JP2000265232A - 高温疲労強度及び耐摩耗性に優れたアルミニウム合金製ピストン及びその製造方法 - Google Patents
高温疲労強度及び耐摩耗性に優れたアルミニウム合金製ピストン及びその製造方法Info
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- JP2000265232A JP2000265232A JP11069411A JP6941199A JP2000265232A JP 2000265232 A JP2000265232 A JP 2000265232A JP 11069411 A JP11069411 A JP 11069411A JP 6941199 A JP6941199 A JP 6941199A JP 2000265232 A JP2000265232 A JP 2000265232A
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- 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
- F02F2200/00—Manufacturing
- F02F2200/04—Forging of engine parts
-
- F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
- F05—INDEXING SCHEMES RELATING TO ENGINES OR PUMPS IN VARIOUS SUBCLASSES OF CLASSES F01-F04
- F05C—INDEXING SCHEME RELATING TO MATERIALS, MATERIAL PROPERTIES OR MATERIAL CHARACTERISTICS FOR MACHINES, ENGINES OR PUMPS OTHER THAN NON-POSITIVE-DISPLACEMENT MACHINES OR ENGINES
- F05C2201/00—Metals
- F05C2201/02—Light metals
- F05C2201/021—Aluminium
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- Continuous Casting (AREA)
- Casting Support Devices, Ladles, And Melt Control Thereby (AREA)
- Pistons, Piston Rings, And Cylinders (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】 ２００〜２５０℃の高温域においても優れた
疲労強度を示すアルミニウム合金製ピストンを提供す
る。 【構成】 このアルミニウム合金製ピストンは、鍛造後
にＳｉ：１１〜１３％，Ｆｅ：０．２〜１．２％，Ｃ
ｕ：３．５〜４．５％，Ｍｎ：０．２〜０．５％，Ｍ
ｇ：０．３〜１．０％，Ｔｉ：０．０１〜０．２％，
Ｂ：０．０００２〜０．０２％，Ｐ：０．００５〜０．
０２％を含み、Ｃａを０．００５％以下に規制し、鋳造
時に晶出したＳｉ及び金属間化合物が鍛造後に平均粒径
５〜３５μｍでマトリックスに均一分散し、ガス含有量
が０．２５ｃｃ／１００ｇ−Ａｌ以下に規制された鍛造
組織を持ち、鋳塊段階で介在物平均個数がＫ10値で０．
０１個／ｃｍ2 以下に規制され、鍛造加工で成形されて
いる。
疲労強度を示すアルミニウム合金製ピストンを提供す
る。 【構成】 このアルミニウム合金製ピストンは、鍛造後
にＳｉ：１１〜１３％，Ｆｅ：０．２〜１．２％，Ｃ
ｕ：３．５〜４．５％，Ｍｎ：０．２〜０．５％，Ｍ
ｇ：０．３〜１．０％，Ｔｉ：０．０１〜０．２％，
Ｂ：０．０００２〜０．０２％，Ｐ：０．００５〜０．
０２％を含み、Ｃａを０．００５％以下に規制し、鋳造
時に晶出したＳｉ及び金属間化合物が鍛造後に平均粒径
５〜３５μｍでマトリックスに均一分散し、ガス含有量
が０．２５ｃｃ／１００ｇ−Ａｌ以下に規制された鍛造
組織を持ち、鋳塊段階で介在物平均個数がＫ10値で０．
０１個／ｃｍ2 以下に規制され、鍛造加工で成形されて
いる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、各種内燃機関に使用さ
れ、高温疲労強度及び耐摩耗性に優れたアルミニウム合
金製ピストン及びその製造方法に関する。
れ、高温疲労強度及び耐摩耗性に優れたアルミニウム合
金製ピストン及びその製造方法に関する。
【０００２】
【従来技術及び問題点】２輪車に代表される車輌搭載用
のエンジンは、軽量性が要求されることからアルミニウ
ム合金製のエンジンが使用されている。エンジン部品で
あるシリンダケース，ピストン等は、高温強度及び耐熱
性に優れたアルミニウム合金を鋳造，鍛造等で製造して
いる。最近では、地球環境保護の観点から車輌の軽量化
及び燃費の改善が強く要求されている。そのため、エン
ジン部品に使用されるアルミニウム合金製ピストンとし
ても、より軽量で、より高温燃焼に耐える材質が望まれ
ている。要求特性を満足させる上では、薄肉化や品質安
定性の面から鍛造製ピストンが有望視されている。とこ
ろが、現在市場に出ている鍛造製ピストンは、２００〜
２５０℃の高温域になると疲労強度が著しく低下する。
アルミニウム合金粉末を用いた粉末鍛造ピストンでは、
２００〜２５０℃の高温域でも十分な高温強度を維持す
る。しかし、粉末鍛造材は、溶製材に比較すると材料費
が高く、鍛造成形性も悪いために複雑形状のピストンに
は加工できない。
のエンジンは、軽量性が要求されることからアルミニウ
ム合金製のエンジンが使用されている。エンジン部品で
あるシリンダケース，ピストン等は、高温強度及び耐熱
性に優れたアルミニウム合金を鋳造，鍛造等で製造して
いる。最近では、地球環境保護の観点から車輌の軽量化
及び燃費の改善が強く要求されている。そのため、エン
ジン部品に使用されるアルミニウム合金製ピストンとし
ても、より軽量で、より高温燃焼に耐える材質が望まれ
ている。要求特性を満足させる上では、薄肉化や品質安
定性の面から鍛造製ピストンが有望視されている。とこ
ろが、現在市場に出ている鍛造製ピストンは、２００〜
２５０℃の高温域になると疲労強度が著しく低下する。
アルミニウム合金粉末を用いた粉末鍛造ピストンでは、
２００〜２５０℃の高温域でも十分な高温強度を維持す
る。しかし、粉末鍛造材は、溶製材に比較すると材料費
が高く、鍛造成形性も悪いために複雑形状のピストンに
は加工できない。
【０００３】
【課題を解決するための手段】本発明は、このような問
題を解消すべく案出されたものであり、高温疲労強度に
有害な影響を及ぼす含有ガス量及び介在物を低減し、組
織的にも高融点晶出物を多量にマトリックスに均一分散
させることにより、２００〜２５０℃の高温域において
も従来材に比較して優れた高温疲労強度をもち、鍛造性
にも優れたアルミニウム合金製ピストンを得ることを目
的とする。本発明のアルミニウム合金製ピストンは、そ
の目的を達成するため、鍛造後にＳｉ：１１〜１３重量
％，Ｆｅ：０．２〜１．２重量％，Ｃｕ：３．５〜４．
５重量％，Ｍｎ：０．２〜０．５重量％，Ｍｇ：０．３
〜１．０重量％，Ｔｉ：０．０１〜０．２重量％，Ｂ：
０．０００２〜０．０２重量％，Ｐ：０．００５〜０．
０２重量％を含み、Ｃａを０．００５重量％以下に規制
し、残部が実質的にＡｌの組成をもち、鋳造時に晶出し
たＳｉ及び金属間化合物が鍛造後に平均粒径５〜３５μ
ｍでマトリックスに均一分散し、ガス含有量が０．２５
ｃｃ／１００ｇ−Ａｌ以下に規制された鍛造組織を持
ち、鋳塊段階で介在物平均個数がＫ10値で０．０１個／
ｃｍ2 以下に規制されており、鍛造加工で成形されてい
ることを特徴とする。
題を解消すべく案出されたものであり、高温疲労強度に
有害な影響を及ぼす含有ガス量及び介在物を低減し、組
織的にも高融点晶出物を多量にマトリックスに均一分散
させることにより、２００〜２５０℃の高温域において
も従来材に比較して優れた高温疲労強度をもち、鍛造性
にも優れたアルミニウム合金製ピストンを得ることを目
的とする。本発明のアルミニウム合金製ピストンは、そ
の目的を達成するため、鍛造後にＳｉ：１１〜１３重量
％，Ｆｅ：０．２〜１．２重量％，Ｃｕ：３．５〜４．
５重量％，Ｍｎ：０．２〜０．５重量％，Ｍｇ：０．３
〜１．０重量％，Ｔｉ：０．０１〜０．２重量％，Ｂ：
０．０００２〜０．０２重量％，Ｐ：０．００５〜０．
０２重量％を含み、Ｃａを０．００５重量％以下に規制
し、残部が実質的にＡｌの組成をもち、鋳造時に晶出し
たＳｉ及び金属間化合物が鍛造後に平均粒径５〜３５μ
ｍでマトリックスに均一分散し、ガス含有量が０．２５
ｃｃ／１００ｇ−Ａｌ以下に規制された鍛造組織を持
ち、鋳塊段階で介在物平均個数がＫ10値で０．０１個／
ｃｍ2 以下に規制されており、鍛造加工で成形されてい
ることを特徴とする。
【０００４】このアルミニウム合金製ピストンは、成分
調整されたアルミニウム合金溶湯を微細化処理した後、
０．０５〜０．２０ｇ／１００ｇ−ＡｌのＡｒガスを溶
湯温度７５０〜８００℃のアルミニウム合金溶湯に０．
５〜１．５時間かけて吹き込んでアルミニウム合金溶湯
を脱ガスし、アルミニウム合金溶湯を７５０〜８００℃
の温度域に４５分以上保持して介在物を浮上分離させ、
脱滓した後、アルミニウム合金溶湯を鋳塊に連続鋳造
し、４９０〜５１０℃×３〜５時間の均質化処理を施
し、２００℃／時以上の冷却速度で冷却し、冷却された
鋳塊を鍛造用スライスに切断し、４００〜５００℃に加
熱した後、所定形状に鍛造加工することにより製造され
る。４９０〜５１０℃×３〜５時間の溶体化処理を施し
た後、水焼入れし、１６０〜１８０℃×６〜１０時間の
時効処理を鍛造品に施すとき、Ｍｇ2Ｓｉ，Ａｌ2 Ｃｕ
等の析出により必要強度が付与される。また、鍛造後に
１９０〜２００℃×５〜７時間の時効処理を施すことも
できる。
調整されたアルミニウム合金溶湯を微細化処理した後、
０．０５〜０．２０ｇ／１００ｇ−ＡｌのＡｒガスを溶
湯温度７５０〜８００℃のアルミニウム合金溶湯に０．
５〜１．５時間かけて吹き込んでアルミニウム合金溶湯
を脱ガスし、アルミニウム合金溶湯を７５０〜８００℃
の温度域に４５分以上保持して介在物を浮上分離させ、
脱滓した後、アルミニウム合金溶湯を鋳塊に連続鋳造
し、４９０〜５１０℃×３〜５時間の均質化処理を施
し、２００℃／時以上の冷却速度で冷却し、冷却された
鋳塊を鍛造用スライスに切断し、４００〜５００℃に加
熱した後、所定形状に鍛造加工することにより製造され
る。４９０〜５１０℃×３〜５時間の溶体化処理を施し
た後、水焼入れし、１６０〜１８０℃×６〜１０時間の
時効処理を鍛造品に施すとき、Ｍｇ2Ｓｉ，Ａｌ2 Ｃｕ
等の析出により必要強度が付与される。また、鍛造後に
１９０〜２００℃×５〜７時間の時効処理を施すことも
できる。
【０００５】
【作用】アルミニウム合金製ピストンの高温強度を上昇
させるためには、高温強度を向上させ、疲労破壊の核と
なる含有ガス及び介在物を少なくすることが必要であ
る。本発明では、鋳造時に晶出するＦｅ，Ｃｕ，Ｓｉ等
の金属間化合物及び初晶Ｓｉを鍛造によって適度なサイ
ズに制御し且つマトリックスに均一分散させることによ
り、マトリックスのアルミニウム固溶体の軟化を抑えな
がら高温強度を向上させている。また、初晶Ｓｉを適度
なサイズに制御し、微細な共晶Ｓｉをなるべく大きく晶
出させることにより、耐摩耗性を改善している。以下、
本発明で特定した各条件を説明する。
させるためには、高温強度を向上させ、疲労破壊の核と
なる含有ガス及び介在物を少なくすることが必要であ
る。本発明では、鋳造時に晶出するＦｅ，Ｃｕ，Ｓｉ等
の金属間化合物及び初晶Ｓｉを鍛造によって適度なサイ
ズに制御し且つマトリックスに均一分散させることによ
り、マトリックスのアルミニウム固溶体の軟化を抑えな
がら高温強度を向上させている。また、初晶Ｓｉを適度
なサイズに制御し、微細な共晶Ｓｉをなるべく大きく晶
出させることにより、耐摩耗性を改善している。以下、
本発明で特定した各条件を説明する。
【０００６】［鍛造後の成分・組成］ Ｓｉ：１１〜１３重量％ 耐摩耗性，耐熱性に有効な合金成分であり、高温域にお
ける熱膨張係数を低下させる作用も呈する。また。時効
処理によってＭｇ2 Ｓｉとして析出し、合金材料の機械
的強度を向上させる。しかし、Ｓｉ含有量が１３重量％
を超えると、連続鋳造時の冷却速度を１００℃／秒以上
に早くしても粒径が５０μｍを超える粗大な初晶Ｓｉが
発生し易くなる。粗大な初晶Ｓｉは、鍛造で砕かれた後
でも依然として大きな形状として残るため疲労破壊の核
となり、室温及び高温域での機械的強度及び疲労強度を
低下させる原因となる。しかし、１１重量％に満たない
Ｓｉ含有量では、強度及び耐摩耗性が不足する。 Ｆｅ：０．２〜１．２重量％ 融点の高いＡｌ−Ｆｅ系又はＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系の金属
間化合物は、合金材料が２００℃を超える高温域に曝さ
れたとき、引張強さ及び疲労強度を高める作用を呈し、
Ｆｅ含有量０．２重量％以上で効果が顕著になる。しか
し、１．２重量％を超える多量のＦｅが含まれると、疲
労破壊の核となる粗大な金属間化合物の晶出を促進さ
せ、伸び，鍛造成形性，靭性に有害な影響を及ぼす。
ける熱膨張係数を低下させる作用も呈する。また。時効
処理によってＭｇ2 Ｓｉとして析出し、合金材料の機械
的強度を向上させる。しかし、Ｓｉ含有量が１３重量％
を超えると、連続鋳造時の冷却速度を１００℃／秒以上
に早くしても粒径が５０μｍを超える粗大な初晶Ｓｉが
発生し易くなる。粗大な初晶Ｓｉは、鍛造で砕かれた後
でも依然として大きな形状として残るため疲労破壊の核
となり、室温及び高温域での機械的強度及び疲労強度を
低下させる原因となる。しかし、１１重量％に満たない
Ｓｉ含有量では、強度及び耐摩耗性が不足する。 Ｆｅ：０．２〜１．２重量％ 融点の高いＡｌ−Ｆｅ系又はＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系の金属
間化合物は、合金材料が２００℃を超える高温域に曝さ
れたとき、引張強さ及び疲労強度を高める作用を呈し、
Ｆｅ含有量０．２重量％以上で効果が顕著になる。しか
し、１．２重量％を超える多量のＦｅが含まれると、疲
労破壊の核となる粗大な金属間化合物の晶出を促進さ
せ、伸び，鍛造成形性，靭性に有害な影響を及ぼす。
【０００７】Ｃｕ：３．５〜４．５重量％ マトリックスを固溶強化する合金成分であり、３．５重
量％以上の含有量でＣｕの添加効果が顕著になる。固溶
したＣｕは、時効処理によってＡｌ2 Ｃｕとして析出
し、合金材料の強度を向上させる作用も呈する。しか
し、Ｃｕによる引張強さ向上効果は４．５重量％で飽和
する。鋳造時に晶出したＡｌ2 Ｃｕは、硬度が高いので
マトリックスに分散して高温強度を上昇させるが、４．
５重量％を超える過剰量のＣｕが含まれると、疲労破壊
の核となる粗大なＡｌ2 Ｃｕが晶出し易くなり、鍛造成
形性及び耐食性も低下する。 Ｍｎ：０．２〜０．５重量％ Ａｌ−Ｍｎ系化合物として晶出し、耐熱性や耐摩耗性を
改善する作用を呈する。Ａｌ−Ｍｎ系化合物は、晶出時
に針状のＡｌ−Ｆｅ系化合物に作用してＡｌ−Ｆｅ−Ｍ
ｎ系の塊状化合物に形態変化させ、靭性の低下を抑制す
る。このような作用・効果は、０．２重量％以上のＭｎ
含有量で顕著になる。しかし、０．５重量％を超える過
剰量のＭｎが含まれると、Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ−Ｍｎ系の
粗大な化合物が晶出し、押出，鍛造等の塑性加工時に割
れを誘発させる原因となり、強度や伸びの低下にも繋が
る。粗大なＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ−Ｍｎ系化合物は、疲労破
壊の核となるので常温及び高温疲労強度にとっても有害
である。
量％以上の含有量でＣｕの添加効果が顕著になる。固溶
したＣｕは、時効処理によってＡｌ2 Ｃｕとして析出
し、合金材料の強度を向上させる作用も呈する。しか
し、Ｃｕによる引張強さ向上効果は４．５重量％で飽和
する。鋳造時に晶出したＡｌ2 Ｃｕは、硬度が高いので
マトリックスに分散して高温強度を上昇させるが、４．
５重量％を超える過剰量のＣｕが含まれると、疲労破壊
の核となる粗大なＡｌ2 Ｃｕが晶出し易くなり、鍛造成
形性及び耐食性も低下する。 Ｍｎ：０．２〜０．５重量％ Ａｌ−Ｍｎ系化合物として晶出し、耐熱性や耐摩耗性を
改善する作用を呈する。Ａｌ−Ｍｎ系化合物は、晶出時
に針状のＡｌ−Ｆｅ系化合物に作用してＡｌ−Ｆｅ−Ｍ
ｎ系の塊状化合物に形態変化させ、靭性の低下を抑制す
る。このような作用・効果は、０．２重量％以上のＭｎ
含有量で顕著になる。しかし、０．５重量％を超える過
剰量のＭｎが含まれると、Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ−Ｍｎ系の
粗大な化合物が晶出し、押出，鍛造等の塑性加工時に割
れを誘発させる原因となり、強度や伸びの低下にも繋が
る。粗大なＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ−Ｍｎ系化合物は、疲労破
壊の核となるので常温及び高温疲労強度にとっても有害
である。
【０００８】Ｍｇ：０．３〜１．０重量％ 時効処理でＭｇ2 Ｓｉとして析出し、合金材料の機械的
強度を上昇させる。強度向上効果は、０．３重量％以上
のＭｇ含有量でみられ、Ｍｇ含有量の増量に応じて大き
くなる。しかし、１．０重量％を超える過剰量のＭｇが
含まれると、伸びの低下が著しく、塑性加工性も低下す
る。 Ｔｉ：０．０１〜０．２重量％ 鋳造結晶粒を微細化するため、Ａｌ−Ｔｉ−Ｂ合金とし
て添加される合金成分である。鋳造組織の微細化効果
は、０．０１重量％以上のＴｉ含有量で顕著になる。鋳
造結晶粒を微細化することにより、融点が高い金属間化
合物が網目状となって粒界に晶出する。網目状の金属間
化合物は、後続する鍛造加工によって細かく砕かれて分
散し、耐熱性及び高温疲労強度を向上させる。しかし、
０．２重量％を超える過剰量のＴｉを添加すると、Ａｌ
Ｔｉ3 の粗大な針状化合物が晶出して疲労破壊の核とな
り易く、強度及び伸びも低下する。
強度を上昇させる。強度向上効果は、０．３重量％以上
のＭｇ含有量でみられ、Ｍｇ含有量の増量に応じて大き
くなる。しかし、１．０重量％を超える過剰量のＭｇが
含まれると、伸びの低下が著しく、塑性加工性も低下す
る。 Ｔｉ：０．０１〜０．２重量％ 鋳造結晶粒を微細化するため、Ａｌ−Ｔｉ−Ｂ合金とし
て添加される合金成分である。鋳造組織の微細化効果
は、０．０１重量％以上のＴｉ含有量で顕著になる。鋳
造結晶粒を微細化することにより、融点が高い金属間化
合物が網目状となって粒界に晶出する。網目状の金属間
化合物は、後続する鍛造加工によって細かく砕かれて分
散し、耐熱性及び高温疲労強度を向上させる。しかし、
０．２重量％を超える過剰量のＴｉを添加すると、Ａｌ
Ｔｉ3 の粗大な針状化合物が晶出して疲労破壊の核とな
り易く、強度及び伸びも低下する。
【０００９】Ｂ：０．０００２〜０．０２重量％ 微細化剤として、Ｔｉと共にアルミニウム合金溶湯に添
加される成分である。しかし、多量のＢはＴｉ，Ｖ等と
結合して疲労破壊の核となる粗大な金属間化合物を生成
し易いことから、本発明では微細化効果との兼ね合いで
Ｂ含有量を０．０００２〜０．０２重量％の範囲に設定
した。 Ｐ：０．００５〜０．０２重量％ Ｓｉ含有量１３重量％以上の過共晶合金に添加される初
晶Ｓｉの微細化剤として従来から使用されてきた成分で
あるが、Ｐ添加により共晶Ｓｉの粒径が大きくなる傾向
が示される。初晶Ｓｉの微細化は、０．００５重量％以
上のＰ含有量で顕著になる。初晶Ｓｉ及び共晶Ｓｉのサ
イズに及ぼすＰの影響を種々調査・研究したところ、Ｓ
ｉ含有量１１〜１３重量％の亜共晶組成ではＰ添加によ
り初晶Ｓｉが微細化し、共晶Ｓｉが粗くなる結果、初晶
Ｓｉと共晶Ｓｉの粒径差が小さくなり、分布状態も均一
化されることを知見した。初晶Ｓｉ及び共晶Ｓｉの均一
分散は、高温域における機械的強度，疲労強度，耐摩耗
性に有効である。しかし、Ｐ含有量が０．０２重量％を
超えると、溶湯にＰの酸化物が混入し、疲労強度に有害
な介在物が増加する傾向を示す。 Ｃａ：０．００５重量％以下 共晶Ｓｉを微細化する作用を呈する成分である。本発明
では、共晶Ｓｉを大きくして耐摩耗性に寄与させること
から、共晶Ｓｉの微細化に影響を与えないようにＣａ含
有量の上限を０．００５重量％に規定した。また、Ｃａ
含有量を低減しているので、初晶Ｓｉを微細化するＰの
作用が効果的に発現される。
加される成分である。しかし、多量のＢはＴｉ，Ｖ等と
結合して疲労破壊の核となる粗大な金属間化合物を生成
し易いことから、本発明では微細化効果との兼ね合いで
Ｂ含有量を０．０００２〜０．０２重量％の範囲に設定
した。 Ｐ：０．００５〜０．０２重量％ Ｓｉ含有量１３重量％以上の過共晶合金に添加される初
晶Ｓｉの微細化剤として従来から使用されてきた成分で
あるが、Ｐ添加により共晶Ｓｉの粒径が大きくなる傾向
が示される。初晶Ｓｉの微細化は、０．００５重量％以
上のＰ含有量で顕著になる。初晶Ｓｉ及び共晶Ｓｉのサ
イズに及ぼすＰの影響を種々調査・研究したところ、Ｓ
ｉ含有量１１〜１３重量％の亜共晶組成ではＰ添加によ
り初晶Ｓｉが微細化し、共晶Ｓｉが粗くなる結果、初晶
Ｓｉと共晶Ｓｉの粒径差が小さくなり、分布状態も均一
化されることを知見した。初晶Ｓｉ及び共晶Ｓｉの均一
分散は、高温域における機械的強度，疲労強度，耐摩耗
性に有効である。しかし、Ｐ含有量が０．０２重量％を
超えると、溶湯にＰの酸化物が混入し、疲労強度に有害
な介在物が増加する傾向を示す。 Ｃａ：０．００５重量％以下 共晶Ｓｉを微細化する作用を呈する成分である。本発明
では、共晶Ｓｉを大きくして耐摩耗性に寄与させること
から、共晶Ｓｉの微細化に影響を与えないようにＣａ含
有量の上限を０．００５重量％に規定した。また、Ｃａ
含有量を低減しているので、初晶Ｓｉを微細化するＰの
作用が効果的に発現される。
【００１０】［脱ガス処理］鍛造加工されたアルミニウ
ム合金製ピストンが多量のガスを含有していると、ガス
起因のポロシティが鍛造によって潰されているとはい
え、２００〜２５０℃の高温域で使用しているとき含有
ガスが一個所に集合して疲労クラックの核になり易い。
高温域で使用されるアルミニウム合金製ピストンの要求
特性を考慮すると、ガス含有量０．２５ｃｃ／１００ｇ
−Ａｌ以下が有効であることが本発明者等による図１に
示す実験結果から判った。ガス含有量を下げるため、本
発明では、溶湯段階で溶融アルミニウム合金溶湯に粘性
を生じさせないＡｒガスを吹き込むことにより十分脱ガ
スする。この点、Ｎ2 ガスは、溶湯の粘性を高くするの
で好ましくない。Ａｒガスの吹込みに際しては、７５０
〜８００℃の温度域にアルミニウム合金溶湯を維持する
ことが重要である。溶湯温度が７５０℃を下回ると溶湯
に粘性が生じ、吹き込まれたＡｒガスが抜けにくくな
る。逆に８００℃を超える溶湯温度では、炉の寿命が短
くなる。Ａｒガス吹込みによる脱ガスとしては、脱ガス
ユニットを備えた鋳造設備を使用し、たとえば金型に至
る樋を流れる溶湯等に対し鋳造時に連続脱ガスする方式
も採用できる。Ａｒガスの吹込みには、吹き込まれたＡ
ｒガスを微細な気泡として溶湯中に分散させるため、回
転ノズルを使用した噴射方式が好ましい。Ａｒガスの微
細気泡は、溶湯に含有されているＨ等のガス成分を吸着
し、溶湯から浮上分離する。溶湯を効果的に脱ガスする
ため、０．０５〜０．２０ｇ／１００ｇ−ＡｌのＡｒガ
スを０．５〜１．５時間かけて吹き込むことが必要であ
る。既定値未満のＡｒガス量及び吹込み時間ではＡｒガ
ス吹込みによる脱ガス効果が不充分であり、逆にＡｒガ
ス量及び吹込み時間が既定値を超えても脱ガス効果が飽
和する。
ム合金製ピストンが多量のガスを含有していると、ガス
起因のポロシティが鍛造によって潰されているとはい
え、２００〜２５０℃の高温域で使用しているとき含有
ガスが一個所に集合して疲労クラックの核になり易い。
高温域で使用されるアルミニウム合金製ピストンの要求
特性を考慮すると、ガス含有量０．２５ｃｃ／１００ｇ
−Ａｌ以下が有効であることが本発明者等による図１に
示す実験結果から判った。ガス含有量を下げるため、本
発明では、溶湯段階で溶融アルミニウム合金溶湯に粘性
を生じさせないＡｒガスを吹き込むことにより十分脱ガ
スする。この点、Ｎ2 ガスは、溶湯の粘性を高くするの
で好ましくない。Ａｒガスの吹込みに際しては、７５０
〜８００℃の温度域にアルミニウム合金溶湯を維持する
ことが重要である。溶湯温度が７５０℃を下回ると溶湯
に粘性が生じ、吹き込まれたＡｒガスが抜けにくくな
る。逆に８００℃を超える溶湯温度では、炉の寿命が短
くなる。Ａｒガス吹込みによる脱ガスとしては、脱ガス
ユニットを備えた鋳造設備を使用し、たとえば金型に至
る樋を流れる溶湯等に対し鋳造時に連続脱ガスする方式
も採用できる。Ａｒガスの吹込みには、吹き込まれたＡ
ｒガスを微細な気泡として溶湯中に分散させるため、回
転ノズルを使用した噴射方式が好ましい。Ａｒガスの微
細気泡は、溶湯に含有されているＨ等のガス成分を吸着
し、溶湯から浮上分離する。溶湯を効果的に脱ガスする
ため、０．０５〜０．２０ｇ／１００ｇ−ＡｌのＡｒガ
スを０．５〜１．５時間かけて吹き込むことが必要であ
る。既定値未満のＡｒガス量及び吹込み時間ではＡｒガ
ス吹込みによる脱ガス効果が不充分であり、逆にＡｒガ
ス量及び吹込み時間が既定値を超えても脱ガス効果が飽
和する。
【００１１】［溶湯の保持処理］脱ガス処理が終了した
溶湯を７５０〜８００℃の温度域で４５分以上保持する
とき、Ａｌ2 Ｏ3 ，他の酸化物，レンガ屑，工具の保護
剤等の介在物が溶湯から浮上分離する。介在物は、溶湯
温度が高いほど溶湯から分離し易くなる。７５０℃未満
の溶湯温度では、溶湯の粘性が大きく、介在物が浮上し
にくい。また、４５分に達しない保持時間では、介在物
の浮上が十分に進行しない。しかし、８００℃を超える
溶湯温度では、炉壁耐火物の熱負荷が大きく、炉の寿命
が短くなる。保持炉で脱ガス・除滓された溶湯は、樋を
経て鋳型に注入される。樋を流れる溶湯を連続的に脱ガ
スし、フィルタ装置を通過させ、更に溶湯に浮遊してい
る介在物を堰，フィルタカートリッジ等でトラップする
とき、清浄度が一層高くなった溶湯が鋳型に注入され、
介在物の少ない鋳塊が得られる。
溶湯を７５０〜８００℃の温度域で４５分以上保持する
とき、Ａｌ2 Ｏ3 ，他の酸化物，レンガ屑，工具の保護
剤等の介在物が溶湯から浮上分離する。介在物は、溶湯
温度が高いほど溶湯から分離し易くなる。７５０℃未満
の溶湯温度では、溶湯の粘性が大きく、介在物が浮上し
にくい。また、４５分に達しない保持時間では、介在物
の浮上が十分に進行しない。しかし、８００℃を超える
溶湯温度では、炉壁耐火物の熱負荷が大きく、炉の寿命
が短くなる。保持炉で脱ガス・除滓された溶湯は、樋を
経て鋳型に注入される。樋を流れる溶湯を連続的に脱ガ
スし、フィルタ装置を通過させ、更に溶湯に浮遊してい
る介在物を堰，フィルタカートリッジ等でトラップする
とき、清浄度が一層高くなった溶湯が鋳型に注入され、
介在物の少ない鋳塊が得られる。
【００１２】［鋳造］清浄化された溶湯は、鋳型内に注
入され、所定形状の鋳塊に連続鋳造される。鋳造方式と
しては、デンドライトアームスペーシングを小さく（好
ましくは５０μｍ以下）するため溶湯の冷却速度を速め
た方式、具体的にはＤＣ鋳造が採用される。ＤＣ鋳造
は、竪型鋳造又は横型鋳造の何れであっても良い。本発
明で使用するアルミニウム合金は、Ｔｉ，Ｂを微細化剤
として含んでいるので、微細な鋳造結晶粒をもつ鋳塊と
なる。しかし、本発明で規定した合金組成では鋳造組織
が柱状晶になりやすいため、微細化処理によって等軸晶
を可能な限り増加させることが好ましい。デンドライト
アームスペーシングが小さく鋳造結晶粒が微細なため、
融点の高いＡｌ−Ｆｅ系，Ａｌ−Ｃｕ系，Ａｌ−Ｍｎ
系，Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ（Ｍｎ）系等の金属間化合物は、
網目状で細かく分散して鋳造結晶粒界及びデンドライト
アーム境界に晶出する。晶出した金属間化合物が後工程
の押出又は鍛造時に更に細かく砕かれてマトリックスに
分散するため、鍛造品の耐熱強度が向上する。
入され、所定形状の鋳塊に連続鋳造される。鋳造方式と
しては、デンドライトアームスペーシングを小さく（好
ましくは５０μｍ以下）するため溶湯の冷却速度を速め
た方式、具体的にはＤＣ鋳造が採用される。ＤＣ鋳造
は、竪型鋳造又は横型鋳造の何れであっても良い。本発
明で使用するアルミニウム合金は、Ｔｉ，Ｂを微細化剤
として含んでいるので、微細な鋳造結晶粒をもつ鋳塊と
なる。しかし、本発明で規定した合金組成では鋳造組織
が柱状晶になりやすいため、微細化処理によって等軸晶
を可能な限り増加させることが好ましい。デンドライト
アームスペーシングが小さく鋳造結晶粒が微細なため、
融点の高いＡｌ−Ｆｅ系，Ａｌ−Ｃｕ系，Ａｌ−Ｍｎ
系，Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ（Ｍｎ）系等の金属間化合物は、
網目状で細かく分散して鋳造結晶粒界及びデンドライト
アーム境界に晶出する。晶出した金属間化合物が後工程
の押出又は鍛造時に更に細かく砕かれてマトリックスに
分散するため、鍛造品の耐熱強度が向上する。
【００１３】鋳塊は、脱ガス，保持処理により介在物を
低減したアルミニウム合金溶湯から得られたものである
ため、持ち込まれた介在物が極めて少なくなっている。
通常、鍛造品に混在する介在物は、０．１〜３ｍｍの長
さをもち、１０倍ルーペで鋳塊の破面を調査すると、黒
みがかって観察される。そこで、本発明者は、鋳塊の破
面を１０倍ルーペで観察し、カウントされた介在物の個
数を単位面積当りに換算してＫ10値を求めた。そして、
Ｋ10値と疲労強度との関係を調査したところ、Ｋ10値が
０．０１個／ｃｍ2 以下になると、疲労強度が顕著に向
上することが判った。これに対し、Ｋ10値が０．０１個
／ｃｍ2 を超えると、介在物が疲労クラックの核になり
やすく、ピストンに要求される高温疲労強度が得られな
い。鋳塊から押出工程を経て小径の丸棒を作り、丸棒か
ら切り出されたスライスを鍛造する。この場合には、最
終形態であるピストンの形状を考慮すると、直径１００
〜４００ｍｍの鋳塊が使用される。或いは、鋳塊表面の
黒皮を面削で除去した後、押出工程を経ずに鋳塊からス
ライスを切り出し、鍛造することも可能である。この場
合には、直径５０〜１００ｍｍの鋳塊が使用される。
低減したアルミニウム合金溶湯から得られたものである
ため、持ち込まれた介在物が極めて少なくなっている。
通常、鍛造品に混在する介在物は、０．１〜３ｍｍの長
さをもち、１０倍ルーペで鋳塊の破面を調査すると、黒
みがかって観察される。そこで、本発明者は、鋳塊の破
面を１０倍ルーペで観察し、カウントされた介在物の個
数を単位面積当りに換算してＫ10値を求めた。そして、
Ｋ10値と疲労強度との関係を調査したところ、Ｋ10値が
０．０１個／ｃｍ2 以下になると、疲労強度が顕著に向
上することが判った。これに対し、Ｋ10値が０．０１個
／ｃｍ2 を超えると、介在物が疲労クラックの核になり
やすく、ピストンに要求される高温疲労強度が得られな
い。鋳塊から押出工程を経て小径の丸棒を作り、丸棒か
ら切り出されたスライスを鍛造する。この場合には、最
終形態であるピストンの形状を考慮すると、直径１００
〜４００ｍｍの鋳塊が使用される。或いは、鋳塊表面の
黒皮を面削で除去した後、押出工程を経ずに鋳塊からス
ライスを切り出し、鍛造することも可能である。この場
合には、直径５０〜１００ｍｍの鋳塊が使用される。
【００１４】［均質化処理］得られた鋳塊は、Ｓｉ，Ｍ
ｇ，Ｃｕをマトリックスに十分固溶させて時効処理硬化
を上げるため、４９０〜５１０℃×３〜５時間で均質化
処理される。４９０℃未満の加熱温度や３時間に達しな
い加熱時間では、固溶化が十分に進行せず、Ｓｉ，Ｍ
ｇ，Ｃｕ等の有効量が時効処理時に不足しがちになる。
しかし、５１０℃を超える加熱温度では部分的に融解
（バーニング）する虞れがあり、５時間を超える長時間
加熱では時間に見合った効果の上昇が見られず経済的で
ない。均質化処理された鋳塊は、２００℃／時以上の冷
却速度で冷却される。これにより、Ｓｉ，Ｍｇ，Ｃｕの
十分な量が固溶状態に維持され、時効処理時に強度付与
に有効な析出量が確保される。冷却速度が２００℃／時
を下回ると、冷却過程でＭｇ2 Ｓｉ，Ａｌ2 Ｃｕ等が析
出し易く、Ｓｉ，Ｍｇ，Ｃｕ等の有効量が時効処理時に
不足しがちになる。
ｇ，Ｃｕをマトリックスに十分固溶させて時効処理硬化
を上げるため、４９０〜５１０℃×３〜５時間で均質化
処理される。４９０℃未満の加熱温度や３時間に達しな
い加熱時間では、固溶化が十分に進行せず、Ｓｉ，Ｍ
ｇ，Ｃｕ等の有効量が時効処理時に不足しがちになる。
しかし、５１０℃を超える加熱温度では部分的に融解
（バーニング）する虞れがあり、５時間を超える長時間
加熱では時間に見合った効果の上昇が見られず経済的で
ない。均質化処理された鋳塊は、２００℃／時以上の冷
却速度で冷却される。これにより、Ｓｉ，Ｍｇ，Ｃｕの
十分な量が固溶状態に維持され、時効処理時に強度付与
に有効な析出量が確保される。冷却速度が２００℃／時
を下回ると、冷却過程でＭｇ2 Ｓｉ，Ａｌ2 Ｃｕ等が析
出し易く、Ｓｉ，Ｍｇ，Ｃｕ等の有効量が時効処理時に
不足しがちになる。
【００１５】［鍛造］均質化処理が終了した直径１００
〜４００ｍｍの鋳塊は、押出用ビレットに切断され、鍛
造用丸棒に押し出された後、所定のスライスに切り出さ
れる。直径が５０〜１００ｍｍの鋳塊では、押出工程を
経ることなく、面削により鋳塊表面の黒皮を除去した
後、鍛造用スライスに切り出される。黒皮を除去するこ
となく、鋳塊から切り出したスライスを鍛造に用いるこ
とも可能である。この場合、鍛造方向に平行な雌型の内
面と雄型のポンチ部外面との間にメタル溜り部を設けた
金型（特開平１０−１１８７３５号公報）を使用する
と、鍛造品への黒皮の混入が防止される。鍛造用スライ
スは、鍛造に先立って４００〜５００℃に加熱され、熱
間鍛造される。４００〜５００℃の温度域に鍛造用スラ
イスを加熱するとき、鍛造金型内でメタルのスムーズな
流動が促進され、鍛造時の圧力も冷間鍛造に比較して小
さくて済む。
〜４００ｍｍの鋳塊は、押出用ビレットに切断され、鍛
造用丸棒に押し出された後、所定のスライスに切り出さ
れる。直径が５０〜１００ｍｍの鋳塊では、押出工程を
経ることなく、面削により鋳塊表面の黒皮を除去した
後、鍛造用スライスに切り出される。黒皮を除去するこ
となく、鋳塊から切り出したスライスを鍛造に用いるこ
とも可能である。この場合、鍛造方向に平行な雌型の内
面と雄型のポンチ部外面との間にメタル溜り部を設けた
金型（特開平１０−１１８７３５号公報）を使用する
と、鍛造品への黒皮の混入が防止される。鍛造用スライ
スは、鍛造に先立って４００〜５００℃に加熱され、熱
間鍛造される。４００〜５００℃の温度域に鍛造用スラ
イスを加熱するとき、鍛造金型内でメタルのスムーズな
流動が促進され、鍛造時の圧力も冷間鍛造に比較して小
さくて済む。
【００１６】加熱された鍛造用スライスを鍛造金型にセ
ットし、所定形状に鍛造加工する。鍛造により材料が練
り上げられ、製品に靭性が付与される。また、鋳造時に
生成した初晶Ｓｉ，金属間化合物等の網目状晶出物が鍛
造により細かく砕かれてマトリックスに分散するので耐
熱性が向上する。なかでも、初晶Ｓｉ及び金属間化合物
を鍛造により平均粒径５〜３５μｍに破砕してマトリッ
クスに均一分散させると、疲労破壊の核となる初晶Ｓｉ
等の晶出物がなくなるので、常温及び高温疲労強度が改
善される。鍛造後の組織に平均粒径３５μｍを超える晶
出物が分布していると、疲労クラックの核になり易い。
鍛造により大きな初晶Ｓｉが平均粒径５〜３５μｍのサ
イズに砕かれることも、耐摩耗性の改善に有効である。
鍛造方式としては、固定したスライスにマンドレルを押
し付けてメタルをマンドレルに沿って流動させる後方押
出，固定したマンドレルにスライスを押し付けてメタル
をマンドレルに沿って流動させる前方押出の何れも採用
可能である。
ットし、所定形状に鍛造加工する。鍛造により材料が練
り上げられ、製品に靭性が付与される。また、鋳造時に
生成した初晶Ｓｉ，金属間化合物等の網目状晶出物が鍛
造により細かく砕かれてマトリックスに分散するので耐
熱性が向上する。なかでも、初晶Ｓｉ及び金属間化合物
を鍛造により平均粒径５〜３５μｍに破砕してマトリッ
クスに均一分散させると、疲労破壊の核となる初晶Ｓｉ
等の晶出物がなくなるので、常温及び高温疲労強度が改
善される。鍛造後の組織に平均粒径３５μｍを超える晶
出物が分布していると、疲労クラックの核になり易い。
鍛造により大きな初晶Ｓｉが平均粒径５〜３５μｍのサ
イズに砕かれることも、耐摩耗性の改善に有効である。
鍛造方式としては、固定したスライスにマンドレルを押
し付けてメタルをマンドレルに沿って流動させる後方押
出，固定したマンドレルにスライスを押し付けてメタル
をマンドレルに沿って流動させる前方押出の何れも採用
可能である。
【００１７】［熱処理］鍛造品は、ピストンとして要求
される機械的性質を付与するため、４９０〜５１０℃×
３〜５時間の溶体化処理を施した後、水焼入れし、１６
０〜１８０℃×６〜１０時間の時効処理される。溶体化
処理では、Ｍｇ，Ｓｉ，Ｃｕ等をマトリックスに十分固
溶させる。水焼入れによりＭｇ，Ｓｉ，Ｃｕ等の固溶状
態を常温まで維持し、時効処理によってＭｇ2 Ｓｉ，Ａ
ｌ2 Ｃｕ等として析出させ、所定の強度を付与する。ま
た、鍛造品を寸法変化防止のため溶体化処理せずに１９
０〜２００℃×５〜７時間の時効処理を施し、強度を付
与することもできる。時効処理された鍛造品は、必要個
所が機械加工され、製品ピストンに仕上げられる。
される機械的性質を付与するため、４９０〜５１０℃×
３〜５時間の溶体化処理を施した後、水焼入れし、１６
０〜１８０℃×６〜１０時間の時効処理される。溶体化
処理では、Ｍｇ，Ｓｉ，Ｃｕ等をマトリックスに十分固
溶させる。水焼入れによりＭｇ，Ｓｉ，Ｃｕ等の固溶状
態を常温まで維持し、時効処理によってＭｇ2 Ｓｉ，Ａ
ｌ2 Ｃｕ等として析出させ、所定の強度を付与する。ま
た、鍛造品を寸法変化防止のため溶体化処理せずに１９
０〜２００℃×５〜７時間の時効処理を施し、強度を付
与することもできる。時効処理された鍛造品は、必要個
所が機械加工され、製品ピストンに仕上げられる。
【００１８】
【実施例】所定組成に成分調整したアルミニウム合金溶
湯を７７０℃に維持し、溶湯に浸漬した回転ノズルから
０．１ｇ／１００ｇ−ＡｌのＡｒガスを４０分噴射させ
て脱ガスした。次いで、溶湯を７６０℃に６０分間保持
して介在物を浮上分離した後、直径８６ｍｍ，長さ５ｍ
の鋳塊に竪型ＤＣ鋳造した。鋳塊に５００℃×４時間の
均質化処理を施し、冷却速度２５０℃／時でファンによ
り強制空冷した。冷却後の鋳塊表面を厚さ２ｍｍ面削
し、長さ２１ｍｍの鍛造用スライスを切り出した。概略
を図２に示す後方押出方式の鍛造装置に鍛造用スライス
１をセットした。鍛造に先立って、鍛造用スライス１を
４６０℃に加熱すると共に、ポンチを備えた下型２及び
金型３を２００〜２５０℃に加熱した。下型２上の鍛造
用スライス１に上方からマンドレル４を押し込み、３５
０トンの加圧力を鍛造用スライス１に加えた。マンドレ
ル４の先端が鍛造用スライス１に食い込み、メタルが矢
印Ｆで示すようにマンドレル４に沿って上方に流れた。
マンドレル４を所定位置まで降下させた後、マンドレル
４を引き抜くと同時に下型２に内蔵したポンチを上昇さ
せ、直径８４ｍｍ，高さ４７ｍｍのピストン形状をもつ
鍛造品を金型３から取り出した。このときの据込み率
は、ヘッド部で７６％であった。
湯を７７０℃に維持し、溶湯に浸漬した回転ノズルから
０．１ｇ／１００ｇ−ＡｌのＡｒガスを４０分噴射させ
て脱ガスした。次いで、溶湯を７６０℃に６０分間保持
して介在物を浮上分離した後、直径８６ｍｍ，長さ５ｍ
の鋳塊に竪型ＤＣ鋳造した。鋳塊に５００℃×４時間の
均質化処理を施し、冷却速度２５０℃／時でファンによ
り強制空冷した。冷却後の鋳塊表面を厚さ２ｍｍ面削
し、長さ２１ｍｍの鍛造用スライスを切り出した。概略
を図２に示す後方押出方式の鍛造装置に鍛造用スライス
１をセットした。鍛造に先立って、鍛造用スライス１を
４６０℃に加熱すると共に、ポンチを備えた下型２及び
金型３を２００〜２５０℃に加熱した。下型２上の鍛造
用スライス１に上方からマンドレル４を押し込み、３５
０トンの加圧力を鍛造用スライス１に加えた。マンドレ
ル４の先端が鍛造用スライス１に食い込み、メタルが矢
印Ｆで示すようにマンドレル４に沿って上方に流れた。
マンドレル４を所定位置まで降下させた後、マンドレル
４を引き抜くと同時に下型２に内蔵したポンチを上昇さ
せ、直径８４ｍｍ，高さ４７ｍｍのピストン形状をもつ
鍛造品を金型３から取り出した。このときの据込み率
は、ヘッド部で７６％であった。
【００１９】鍛造品に５００℃×４時間の溶体化処理を
施し、水焼入れし、１７０℃×８時間で時効処理した。
時効処理後の組織を観察し、ガス含有量を測定すると共
に、機械的性質を調査した。なお、ガス含有量は、時効
処理後の鍛造品からサンプルを切り出し、ランズレー法
で測定した。介在物に関しては、鍛造品をハンマーで破
断しずらかったので、鋳造棒から切り出したスライスを
ハンマーで割り、破面を１０倍ルーペで観察して介在物
の個数をカウントし、Ｋ10値を求めた。観察面積は、両
破面合せて２０ｃｍ2 とした。得られたピストンの組成
を表１に示す。表中、比較合金Ａ，Ｂは初晶ＳｉをＰで
微細化しなかった例であり、そのうち比較合金Ａは共晶
ＳｉをＳｂで微細化した。表２には、時効処理後にミク
ロ組織を観察した結果，ガス含有量を示す。表３には、
引張強さ及び疲労強度の測定結果を示す。
施し、水焼入れし、１７０℃×８時間で時効処理した。
時効処理後の組織を観察し、ガス含有量を測定すると共
に、機械的性質を調査した。なお、ガス含有量は、時効
処理後の鍛造品からサンプルを切り出し、ランズレー法
で測定した。介在物に関しては、鍛造品をハンマーで破
断しずらかったので、鋳造棒から切り出したスライスを
ハンマーで割り、破面を１０倍ルーペで観察して介在物
の個数をカウントし、Ｋ10値を求めた。観察面積は、両
破面合せて２０ｃｍ2 とした。得られたピストンの組成
を表１に示す。表中、比較合金Ａ，Ｂは初晶ＳｉをＰで
微細化しなかった例であり、そのうち比較合金Ａは共晶
ＳｉをＳｂで微細化した。表２には、時効処理後にミク
ロ組織を観察した結果，ガス含有量を示す。表３には、
引張強さ及び疲労強度の測定結果を示す。
【００２０】表３から明らかなように、本発明品Ｃ〜Ｆ
は、比較品Ａ，Ｂに比べて高温での引張強さ及び疲労強
度が大きくなっている。比較品Ａは現状の鍛造ピストン
に相当する組成をもつが、Ｐで初晶Ｓｉを微細化してい
ないため、初晶Ｓｉの平均粒径が表２に示すように大き
く、共晶ＳｉはＳｂで微細化されているため小さかっ
た。その結果、大きな初晶Ｓｉが疲労クラックの核とな
って作用し、高温疲労強度が劣る表３の結果となって現
れたものと推察される。しかも、比較品ＡはＣｕ及びＦ
ｅの含有量が少ないため、本発明品に比較して高温強度
が劣っている。比較品ＢはＣｕ，Ｍｎ，Ｔｉの含有量が
少ないため、高融点晶出物の量が少なく、高温強度が低
い値を示している。しかも、Ｃｕが極端に少ないため共
晶点からのズレが小さく、従って初晶Ｓｉが少なく疲労
強度も劣っていた。これに対し、本発明品Ｃ〜Ｇは、常
温及び高温の何れにおいても優れた引張強さ及び疲労強
度を示した。この機械的性質を表２の晶出物測定結果と
照らし合わせるとき、鍛造後の初晶Ｓｉ，共晶Ｓｉ及び
金属間化合物を適正サイズに制御することが機械的強
度，疲労強度及び耐熱性の向上に有効なことが判る。
は、比較品Ａ，Ｂに比べて高温での引張強さ及び疲労強
度が大きくなっている。比較品Ａは現状の鍛造ピストン
に相当する組成をもつが、Ｐで初晶Ｓｉを微細化してい
ないため、初晶Ｓｉの平均粒径が表２に示すように大き
く、共晶ＳｉはＳｂで微細化されているため小さかっ
た。その結果、大きな初晶Ｓｉが疲労クラックの核とな
って作用し、高温疲労強度が劣る表３の結果となって現
れたものと推察される。しかも、比較品ＡはＣｕ及びＦ
ｅの含有量が少ないため、本発明品に比較して高温強度
が劣っている。比較品ＢはＣｕ，Ｍｎ，Ｔｉの含有量が
少ないため、高融点晶出物の量が少なく、高温強度が低
い値を示している。しかも、Ｃｕが極端に少ないため共
晶点からのズレが小さく、従って初晶Ｓｉが少なく疲労
強度も劣っていた。これに対し、本発明品Ｃ〜Ｇは、常
温及び高温の何れにおいても優れた引張強さ及び疲労強
度を示した。この機械的性質を表２の晶出物測定結果と
照らし合わせるとき、鍛造後の初晶Ｓｉ，共晶Ｓｉ及び
金属間化合物を適正サイズに制御することが機械的強
度，疲労強度及び耐熱性の向上に有効なことが判る。
【００２１】
【００２２】
【００２３】
【００２４】次いで、表１の組成Ｄをもつアルミニウム
合金溶湯を脱ガスした後、７２０℃と比較的低い温度に
１５分の短時間で保持処理し、その他は同じ条件下でピ
ストンを製造した。得られたピストンは、ガス含有量が
０．２０ｃｃ／１００ｇ−Ａｌと少ないものの、介在物
個数がＫ10値で０．２５個／ｃｍ2 と多かった。また、
高温疲労強度は、２５０℃で５６ＭＰａ（１０7 サイク
ル）と低い値を示した。低い高温疲労強度は、多量の介
在物が疲労クラックの核として作用した結果と推察され
る。
合金溶湯を脱ガスした後、７２０℃と比較的低い温度に
１５分の短時間で保持処理し、その他は同じ条件下でピ
ストンを製造した。得られたピストンは、ガス含有量が
０．２０ｃｃ／１００ｇ−Ａｌと少ないものの、介在物
個数がＫ10値で０．２５個／ｃｍ2 と多かった。また、
高温疲労強度は、２５０℃で５６ＭＰａ（１０7 サイク
ル）と低い値を示した。低い高温疲労強度は、多量の介
在物が疲労クラックの核として作用した結果と推察され
る。
【００２５】更に、表１の組成Ｅをもつアルミニウム合
金溶湯を７６０℃で１５分脱ガスしたのみで、本発明品
と同じ条件下で介在物を除去し、ピストンを製造した。
得られたピストンのガス含有量は０．３５ｃｃ／１００
ｇ−Ａｌと多く、介在物個数はＫ10＝０．００３個／ｃ
ｍ2 と小さな値を示した。高温疲労強度は、２５０℃で
５９ＭＰａ（１０7 サイクル）と低い値を示した。低い
高温疲労強度は、ピストンに含有されている多量のガス
に原因があるものと推察される。各ピストンの耐摩耗性
を調査したところ、表４に示すように、本発明品Ｃ〜Ｇ
は、従来の比較品Ａ，ＢとＳｉ含有量が同じレベルであ
りながら、比較品Ａ，Ｂよりも良好な耐摩耗性を示し
た。これは、比較品Ａ，Ｂの共晶Ｓｉが平均粒径３．８
μｍ，４．２μｍと小さいが、本発明品Ｃ〜ＧではＰ処
理により共晶Ｓｉの粒径を大きくし、比較的多量のＦ
ｅ，Ｃｕを含んでいるため、共晶ＳｉやＦｅ，Ｃｕ系の
晶出物が耐摩耗性の向上に寄与しているものと推察され
る。
金溶湯を７６０℃で１５分脱ガスしたのみで、本発明品
と同じ条件下で介在物を除去し、ピストンを製造した。
得られたピストンのガス含有量は０．３５ｃｃ／１００
ｇ−Ａｌと多く、介在物個数はＫ10＝０．００３個／ｃ
ｍ2 と小さな値を示した。高温疲労強度は、２５０℃で
５９ＭＰａ（１０7 サイクル）と低い値を示した。低い
高温疲労強度は、ピストンに含有されている多量のガス
に原因があるものと推察される。各ピストンの耐摩耗性
を調査したところ、表４に示すように、本発明品Ｃ〜Ｇ
は、従来の比較品Ａ，ＢとＳｉ含有量が同じレベルであ
りながら、比較品Ａ，Ｂよりも良好な耐摩耗性を示し
た。これは、比較品Ａ，Ｂの共晶Ｓｉが平均粒径３．８
μｍ，４．２μｍと小さいが、本発明品Ｃ〜ＧではＰ処
理により共晶Ｓｉの粒径を大きくし、比較的多量のＦ
ｅ，Ｃｕを含んでいるため、共晶ＳｉやＦｅ，Ｃｕ系の
晶出物が耐摩耗性の向上に寄与しているものと推察され
る。
【００２６】
【００２７】
【発明の効果】以上に説明したように、本発明のアルミ
ニウム合金製ピストンは、成分・組成が特定された系に
おいて、鋳造時に晶出した初晶Ｓｉ，共晶Ｓｉ，金属間
化合物を適正サイズに制御して均一分散させた鍛造組織
にすると共に、ガス含有量及び介在物個数を低く抑えて
いる。これにより、常温及び高温共に優れた機械的強度
及び疲労強度を示し、軽量性を活かし且つ熱負荷が大き
くなる傾向にあるエンジン用のピストンとして使用され
る。
ニウム合金製ピストンは、成分・組成が特定された系に
おいて、鋳造時に晶出した初晶Ｓｉ，共晶Ｓｉ，金属間
化合物を適正サイズに制御して均一分散させた鍛造組織
にすると共に、ガス含有量及び介在物個数を低く抑えて
いる。これにより、常温及び高温共に優れた機械的強度
及び疲労強度を示し、軽量性を活かし且つ熱負荷が大き
くなる傾向にあるエンジン用のピストンとして使用され
る。
【図１】 引張強さに及ぼすガス含有量の影響を表わし
たグラフ
たグラフ
【図２】 鍛造金型にセットしたスライスをピストンに
鍛造する説明図
鍛造する説明図
───────────────────────────────────────────────────── 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 32/00 Ｃ２２Ｃ 32/00 Ｒ Ｃ２２Ｆ 1/043 Ｃ２２Ｆ 1/043 Ｆ０２Ｆ 3/00 Ｆ０２Ｆ 3/00 Ｇ ３０２ ３０２Ｚ Ｆ１６Ｊ 1/01 Ｆ１６Ｊ 1/01 // Ｃ２２Ｃ 1/02 ５０３ Ｃ２２Ｃ 1/02 ５０３Ｊ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６０３ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６０３ ６３０ ６３０Ｄ ６５０ ６５０Ｄ ６５１ ６５１Ｂ ６８１ ６８１ ６８２ ６８２ ６８３ ６８３ ６９１ ６９１Ｂ ６９１Ｃ ６９２ ６９２Ａ (72)発明者 山田 達 静岡県庵原郡蒲原町蒲原１丁目34番１号 日本軽金属株式会社グループ技術センター 内 Ｆターム(参考） 3J044 AA01 AA02 BA04 BC02 DA09 EA01 EA04 4E014 NA08
Claims (4)
- 【請求項１】 鍛造後にＳｉ：１１〜１３重量％，Ｆ
ｅ：０．２〜１．２重量％，Ｃｕ：３．５〜４．５重量
％，Ｍｎ：０．２〜０．５重量％，Ｍｇ：０．３〜１．
０重量％，Ｔｉ：０．０１〜０．２重量％，Ｂ：０．０
００２〜０．０２重量％，Ｐ：０．００５〜０．０２重
量％を含み、Ｃａを０．００５重量％以下に規制し、残
部が実質的にＡｌの組成をもち、鋳造時に晶出したＳｉ
及び金属間化合物が鍛造後に平均粒径５〜３５μｍでマ
トリックスに均一分散し、ガス含有量が０．２５ｃｃ／
１００ｇ−Ａｌ以下に規制された鍛造組織を持ち、鋳塊
段階で介在物平均個数がＫ10値で０．０１個／ｃｍ2 以
下に規制されている、鍛造加工で成形された高温疲労強
度及び耐摩耗性に優れたアルミニウム合金製ピストン。 - 【請求項２】 鍛造後に請求項１記載の組成となるよう
に成分調整されたアルミニウム合金溶湯を微細化処理し
た後、０．０５〜０．２０ｇ／１００ｇ−ＡｌのＡｒガ
スを溶湯温度７５０〜８００℃のアルミニウム合金溶湯
に０．５〜１．５時間かけて吹き込んでアルミニウム合
金溶湯を脱ガスし、アルミニウム合金溶湯を７５０〜８
００℃の温度域に４５分以上保持して介在物を浮上分離
させ、脱滓した後、アルミニウム合金溶湯を鋳塊に連続
鋳造し、４９０〜５１０℃×３〜５時間の均質化処理を
施し、２００℃／時以上の冷却速度で冷却し、冷却され
た鋳塊を鍛造用スライスに切断し、４００〜５００℃に
加熱した後、所定形状に鍛造加工することを特徴とする
高温疲労強度及び耐摩耗性に優れたアルミニウム合金製
ピストンの製造方法。 - 【請求項３】 鍛造品に４９０〜５１０℃×３〜５時間
の溶体化処理を施した後、水焼入れし、１６０〜１８０
℃×６〜１０時間の時効処理を施すことを特徴とする請
求項２記載の高温疲労強度及び耐摩耗性に優れたアルミ
ニウム合金製ピストンの製造方法。 - 【請求項４】 鍛造品に１９０〜２００℃×５〜７時間
の時効処理を施すことを特徴とする請求項２記載の高温
疲労強度及び耐摩耗性に優れたアルミニウム合金製ピス
トンの製造方法。
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