項に記載のアルミニウム合金製ピスト
ン。10. The reinforcing ring includes an iron-based alloy phase serving as a matrix mainly composed of stainless steel powder, a copper-based alloy phase dispersed and formed in the iron-based alloy phase, and a carbide phase. 1
10. The aluminum alloy piston according to any one of items 9 to 9. 【請求項１１】 補強リングはピストン本体より硬度の
高い焼結材により形成される請求項１〜１０のいずれか
１項に記載のアルミニウム合金製ピストン。11. The aluminum alloy piston according to claim 1, wherein the reinforcing ring is formed of a sintered material having a higher hardness than the piston body.
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