JP6670603B2 - 鍛造ピストンの製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、エンジンピストン等のアルミニウム合金製鍛造ピストンの製造方法に関する。

なお、本明細書及び特許請求の範囲では、「連続鋳造」の語は、特に明示する場合を除き、「半連続鋳造」も含む意味で用いられる。

四輪、二輪自動車等の車両（以下、単に「自動車」という）に搭載される内燃機関では、内燃機関の軽量化による燃焼効率、出力等の向上を図るため、例えばアルミニウム合金製のピストンが用いられている。

例えば、特開２００９−１９１３６７号公報（特許文献１）は、所定の組成を有するアルミニウム合金からなる連続鋳造棒を素材として用いた鍛造成形工程を備えたアルミニウム合金成形品の製造方法を開示しており、アルミニウム合金成形品の一例としてエンジンピストンを挙げている。このようなピストンには高い高温強度が要求される。

特開２００９−１９１３６７号公報（請求項１、段落００２７）

近年、内燃機関の燃焼効率、出力等について更なる向上を図るため、ピストンに対してより高い高温強度が要求されるようになっている。

そこで本発明の目的は、高い高温強度を有する鍛造ピストンの製造方法を提供することにある。

本発明者は、上記目的を達成するため、Ｎｉを必須元素として含むアルミニウム合金製鍛造ピストンについて鋭意研究した結果、鍛造ピストンに含まれるＮｉがＡｌ_３Ｎｉ_２として析出していない固溶状態であることが鍛造ピストンの高温強度の向上に貢献することを見出し、本発明を完成させた。

本発明は以下の手段を提供する。

［１］ Ｓｉ：９〜１４質量％、
Ｆｅ：０．１５〜０．８質量％、
Ｃｕ：２〜６質量％、
Ｍｇ：０．３〜１．０質量％、及び
Ｎｉ：１〜５．５質量％
を含み、残部が不可避不純物及びアルミニウムからなる組成を有するアルミニウム合金連続鋳造材からなる鍛造用素材を準備する工程と、
示差走査熱量計により測定された前記素材の４００℃以上の最初の発熱ピーク温度をＴｎ℃とするとき、
前記素材を３００℃〜｛Ｔｎ＋３０｝℃の予備加熱温度で予備加熱する工程と、
前記予備加熱する工程の後で前記素材を３００℃〜｛Ｔｎ＋３０｝℃の鍛造温度で熱間鍛造成形することによりピストン用素形材を得る工程と、
前記素形材を４２０℃〜｛Ｔｎ＋３０｝℃の温度に保持して水焼入れする工程と、
前記水焼入れする工程の後で前記素形材を１８０℃〜２３０℃の時効処理温度で時効処理する工程と、を備えた鍛造ピストンの製造方法。

［２］ 前記予備加熱する工程の前に前記素材を｛Ｔｎ＋３０｝℃以下の均質化処理温度で均質化処理する工程を含み、
前記均質化処理する工程の後で前記予備加熱する工程を行う前項１記載の鍛造ピストンの製造方法。

［３］ 前記組成は、更に、
Ｔｉ：０．０５〜０．２質量％
を含んでいる前項１又は２記載の鍛造ピストンの製造方法。

［４］ 前記組成は、更に、
Ｂ：０．０１〜０．１質量％
を含んでいる前項１〜３のいずれかに記載の鍛造ピストンの製造方法。

［５］ 前記予備加熱する工程では、前記素材を４５０℃〜｛Ｔｎ＋３０｝℃の予備加熱温度で予備加熱し、
前記素形材を得る工程では、４００℃〜｛Ｔｎ＋３０｝℃の温度の鍛造金型を用いて、前記素材を前記鍛造金型への抜熱による前記素材の温度低下を３０℃未満に抑えて熱間鍛造成形することにより、４２０℃〜｛Ｔｎ＋３０｝℃の温度の前記素形材を得る前項１〜４のいずれかに記載の鍛造ピストンの製造方法。

［６］ 前記水焼入れする工程では、前記素材を熱間鍛造成形した時から１０秒以内に前記素形材を水焼入れする前項１〜５のいずれかに記載の鍛造ピストンの製造方法。

前項［１］では、所定の組成を有する素材を予備加熱する工程、熱間鍛造成形する工程、水焼入れする工程、及び時効処理する工程をそれぞれ所定の温度範囲で順次行うことにより、Ａｌ_３Ｎｉ_２の析出が抑制され、これにより高い高温温強を有する鍛造ピストンを得ることができる。

前記［２］では、鍛造ピストンの高温強度を確実に高めることができる。

前記［３］では、素材の組成がＴｉを所定量含むことにより、結晶粒が微細化される。これにより鍛造ピストンの高温強度が向上する。

前項［４］では、素材の組成がＢを所定量含むことにより、結晶粒が微細化される。これにより鍛造ピストンの高温強度が向上する。

前項［５］では、鍛造ピストンの高温強度を確実に高めることができるし、鍛造ピストンの製造時間の短縮及び製造コストの削減を図ることできる。

前項［６］では、鍛造ピストンの高温強度を更に確実に高めることができるし、鍛造ピストンの製造時間の短縮及び製造コストの削減を更に図ることできる。

図１は、アルミニウム合金連続鋳造材の発熱ピーク温度Ｔｎに対する試料の最大熱履歴相対温度（横軸）と、１／Ａｌ_３Ｎｉ_２量（縦軸）との関係を示すグラフである。 図２は、Ｔｎに対する試料の最大熱履歴相対温度（横軸）と、３００℃での高温強度（縦軸）との関係を示すグラフである。 図３は、本発明の実施形態に係る鍛造ピストンの製造方法を実現する鍛造品の生産ラインの一例である鍛造生産システムを示す図である。 図４は、ホットトップ垂直連続鋳造装置の鋳型付近を示す断面図である。

本発明の一実施形態について以下に説明する。

本実施形態に係る鍛造ピストンの製造方法は、
Ｓｉ：９〜１４質量％、
Ｆｅ：０．１５〜０．８質量％、
Ｃｕ：２〜６質量％、
Ｍｇ：０．３〜１．０質量％、及び
Ｎｉ：１〜５．５質量％
を必須元素として含み、残部が不可避不純物及びアルミニウムからなる組成を有するアルミニウム合金連続鋳造材からなる鍛造用素材を準備する工程と、
示差走査熱量計（Differential ScanningCalorimetry、DSC）により測定された素材の４００℃以上の最初の発熱ピーク温度をＴｎ℃とするとき、
素材を３００℃〜｛Ｔｎ＋３０｝℃の予備加熱温度で予備加熱する工程と、
予備加熱する工程の後で素材を３００℃〜｛Ｔｎ＋３０｝℃の鍛造温度で熱間鍛造成形することによりピストン用素形材を得る工程と、
素形材を４２０℃〜｛Ｔｎ＋３０｝℃の温度に保持して水焼入れする工程と、
水焼入れする工程の後で素形材を１８０℃〜２３０℃の時効処理温度で時効処理する工程と、を備える。

さらに、鍛造ピストンの製造方法は、予備加熱する工程の前に素材を｛Ｔｎ＋３０｝℃以下の均質化処理温度で均質化処理する工程を含み、
均質化処理する工程の後で予備加熱する工程を行うことが望ましい。

さらに、連続鋳造材の組成は、
Ｔｉ：０．０５〜０．２質量％
を含んでいることが望ましい。

さらに、連続鋳造材の組成は、
Ｂ：０．０１〜０．１質量％
を含んでいることが望ましい。

さらに、予備加熱する工程では、素材を４５０℃〜｛Ｔｎ＋３０｝℃の予備加熱温度で予備加熱し、素形材を得る工程では、４００℃〜｛Ｔｎ＋３０｝℃の温度の鍛造金型を用いて、素材を鍛造金型への抜熱による素材の温度低下を３０℃未満に抑えて鍛造成形することにより４２０℃〜｛Ｔｎ＋３０｝℃の温度の素形材を得ることが望ましい。

さらに、水焼入れする工程では、素材を熱間鍛造成形した時から１０秒以内に素形材を水焼入れすることが望ましい。

また、Ｔｎは４３０℃以上４５０℃未満であることが望ましい。

次に、素材を構成するアルミニウム合金連続鋳造材の組成の成分元素の含有量についてその限定理由を以下に説明する。

＜Ｓｉ：９〜１４質量％＞
Ｓｉの含有量が９質量％未満では、強度及び耐摩耗性、耐熱性が不足する。Ｓｉの含有量が１４質量％を超えると、粗大な初晶Ｓｉが発生し、この初晶Ｓｉが疲労強度の起点となり機械的強度及び疲労強度が低下する原因となる。特に望ましいＳｉの含有量は１０質量％以上１２質量％以下である。

＜Ｆｅ：０．１５〜０．８質量％＞
Ｆｅは、融点の高い金属間化合物により高温域での機械的特性を高める作用がある。Ｆｅの含有量が０．１５質量％未満では、後熱処理工程の温度において、高温での転位を止めるネットワーク組織の残存する量が減り、高温域での高温特性が不足する。Ｆｅの含有量が０．８質量％を超えると、金属間化合物が粗大化し、成形性、機械的強度及び疲労強度が低下する原因となる。特に望ましいＦｅの含有量は０．２質量％以上０．５質量％以下である。

＜Ｃｕ：２〜６質量％＞
Ｃｕの含有量が２〜６質量％であることにより、後熱処理工程にてＡｌ_２Ｃｕが析出し、強度を向上させる効果がある。Ｃｕの含有量が２質量％未満では、熱熱処理工程の溶体化温度範囲でＣｕが母相に固溶したとしてもその固溶量が少なく強度が不足する。Ｃｕの含有量が６質量％を超えると、粗大な晶出物の発生による疲労強度や耐食性の低下等が起こる。特に望ましいＣｕの含有量は３質量％以上５質量％以下である。

＜Ｍｇ：Ｍｇ：０．３〜１．０質量％＞
Ｍｇの含有量が０．３〜１．０質量％であることにより、後熱処理工程にてＭｇはＳｉと化合してＭｇ_２Ｓｉ化合物を形成し、その析出により母材強度を向上させる。Ｍｇの含有量が０．３質量％未満では、後熱処理工程の溶体化温度範囲でＭｇが母相に固溶したとしても析出量が少なく前述の効果が少ない。Ｍｇの含有量が１．０質量％を超えると、伸びが低下し、加工性が低下する。特に望ましいＭｇの含有量は０．４質量％以上０．８質量％以下である。

＜Ｎｉ：１〜５．５質量％＞
Ｎｉの含有量が１〜５．５質量％であることにより、融点の高い金属間化合物により高温域での機械的特性を高める作用がある。Ｎｉの含有量が１質量％未満では、後熱処理工程の温度おいて、高温での転位を止めるネットワーク組織の残存する量が減り、高温域での高温特性が不足する。Ｎｉの含有量が５．５質量％を超えると、金属間化合物が粗大化し、成形性、機械的強度及び疲労強度が低下する原因となる。特に望ましいＮｉの含有量は２質量％以上４．５質量％以下である。

＜Ｔｉ：０．０５〜０．２質量％＞
Ｔｉの含有量が０．０５〜０．２質量％であることにより、結晶粒の微細化により機械的特性が確実に向上する。特にＴｉが０．２質量％以下であることにより、金属間化合物の粗大化による成形性、機械的強度及び疲労強度の低下を確実に抑制しうる。特に望ましいＴｉの含有量は０．０５質量％以上０．１質量％以下である。

＜Ｂ：０．０１〜０．１質量％＞
Ｂの含有量が０．０１〜０．１質量％であることにより、結晶粒の微細化により機械的特性が確実に向上する。特にＢが０．１質量％以下であることにより、金属間化合物の粗大化による成形性、機械的強度及び疲労強度の低下を確実に抑制しうる。特に望ましいＢの含有量は０．０１質量％以上０．０５質量％以下である。

次に、鍛造アルミニウムの製造方法の各工程における温度範囲について規定した理由を以下に説明する。

上述の組成を有するアルミニウム合金連続鋳造材を試料として用い、試料を様々な温度に加熱したのち略室温まで冷却し、連続鋳造材の発熱ピーク温度Ｔｎに対する試料の最大熱履歴相対温度と、試料中に含まれるＡｌ_３Ｎｉ_２量と、試料の３００℃での高温強度との関係を調べ、その結果を図１及び２に示した。

図１において、横軸は連続鋳造材のＴｎに対する試料の最大熱履歴相対温度であり、縦軸は試料中に含まれる１／Ａｌ_３Ｎｉ_２量（相対量）である。

図２において、横軸は連続鋳造材のＴｎに対する試料の最大熱履歴相対温度であり、縦軸は試料の３００℃での高温強度である。

ここで、Ｔｎとは、上述したように示差走査熱量計により測定された連続鋳造材の４００℃以上の最初の発熱ピーク温度（単位：℃）であり、詳述すると、示差走査熱量計により測定された連続鋳造材のＤＳＣ曲線における４００℃以上の温度域で昇温時に最初に見られた発熱ピーク温度である。

このピークは、連続鋳造材に含まれるＮｉが固溶状態からＡｌ_３Ｎｉ_２として析出した状態に変化した時に熱エネルギーが相変態に消費されることに伴って生じたものであると推測される。

Ａｌ_３Ｎ_２量は、試料のＸ線回折分析によるＡｌ_３Ｎｉ_２に対応する回折ピークの積分面積とした。

３００℃での高温強度とは、３００℃の温度における試料の引張強度である。

図２から分かるように、３００℃での高温強度は、Ｔｎに対する最大熱履歴相対温度が｛Ｔｎ＋３０｝℃を境にこれを超えると急減に低下している。

図１から分かるように、Ａｌ_３Ｎｉ_２量は、Ｔｎに対する最大熱履歴相対温度が｛Ｔｎ＋３０｝℃を境にこれを超えると急減に増加している（即ち、１／Ａｌ_３Ｎｉ_２量の値が急減に小さくなっている）している。

また、Ａｌ_３Ｎｉ_２の析出現象は、準安定相から安定相への析出変化であるために不可逆現象であり、試料が一度でもその熱履歴を受けるとその後それ以下の温度で温度変化させてもそれ以前のＮｉ固溶状態に戻らないことを確認した。

以上の結果から、上述した所定の組成を有するアルミニウム合金連続鋳造材からなる素材から鍛造ピストンを製造する場合において、その製造工程全般にわたり素材が｛Ｔｎ＋３０｝℃を超えた温度の熱履歴を受けないようにピストンを製造することにより、Ａｌ_３Ｎｉ_２の析出を抑制することができ、これにより、高い高温強度を有する鍛造ピストンを得られることが分かる。

次に、本実施形態の鍛造ピストンの製造方法の概要について以下に説明する。

本実施形態の鍛造ピストンの製造方法の工程例は次のとおりである。なお、この工程例で得られる鍛造ピストンは、例えば内燃機関に用いられるエンジンピストンである。

１）連続鋳造→２）｛Ｔｎ＋３０｝℃以下で均質化処理→３）ロール矯正→４）ピーリング→５）切断→６）３００℃〜｛Ｔｎ＋３０｝℃で予備加熱→７）３００℃〜｛Ｔｎ＋３０｝℃で熱間鍛造成形→８）溶体化処理→９）水焼入れ →１０）１８０℃〜２３０℃で時効処理→１１）機械加工。

ここで、８）溶体化処理の工程及び９）水焼入れの工程では、ピストンの特にピンボス部やスカート部に要求される３００℃以下での高い高温強度を得るために、溶体化処理温度をなるべく高温にして素形材を水焼入れすることが望ましく、そのため、熱間鍛造成形後の素形材をその温度をなるべく低下させないで直接的に水焼入れすることが良い。さらに、こうすることにより水焼入れの前に素材の温度を再度上昇させる必要がなくなるので、製造時間の短縮及び製造コストの削減を図りうる点でも望ましい。

このような利点を確実に得るようにするため、６）予備加熱の工程では素材を４５０℃〜｛Ｔｎ＋３０｝℃の予備加熱温度で予備加熱し、そして、７）熱間鍛造成形の工程では４００℃〜｛Ｔｎ＋３０｝℃の温度の鍛造金型を用いて素材を鍛造金型への抜熱による素材の温度低下を３０℃未満に抑えて熱間鍛造成形することにより、素形材の温度を４２０℃〜｛Ｔｎ＋３０｝℃とし、この温度で素形材を素材を熱間鍛造成形した時から１０秒以内に水焼入れすることが望ましい。

次に、本実施形態の鍛造ピストンの製造方法の具体例を図３を参照して以下に説明する。

図３は、本実施形態の鍛造ピストンの製造方法を実現する鍛造品の生産ラインの一例である鍛造生産システムを示す図である。同図において、鍛造品の生産システムは、所定の組成を有するアルミニウム合金溶湯から丸棒状の連続鋳造材を連続鋳造により垂直方向に製造して所定の長さに切断する連続鋳造装置（詳述すると垂直連続鋳造装置）８１と、この連続鋳造装置８１で得られた連続鋳造材を均質化処理する均質化処理装置８２と、この均質化処理装置８２で均質化処理されて連続鋳造材が曲がった場合に連続鋳造材の曲がりを矯正する矯正装置８３と、この矯正装置８３で矯正された連続鋳造材の外周部分を除去するピーリング装置（例：旋盤加工機）８４と、このピーリング装置８４で外周部分が除去された連続鋳造材を、鍛造品を鍛造成形により製造するのに必要な長さに切断し円板状乃至円柱状の鍛造用素材を得る切断装置８５と、この切断装置８５で得られた素材を据え込み加工のために予備加熱し据え込み加工する据え込み装置（図示省略）と、この据え込み装置で据え込み加工された素材を潤滑剤液中に浸漬したり据え込み加工された素材に潤滑剤（例：黒鉛系潤滑剤）をスプレー塗布したりすることにより据え込み加工された素材に潤滑剤を被覆する潤滑剤被覆装置８６ａ、８６ｂと、この潤滑剤被覆装置８６ａ、８６ｂで潤滑剤が被覆された素材を予備加熱する予備加熱装置８７と、この予備加熱装置８７で予備加熱された素材を熱間鍛造成形して鍛造品を得る熱間鍛造装置８８と、この熱間鍛造装置８８で得られた鍛造品を後熱処理する後熱処理装置８９、９０、９１と、を具備している。

後熱処理装置８９、９０、９１は、例えば、鍛造品に溶体化処理を施す溶体化加熱装置８９と、この溶体化加熱装置８９で加熱した鍛造品を水焼入れする水焼入れ装置９０と、この水焼入れ装置９０で水焼入れした鍛造品を時効処理する時効処理装置９１と、で構成することができる。溶体化処理を省略する場合は、溶体化加熱装置８９を設けず、熱間鍛造装置８８の後に、水焼入れ装置９０及び時効処理装置９１を設けることが好ましい。

なお、矯正装置８３、ピーリング装置８４、据え込み装置は省略することができる。また、各装置間の搬送は自動搬送装置で行うことができる。また潤滑剤被覆装置８６ａ、８６ｂにおける潤滑剤被覆処理は、ボンデ処理（りん酸塩皮膜処理）８６ｃに置きかえることができる。

ここで、均質化処理装置８２は、素材の温度を｛Ｔｎ＋３０｝℃以下（好ましくは４００℃〜｛Ｔｎ＋３０｝℃）に２〜１２時間保持する機能を有している。

予備加熱装置８７は、素材の温度を３００℃〜｛Ｔｎ＋３０｝℃（好ましくは４５０℃〜｛Ｔｎ＋３０｝℃）とする機能を有している。

熱間鍛造装置８８は鍛造時の素材の温度（即ち鍛造温度）を３００℃〜｛Ｔｎ＋３０｝℃（好ましくは４００℃〜｛Ｔｎ＋３０｝℃）とする機能を有している。さらに熱間鍛造装置８８は鍛造金型の温度を４００℃〜｛Ｔｎ＋３０｝℃（好ましくは４５０℃〜｛Ｔｎ＋３０｝℃）に保持し、鍛造金型への抜熱による素材の温度低下を３０℃未満（好ましくは２０℃未満）に抑える機能を有している。

後熱処理装置８９、９０、９１における溶体化加熱装置８９及び水焼入れ装置９０は、鍛造品の溶体化のための鍛造品の温度を４２０℃〜｛Ｔｎ＋３０｝℃（好ましくは４５０℃〜｛Ｔｎ＋３０｝℃）に１〜６時間保持した後に鍛造品を水焼入れする機能を有している。

後熱処理装置８９、９０、９１における時効処理装置９１は、鍛造品の温度を１８０℃〜２３０℃に１〜１２時間保持する機能を有している。

上述の鍛造生産システムを用いた鍛造ピストンの製造方法は、
上述した所定の組成を有するアルミニウム合金連続鋳造材からなる鍛造用素材を均質化処理装置８２により｛Ｔｎ＋３０｝℃以下（好ましくは４００℃〜｛Ｔｎ＋３０｝℃）の均質化処理温度で均質化処理する工程と、
均質化処理する工程の後で素材を予備加熱装置８７により３００℃〜｛Ｔｎ＋３０｝℃（好ましくは４５０℃〜｛Ｔｎ＋３０｝℃）の予備加熱温度で予備加熱する工程と、
予備加熱する工程の後で素材を熱間鍛造装置８８により３００℃〜｛Ｔｎ＋３０｝℃（好ましくは４００℃〜｛Ｔｎ＋３０｝℃）の鍛造温度でピストンの形状に熱間鍛造成形することによりピストン用素形材を得る工程と、
素形材を溶体化加熱装置８９及び水焼入れ装置９０により４２０℃〜｛Ｔｎ＋３０｝℃（好ましくは４５０℃〜｛Ｔｎ＋３０｝℃）の温度に保持して水焼入れする工程と、
水焼入れする工程の後で素形材を時効処理装置９１により１８０℃〜２３０℃（好ましくは１９０〜２２０℃）の時効処理温度で時効処理する工程と、を少なくとも備える。

均質化処理する工程では、素材を｛Ｔｎ＋３０｝℃以下（好ましくは４００℃〜｛Ｔｎ＋３０｝℃）の均質化処理温度に２〜１２時間保持することが望ましい。

水焼入れする工程では、素形材を４２０℃〜｛Ｔｎ＋３０｝℃（好ましくは４５０℃〜｛Ｔｎ＋３０｝℃）の温度に１〜６時間保持した後に水焼入れすることが望ましい。

時効処理する工程では、水焼入れされた素形材を１８０℃〜２３０℃（好ましくは１９０〜２２０℃）に１〜１２時間保持することが望ましい。

水焼入れする工程及び時効処理する工程は、熱間鍛造成形する工程の後１週間以内に行うことができる。

ここで、上述したように、予備加熱する工程では素材を４５０℃〜｛Ｔｎ＋３０｝℃の予備加熱温度で予備加熱し、熱間鍛造成形する工程では４００℃〜｛Ｔｎ＋３０｝℃の温度の鍛造金型を用いて素材を鍛造金型への抜熱による素材の温度低下を３０℃未満に抑えて熱間鍛造成形することにより、素形材の温度を４２０℃〜｛Ｔｎ＋３０｝℃とし、水焼入れする工程ではこの温度の素形材を素材を熱間鍛造成形した時から１０秒以内に水焼入れすることが望ましい。こうすることにより溶体化処理を省略することができる。

熱間鍛造成形する工程において、鍛造金型の温度が上述した所定の範囲であることが望ましい理由は、熱間鍛造成形時に充分な塑性流動を得ることができるからである。具体的には、ヒータを備えた鍛造金型を用いることにより、鍛造金型の温度を上述した所定の範囲に設定することができる。

ここで、均質化処理する工程は省略しても良いが、均質化処理する工程を行うことにより鍛造ピストンの高温強度を確実に高めることができる。

時効処理する工程を経て得られた素形材は、旋盤、マシニングセンター等を用いた機械加工により最終製品形状（即ち最終のピストン形状）に仕上げ加工される。

ここで本実施形態では、均質化処理する工程と予備加熱する工程との間に、素材を据え込み加工のために予備加熱し据え込み加工する工程を設けても良い。

さらに、据え込み加工する工程と予備加熱する工程との間に、素材に潤滑剤を被覆する工程を設けても良い。

また、熱間鍛造成形する工程では、鍛造金型内で熱間鍛造成形されて得られた素形材は鍛造金型からノックアウト機構により排出される。

また、予備加熱する工程では予備加熱温度を上述した所定の範囲に設定することにより、素材に含まれるＮｉがＡｌ_３Ｎｉ_２として析出していない固溶状態を維持しながら素材の変形態が向上し、熱間鍛造成形時に複雑な形状に成形するのが容易になる。

本実施形態の製造方法により得られた素形材の合金組成はＮｉの析出が進み難く、素形材には連続鋳造時に形成された好ましいＮｉ固溶状態（即ちＮｉがＡｌ_３Ｎｉ_２として析出していない固溶状態）が熱間鍛造成形後及び後熱処理後でも部分的に残存している。したがって、素形材を最終仕上げ加工することにより高温機械的強度に優れた鍛造ピストンを得ることができる。

連続鋳造材を製造する方法としては、公知のホットトップ連続鋳造法、縦型連続鋳造法、水平連続鋳造法、ＤＣ鋳造法の何れかを用いることができる。

連続鋳造材は、連続鋳造材に含まれるＮｉがＡｌ_３Ｎｉ_２として析出していない固溶状態を有する細径棒状の連続鋳造材であることが望ましい。所定の組成を有するアルミニウム合金の溶湯を、鋳造速度を１５０〜３００ｍｍ／ｍｉｎに設定し且つ及び得られる連続鋳造材の直径を５０〜９０ｍｍに設定して連続鋳造することにより、Ｎｉが急冷凝固により固溶した状態に確実になるので、好ましいＮｉ固溶状態（即ちＮｉがＡｌ_３Ｎｉ_２として析出していない固溶状態）を有する連続鋳造材を確実に得ることができる。

特に、連続鋳造材の直径をＤ（ｍ）、鋳造速度をＶ（ｍ／ｍｉｎ）としたとき、Ｄ^２Ｖ＝Ｃで定義される１分間当たりの溶湯供給量Ｃ（ｍ^３／ｍｉｎ）が１〜３ｍ^３／ｍｉｎの範囲で溶湯を鋳造することが望ましい。こうすることにより、好ましいＮｉ固溶状態を有する連続鋳造材を更に確実に得ることができる。

次に、本実施形態の連続鋳造材の製造方法をホットトップ垂直連続鋳造法により連続鋳造材を製造する場合で図４を参照して以下に説明する。

同図において、１１は溶湯受槽を示し、アルミニウム合金の溶湯Ｍが供給されるものであり、溶湯Ｍを流出させる流出口１２が下側に設けられている。２１は鋳型を示し、溶湯受槽１１の下側に気密状態で取り付けられ、流出口１２に同軸で連通する、溶湯Ｍを鋳造する円筒状内周面２２が設けられている。

３１は冷却媒体流路を示し、鋳型２１内に周回させて設けられた環状流路部分３１ａと、この環状流路部分３１ａを鋳型２１の外側へ連通させる導入部分３１ｂとで構成され、鋳型２１を冷却するための冷却媒体として水Ｗが供給される。３２は噴出孔を示し、鋳塊Ｉを冷却させるために鋳塊Ｉの外周へ冷却媒体としての水Ｗを吹き付けることができるように、環状流路部分３１ａに連通させて、鋳型２１に複数、または周回させて設けられている。

３３は気体流路を示し、円筒状内周面２２の溶湯受槽１１との接合部分へ気体、例えば空気Ａを供給できるように、鋳型２１に周回させて設けられた環状流路部分３３ａと、この環状流路部分３３ａを外側へ連通させる導入部分３３ｂとで構成されている。３４は潤滑剤流路を示し、円筒状内周面２２へ液体潤滑剤（例：潤滑油）Ｏを供給できるように、鋳型２１に周回させて設けられた環状流路部分３４ａと、この環状流路部分３４ａを外側へ連通させる導入部分３４ｂとで構成されている。

次に、鋳造方法を説明する。所望の組成に調整された溶湯Ｍは溶湯受槽１１に供給される。そして、鋳造温度が７５０℃±５０℃とされた溶湯Ｍは、流出口１２から鋳型２１内へ押し出されながら、冷却媒体流路３１へ供給された水Ｗによって一次冷却された後、噴出孔３２から噴出された水Ｗによって二次冷却されることにより、１０℃／秒以上の冷却速度で、より好ましくは２０℃／秒以上の冷却速度で冷却されて凝固し、これにより鋳塊Ｉとなる。

そしてこの鋳塊Ｉは、鋳塊Ｉを支える、図示を省略した底板を一定の速度、すなわち鋳造速度２４０±５０ｍｍ／ｍｉｎで下降させることにより、下方へ連続的に引き抜かれる。そして、鋳塊Ｉの長さが一定の長さに達すると、鋳造は中断されて丸棒状の連続鋳造材が得られ、そして連続鋳造材が上方へ引き抜かれる。このように、溶湯Ｍを鋳造して丸棒状の連続鋳造材を順次製造する。

なお、鋳造の際に気体流路３３へ供給される空気Ａは、鋳型２１の円筒状内周面２２に供給され、鋳型２１と溶湯Ｍとの接触を断つ機能を有する。そして、余分な空気Ａは、鋳型２１と鋳塊Ｉとの間を下側へ流れる。また、潤滑剤流路３４へ供給される潤滑剤Ｏは、鋳型２１の円筒状内周面２２に供給され、溶湯Ｍの円筒状内周面２２への焼き付きを防止し、気化して鋳型２１と溶湯Ｍとの接触を断つ機能を有する。この空気Ａと潤滑剤Ｏとにより、健全な鋳肌をもつ鋳塊Ｉ（即ち連続鋳造材）が得られる。

上記した鋳造温度が７００℃未満では、鋳造前の溶湯Ｍの温度が低く、凝固時の温度勾配がなだらかになり、高温に保持された溶湯Ｍ中で粗大化した結晶粒がそのまま鋳造されるため、鋳塊Ｉの一部に粗大な結晶粒が存在する浮遊晶が発生する。これに対し、鋳造温度が８００℃を超えると、凝固時の温度勾配が急になり、微細化材の効果が低下するため、通常の粒状晶に比べて羽毛状晶の結晶粒径が大きくなり、強度および延性が低下する。したがって、鋳造温度は、７５０℃±５０℃とするのが好ましく、より好ましくは７５０℃±２０℃とし、さらに好ましくは７５０℃とするのがよい。

図４では、冷却媒体流路３１を介して鋳型２１の強制冷却のための冷却水、鋳塊Ｉの強制冷却のための冷却水を供給しているが、それぞれ別々に冷却水を供することもできる。

鋳型２１の材質はアルミニウム、銅、もしくはそれらの合金から選ばれる１種または２種以上の組み合わせであるのが好ましい。熱伝導性、耐熱性、機械強度の点から材質の組み合わせを選ぶことができる。

溶湯Ｍの合金成分の組成比は、例えば、ＪＩＳ Ｈ １３０５に記載されているような光電測光式発光分光分析装置（装置例：島津製作所製ＰＤＡ−５５００）による方法により確認できる。

潤滑剤は、潤滑油である植物油を用いることができる。例えば菜種油、ひまし油、サラダ油を挙げることができる。環境への悪影響が小さいので好ましい。

潤滑剤の供給量は０．０５〜５ｍＬ／ｍｉｎ（より好ましくは０．１〜１ｍＬ／ｍｉｎ）であるのが好ましい。

冷却媒体としての水の噴出量は鋳型当り５〜３０Ｌ／ｍｉｎ（より好ましくは２５〜３０Ｌ／ｍｉｎ）であるのが好ましい。

溶湯受槽１１から鋳型２１内へ流入する溶湯Ｍの平均温度はアルミニウム合金の液相線＋４０℃〜＋２３０℃（より好ましくは液相線＋６０℃〜＋２００℃、さらに好ましくは液相線＋６０℃〜＋１５０℃）であるのが良い。

これらの鋳造条件で溶湯Ｍを連続鋳造することにより、好ましいＮｉ固溶状態を有する連続鋳造材を更に確実に得ることができる。こうすることにより、このＮｉ固溶状態を維持するように制御するこの後の各熱処理の効果が有効に発揮されるので好ましい。

得られた連続鋳造材は、上述した所定の均質化処理温度で均質化処理され、そして所定の長さに切断されることで円板状乃至円柱状の鍛造用素材が得られる。その後、素材は上述した所定の予備加熱温度で予備加熱される。なお、上述したように均質化処理は省略可能である。

このように前熱処理（均質化処理、予備加熱）された素材を熱間鍛造成形すると、連続鋳造時に形成された好ましいＮｉ固溶状態が熱間鍛造成形後及び後熱処理後にも部分的に残留する素形材が得られる。この好ましいＮｉ固溶状態が高温下でのアルミニウム生地の変形に対する抵抗として働き、その結果、３００℃以上（更には３００℃を超え）４００℃以下の高温時であっても優れた機械的強度が得られる。すなわち、アルミニウム生地が軟化する高温下で好ましいＮｉ固溶状態が変形に対する抵抗となるため、高温機械的強度に優れた素形材が得られる。一方、前熱処理温度（均質化処理温度、予備加熱温度）が上述した所定の範囲の上限よりも高いと、好ましいＮｉ固溶状態が失われ、ＮｉがＡｌ_３Ｎｉ_２として析出した状態となる。その結果、高温下でのアルミニウム生地の変形に対するＮｉ固溶状態の抵抗力が低下し、高温機械的強度も上げられなくなる。

すなわち、本実施形態の素形材は、上述した合金組成を有するものであり、且つ、アルミニウム生地が軟化して非常に変形し易くなる３００℃を超え４００℃以下の高温域でアルミニウム生地の変形に抵抗するＮｉ固溶状態を残留させることによって、高温機械的強度が高められているものである。

特開２００２−２９４３８３号公報に開示されているアルミニウム合金は、６０００系合金に属するものであり、均質化処理温度を抑制したり均質化処理を省略したりしている目的は、高い高温特性を得るためではなく、再結晶を抑制して常温の機械的特性を改良するためである。さらに、同公報のアルミニウム合金は、本実施形態のアルミニウム合金とは合金系も異なり、高温強度に寄与する遷移金属の固溶状態はあまり見られない。そして、同公報に開示された発明は、均質化処理を低温化し抑制することで、再結晶を抑制するＡｌ−Ｍｎ、Ａｌ−Ｃｒ系化合物を微細に析出させるものである。よって、同公報の発明は本実施形態とは異なるものである。

さらに、先行技術文献として挙示された上記特開２００９−１９１３６７号公報（特許文献１）に開示された発明は、光学顕微鏡で観察可能な晶出物や金属間化合物のネットワーク組織を維持するために前熱処理工程を低温で実施するものである。よって、同公報の発明は本発明とは異なるものである。

本実施形態において、前熱処理工程（均質化処理、予備加熱処理）は、鋳造後から熱間鍛造成形の工程を行う前までの間に設ければ良い。例えば、鋳造後１日以内に前熱処理工程を行い、前熱処理工程を行った後１週間以内に熱間鍛造成形の工程が行われる。またその間に矯正工程及びピーリング工程が必要に応じて行われる。

以上で本発明の実施形態を説明したが、本発明は上記実施形態に限定されるものではなく、本発明の要旨を逸脱しない範囲で様々に変更可能である。

次に、本発明の具体的な実施例及び比較例を以下に示す。ただし本発明は以下の実施例に限定されるものではない。

表１に示した組成を有するアルミニウム合金Ａ〜Ｇの連続鋳造材を準備した。その製造方法は次のとおりである。

表１に示した組成を有するアルミニウム合金の溶湯を、気体加圧式ホットトップ連続鋳造装置により鋳造温度８００℃以上及び鋳造速度２００ｍｍ／ｍｉｎの鋳造条件で垂直連続鋳造し、これにより直径８４ｍｍの細径丸棒状の連続鋳造材を得た。なお、アルミニウム合金の組成分析は発光分析により行った。

連続鋳造材をＸ線回折分析したところ、いずれもＡｌ_３Ｎｉ_２に対応する回折ピークは見られなかった。

また、連続鋳造材を示差走査熱量計により測定し、そのＤＳＣ曲線における４００℃以上の高温域で昇温時に最初に見られた発熱ピーク温度Ｔｎ（℃）を調べた。その結果を表１中の「Ｔｎ（℃）」欄に示した。ここで、合金Ｇの連続鋳造材は発熱ピークが見られなかった。その理由は、Ｎｉの含有量が少なく、そのため合金Ｇの連続鋳造材は好ましいＮｉ固溶状態を有していないからであると推測される。

次いで、連続鋳造材を均質化処理した。その際に適用した均質化処理温度を表２中の「均質化処理温度」欄に示した。また、均質化処理温度の保持時間は４〜１２時間であった。ここで、実施例９では連続鋳造材を均質化処理しなかった。

その後、連続鋳造材をロール矯正機によりロール矯正し連続鋳造材の曲がりを除去した。

次いで、連続鋳造材の外周部分を旋盤加工機により切削除去し、これにより連続鋳造材の直径を８０ｍｍにした。

その後、連続鋳造材を切断機により所定の長さに切断し、これにより鍛造用素材を得た。

次いで、素材をガス雰囲気炉内にて予備加熱した。この際に適用した予備加熱温度を表２中の「予備加熱温度」欄に示した。また、予備加熱温度の保持時間は２０ｍｉｎであった。なお比較例２、３では、素材を予備加熱せず、更に、後述する熱間鍛造成形、水焼入れ（溶体化処理）及び時効処理も行わなかった。

そして、素材を密閉熱間鍛造装置によりピストンの形状に熱間鍛造成形してピストン用素形材を得た。その際に適用した素材の鍛造温度を表２中の「鍛造温度」欄に示した。また、その際の金型温度は４２０℃であった。金型には素材を鍛造成形する前に黒鉛系潤滑剤が予め塗布されていた。比較例４では、４９０℃に予備加熱した素材を鍛造成形する前に空冷して４５０℃で素材を熱間鍛造成形した。

熱間鍛造成形した直後の素形材の温度は、金型への抜熱の影響で鍛造温度より１０℃低下していた。

そして、密閉熱間鍛造装置の横に隣接して設置された水槽内の水（水温４０℃）中に素形材を、素材を熱間鍛造成形した時から１０秒以内に浸漬して水焼入れした。なお、実施例６では、素形材を再度加熱することでその温度を４９０℃にしてから素形材を水焼入れした。

次いで、素形材をエアーブローにより水切りし、その後、素形材を時効処理炉内で時効処理した。その際に適用した時効処理温度を表２中の「時効温度」欄に示した。そして、時効処理後に素形材を時効処理炉から取り出して略室温まで空冷した。

その後、素形材について３００℃の温度で引張試験を行い、これにより素形材の３００℃での高温強度を評価した。その結果を表２中の「３００℃での引張強度」欄に示した。

同欄中の符号の意味は次のとおりである。

「○」：３００℃での引張強度が７５ＭＰａ以上であり、且つ、均質化処理する前の連続鋳造材に対する３００℃での引張強度比が０．９以上であった。

「×」：３００℃での引張強度が７５ＭＰａ未満であるか、又は／且つ、均質化処理する前の連続鋳造材に対する３００℃での引張強度比が０．９未満であった。

表２中の「３００℃での引張強度」欄から分かるように、実施例１〜９ではいずれも素形材は高い高温強度（引張強度）を有していた。一方、比較例１〜６ではいずれも素形材の高温強度（引張強度）は低かった。

本発明は、内燃機関等に用いられる鍛造ピストンの製造方法に利用可能である。

Ｍ：溶湯
Ｉ：鋳塊（連続鋳造材）

Claims (6)

1. Ｓｉ：９〜１４質量％、
   Ｆｅ：０．１５〜０．８質量％、
   Ｃｕ：２〜６質量％、
   Ｍｇ：０．３〜１．０質量％、及び
   Ｎｉ：１〜５．５質量％
   を含み、残部が不可避不純物及びアルミニウムからなる組成を有するアルミニウム合金連続鋳造材からなる鍛造用素材を準備する工程と、
   示差走査熱量計により測定された前記素材の４００℃以上の最初の発熱ピーク温度をＴｎ℃とするとき、
   前記素材を３００℃〜｛Ｔｎ＋３０｝℃の予備加熱温度で予備加熱する工程と、
   前記予備加熱する工程の後で前記素材を３００℃〜｛Ｔｎ＋３０｝℃の鍛造温度で熱間鍛造成形することによりピストン用素形材を得る工程と、
   前記素形材を４２０℃〜｛Ｔｎ＋３０｝℃の温度に保持して水焼入れする工程と、
   前記水焼入れする工程の後で前記素形材を１８０℃〜２３０℃の時効処理温度で時効処理する工程と、を備えた鍛造ピストンの製造方法。
2. 前記予備加熱する工程の前に前記素材を｛Ｔｎ＋３０｝℃以下の均質化処理温度で均質化処理する工程を含み、
   前記均質化処理する工程の後で前記予備加熱する工程を行う請求項１記載の鍛造ピストンの製造方法。
3. 前記組成は、更に、
   Ｔｉ：０．０５〜０．２質量％
   を含んでいる請求項１又は２記載の鍛造ピストンの製造方法。
4. 前記組成は、更に、
   Ｂ：０．０１〜０．１質量％
   を含んでいる請求項１〜３のいずれかに記載の鍛造ピストンの製造方法。
5. 前記予備加熱する工程では、前記素材を４５０℃〜｛Ｔｎ＋３０｝℃の予備加熱温度で予備加熱し、
   前記素形材を得る工程では、４００℃〜｛Ｔｎ＋３０｝℃の温度の鍛造金型を用いて、前記素材を前記鍛造金型への抜熱による前記素材の温度低下を３０℃未満に抑えて熱間鍛造成形することにより、４２０℃〜｛Ｔｎ＋３０｝℃の温度の前記素形材を得る請求項１〜４のいずれかに記載の鍛造ピストンの製造方法。
6. 前記水焼入れする工程では、前記素材を熱間鍛造成形した時から１０秒以内に前記素形材を水焼入れする請求項１〜５のいずれかに記載の鍛造ピストンの製造方法。