CN102482752B - 发动机活塞用型材坯的制造方法 - Google Patents

发动机活塞用型材坯的制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN102482752B
CN102482752B CN2010800392046A CN201080039204A CN102482752B CN 102482752 B CN102482752 B CN 102482752B CN 2010800392046 A CN2010800392046 A CN 2010800392046A CN 201080039204 A CN201080039204 A CN 201080039204A CN 102482752 B CN102482752 B CN 102482752B
Authority
CN
China
Prior art keywords
quality
section bar
addition
bar base
engine piston
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Expired - Fee Related
Application number
CN2010800392046A
Other languages
English (en)
Other versions
CN102482752A (zh
Inventor
竹村英贵
村上宽秋
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Resonac Holdings Corp
Original Assignee
Showa Denko KK
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Showa Denko KK filed Critical Showa Denko KK
Publication of CN102482752A publication Critical patent/CN102482752A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN102482752B publication Critical patent/CN102482752B/zh
Expired - Fee Related legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D7/00—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation
    • C21D7/13—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by hot working
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21J—FORGING; HAMMERING; PRESSING METAL; RIVETING; FORGE FURNACES
    • B21J1/00—Preparing metal stock or similar ancillary operations prior, during or post forging, e.g. heating or cooling
    • B21J1/04—Shaping in the rough solely by forging or pressing
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21J—FORGING; HAMMERING; PRESSING METAL; RIVETING; FORGE FURNACES
    • B21J5/00—Methods for forging, hammering, or pressing; Special equipment or accessories therefor
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21K—MAKING FORGED OR PRESSED METAL PRODUCTS, e.g. HORSE-SHOES, RIVETS, BOLTS OR WHEELS
    • B21K1/00—Making machine elements
    • B21K1/18—Making machine elements pistons or plungers
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
    • B22D11/001—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths of specific alloys
    • B22D11/003—Aluminium alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/02—Alloys based on aluminium with silicon as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
    • C22F1/043—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys with silicon as the next major constituent
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F02—COMBUSTION ENGINES; HOT-GAS OR COMBUSTION-PRODUCT ENGINE PLANTS
    • F02F—CYLINDERS, PISTONS OR CASINGS, FOR COMBUSTION ENGINES; ARRANGEMENTS OF SEALINGS IN COMBUSTION ENGINES
    • F02F3/00—Pistons 
    • 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
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
    • Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
    • Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
    • Y10T428/12229—Intermediate article [e.g., blank, etc.]

Landscapes

  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Combustion & Propulsion (AREA)
  • General Engineering & Computer Science (AREA)
  • Pistons, Piston Rings, And Cylinders (AREA)
  • Forging (AREA)

Abstract

一种发动机活塞用型材坯的制造方法，包括：连铸工序，所述连铸工序通过将铝合金的熔液(30)在720℃以上的熔液温度连铸，得到直径85mm以下的铸造棒(31)；和锻造工序，所述锻造工序通过锻造将铸造棒(31)在370～500℃的温度均质化处理得到的锻造用坯料(32)，得到发动机活塞用型材坯(11)。熔液(30)的组成含有Si：11.0～13.0质量％、Fe：0.6～1.0质量％、Cu：3.5～4.5质量％、Mn：0.25质量％以下、Mg：0.4～0.6质量％、Cr：0.15质量％以下、Zr：0.07～0.15质量％、P：0.005～0.010质量％、Ca：0.002质量％以下，其余量为Al和不可避免的杂质。

Description

发动机活塞用型材坯的制造方法
技术领域
本发明涉及耐磨损性和高温特性优异的铝合金制发动机活塞用型材坯(毛坯型材；粗制型材；roughly shaped material)的制造方法以及发动机活塞用型材坯。
背景技术
对搭载于汽车等的车辆的发动机所使用的发动机活塞，为了尽可能减小惯性力，要求轻量性、在上升的最高温度下的高温强度、在上升的最高温度下的耐久性，为了减少由热膨胀引起的间隙变动，要求低热膨胀性，为了减少由活塞环的滑动引起的环槽的磨损和由于裙部与汽缸面接触从而产生的磨损，要求耐磨损性。
因此，在通过锻造制造了的发动机活塞中，作为构成该活塞的铝合金，在重视耐磨损性的情况下，使用Si添加量为共晶点以上的合金(例如，参照专利文献1)，另一方面，在重视高温强度和高温疲劳强度的情况下，使用Si添加量为共晶点以下的合金(例如，参照专利文献2)。
现有技术文献
专利文献1：日本特开平6-279904号公报
专利文献2：日本特开2001-181769号公报
发明内容
然而，在铝合金制发动机活塞中，为了提高发动机的效率，希望在维持耐磨损性的同时，提高高温强度和高温疲劳强度。
本发明是鉴于上述的技术背景完成的，其目的是提供一种耐磨损性和高温特性优异的铝合金制发动机活塞用型材坯的制造方法以及发动机活塞用型材坯。
本发明的其他的目的和优点，从以下的优选实施方式明确。
本发明提供以下的手段。
[1]一种发动机活塞用型材坯的制造方法，其特征在于，包括：
连铸工序，上述连铸工序通过将注入到连铸模之前的熔液温度设定在720℃以上并对熔液进行连铸，得到直径为85mm以下的铸造棒，上述熔液的组成含有Si：11.0～13.0质量％、Fe：0.6～1.0质量％、Cu：3.5～4.5质量％、Mn：0.25质量％以下、Mg：0.4～0.6质量％、Cr：0.15质量％以下、Zr：0.07～0.15质量％、P：0.005～0.010质量％、Ca：0.002质量％以下，其余量由Al和不可避免的杂质构成；和
锻造工序，上述锻造工序通过对锻造用坯料进行锻造从而得到发动机活塞用型材坯，上述锻造用坯料是将上述铸造棒在370～500℃的温度均质化处理而得到的。
[2]根据上述1所述的发动机活塞用型材坯的制造方法，其中，在上述熔液的组成中，P添加量满足下式(1)，
0.0025×Si添加量-0.025≤P添加量≤0.0025×Si添加量-0.02...式(1)
式中，P添加量和Si添加量的单位分别为质量％。
[3]一种发动机活塞用型材坯，是采用上述1或2所述的发动机活塞用型材坯的制造方法制造的发动机活塞用型材坯，其特征在于，
在型材坯中的至少裙部对应部和活塞环槽部对应部存在初晶Si，
在型材坯整体中，不存在最大直径为50μm以上的初晶Si，并且，不存在最大直径为50μm以上的Al-Fe-Cr-Mn系巨大结晶物。
[4]一种发动机活塞用型材坯，是通过锻造而制造的发动机活塞用型材坯，其特征在于，
型材坯的组成含有Si：11.0～13.0质量％、Fe：0.6～1.0质量％、Cu：3.5～4.5质量％、Mn：0.25质量％以下、Mg：0.4～0.6质量％、Cr：0.15质量％以下、Zr：0.07～0.15质量％、P：0.005～0.010质量％、Ca：0.002质量％以下，其余量为Al和不可避免的杂质。
[5]根据上述4所述的发动机活塞用型材坯，其中，在上述型材坯的组成中，P添加量满足下式(1)，
0.0025×Si添加量-0.025≤P添加量≤0.0025×Si添加量-0.02...式(1)
式中，P添加量和Si添加量的单位分别为质量％。
[6]根据上述4或5所述的发动机活塞用型材坯，其中，
在型材坯中的至少裙部对应部和活塞环槽部对应部存在初晶Si，
在型材坯整体中，不存在最大直径为50μm以上的初晶Si，并且，不存在最大直径为50μm以上的Al-Fe-Cr-Mn系巨大结晶物。
根据本发明，通过将熔液的组成元素调整为规定范围，按照本发明中的制造方法制造发动机活塞用型材坯，可以得到耐磨损性和高温特性优异的铝合金制发动机活塞用型材坯。因此，在由该型材坯制造的发动机活塞中，能够使发动机的性能效率提高，能够减少汽车和摩托车等的燃料使用量。
此外，由于型材坯至少在裙部对应部和活塞环槽部对应部存在着初晶Si，因此至少这些部分耐磨损性优异。因此，在由该坯料制造的发动机活塞中，至少对于裙部和活塞环槽部能够抑制磨损。
附图说明
图1是本发明的一实施方式涉及的发动机活塞用型材坯的仰视图。
图2是该型材坯的主视图。
图3是图2中的X-X线截面图。
图4是由该型材坯制造的发动机活塞的主视图。
图5是水平连铸装置的概略截面图。
图6是热顶连铸装置的概略截面图。
图7是表示使用锻造装置对锻造用坯料进行锻造的工序的一例的锻造装置的模具的截面图。
图8是表示使用锻造装置对锻造用坯料进行锻造的工序的另一例的锻造装置的模具的截面图。
图9是铝合金的熔液的分析试样的立体图。
图10是在显微组织观察下拍摄的实施例1的组织照片。
图11是在显微组织观察下拍摄的比较例3的组织照片。
图12是表示在实施例8～11和比较例15～22中的P添加量和Si添加量的关系的图。
具体实施方式
接着，参照附图对于本发明的实施方式在下面进行说明。
另外，在本实施方式中，所谓「高温特性优异」，意指在250℃下的强度优异，即，在250℃下，抗拉强度(即高温抗拉强度)为110MPa以上且疲劳强度(即高温疲劳强度)为60MPa以上。
在图1～3中，11是本发明的一实施方式涉及的铝合金制发动机活塞用型材坯。
在图4中，1是由该型材坯11制造的铝合金制发动机活塞。
再者，在以下的说明中，朝向图1的纸面以上下方向作为「前后方向」、以左右方向作为「左右方向」，朝向图2和3的纸面以上下方向作为「上下方向」进行说明。
如图4所示，发动机活塞1一体地具备：俯视为圆形状的冠面部2；形成于其下侧的环槽脊部(land portion)3；相互相对地配置于其下侧的一对裙部4；一对的销座部5和侧壁部6。在环槽脊部3的外周面，形成有安装有多个活塞环(例如：压力环、油环)的多个活塞环槽部7。
如图1～3所示，发动机活塞用型材坯11是通过锻造制造的，与发动机活塞1同样地，一体地具备：对应于冠面部2的部分(即冠面部对应部12)；形成于其下侧的环槽脊部对应部13；相互相对地配置于其下侧的一对的裙部对应部14、14；一对的销座部对应部15、15和侧壁部对应部16、16。环槽脊部对应部13的外周面和其内部附近，是在最终精加工时形成多个活塞环槽部7的部位，即，构成了活塞环槽部对应部17。
该型材坯11至少在裙部对应部14和活塞环槽部对应部17存在着初晶Si。此外，在型材坯整体中，不存在最大直径为50μm以上的初晶Si，并且，不存在最大直径为50μm以上的Al-Fe-Cr-Mn系巨大结晶物。此外，在型材坯整体中，没有初晶Si的偏析。
再者，在本实施方式中，所谓「存在着初晶Si」，具体地讲，是指：例如将试样进行镜面研磨后，利用金属显微镜对该镜面研磨面进行显微组织观察时，存在着灰褐色且块状的结晶物。
在此，所谓初晶Si的最大直径，是在初晶Si的成为最大的部分测定的直径。所谓Al-Fe-Cr-Mn系巨大结晶物的最大直径，是在该巨大结晶物的成为最大的部分测定的直径。
作为初晶Si的最大直径的具体的测定方法，例如，将试样镜面研磨后，使用金属显微镜对该镜面研磨面进行显微组织观察时，将灰褐色且块状的结晶物作为初晶Si，使用图像分析装置测定该结晶物的最大长度，由此可以得到初晶Si的最大直径。作为图像分析装置，使用例如株式会社ニレコ公司制的LUZEX。
作为Al-Fe-Cr-Mn系巨大结晶物的最大直径的具体的测定方法，例如，将试样镜面研磨后，使用金属显微镜对该镜面研磨面进行显微组织观察时，将浅灰色的结晶物作为Al-Fe-Cr-Mn系巨大结晶物，使用图像分析装置测定该巨大结晶物的最大长度，由此可以得到Al-Fe-Cr-Mn系巨大结晶物的最大直径。作为图像分析装置，使用例如株式会社ニレコ公司制的LUZEX。
在此，在本实施方式中，在各种大小的Al-Fe-Cr-Mn系结晶物之中，将最大直径为50μm以上的Al-Fe-Cr-Mn系结晶物特别称为Al-Fe-Cr-Mn系巨大结晶物。再者，Al-Fe-Cr-Mn系巨大结晶物也称为Al-Fe-Cr-Mn系巨大金属间化合物(巨大化合物；giant compound)。
再者，在本发明中，初晶Si是否有偏析的判定基准没有特别限定。然而在本实施方式中，对于该判定基准，在初晶Si聚集5个以上(优选为3个以上)地形成、并且各初晶Si的间隔的至少1个比初晶Si的粒径短的初晶Si集合体存在的情况下，判为有初晶Si的偏析，在这样的初晶Si集合体不存在的情况下，判为没有初晶Si的偏析。
接着，作为本发明的一实施方式涉及的发动机活塞用型材坯的制造方法，在以下说明上述型材坯11的制造方法。
型材坯11的制造方法包括：通过对规定组成的熔液进行连铸，得到铸造棒的连铸工序；和通过锻造将铸造棒均质化处理而得到的锻造用坯料，得到型材坯的锻造工序。
在连铸工序中，需要将注入到连铸模之前的熔液温度设定在720℃以上，来对熔液进行连铸。并且，在该连铸工序中得到的铸造棒的直径必须为85mm以下。
熔液的组成含有Si：11.0～13.0质量％、Fe：0.6～1.0质量％、Cu：3.5～4.5质量％、Mn：0.25质量％以下、Mg：0.4～0.6质量％、Cr：0.15质量％以下、Zr：0.07～0.15质量％、P：0.005～0.010质量％、Ca：0.002质量％以下，其余量为Al和不可避免的杂质。
在锻造工序中，锻造用坯料必须是将铸造棒在370～500℃的温度下均质化处理了的坯料。
以下，对于铝合金的熔液的组成元素的添加意义和添加量(添加浓度)的限定理由、以及型材坯11的制造条件的限定理由进行说明。
<对于Si：11.0～13.0质量％>
Si是抑制铝合金的热膨胀使其较小，并且使耐磨损性提高的元素。即，耐磨损性可以通过将初晶Si的结晶控制在适当的状态来提高。
在此，适当的热膨胀系数由相对于发动机活塞1的对象构件的材质、即汽缸体的材质(铁、铝)来决定，但汽缸体由于一部分上升到高温，作为整体也不成为高温(并且，由于成为高温也需要时间)，因此结果是热膨胀系数尽可能小变得有利。一般在发动机活塞1的设计和活塞环的选定中，根据到达高温时的尺寸来设计。因此，如果热膨胀太大，则在低温时裙部4的直径变小，因此在起动时容易发生发动机活塞1的摇动。因此，Si的添加量尽量多，在能够减小热膨胀的方面是优选的。优选的热膨胀系数在25～250℃的范围为(19～21)×10-6/K，可得到这样的热膨胀系数的Si的添加量为11.0～13.0质量％。
另一方面，这样的Si的添加量，以往如以下那样通过连铸进行的初晶Si的结晶变得不稳定。也就是说，由于通常Al-Si合金的共晶点为11.7质量％，因此在为其以下的11.0质量％时，初晶Si未结晶析出。因此，在添加夹着共晶点的前后的量的Si的情况下，不能够以初晶Si的结晶状态稳定的方式进行连铸。即，在Si的添加量为例如11.7±0.5质量％的范围内的情况下，以往通过连铸进行的初晶Si的结晶变得不稳定。
但是，本发明者们发现了即使在添加了夹着共晶点的前后的量的Si的情况下，也维持耐磨损性，并且可得到高温强度和高温疲劳强度的特定的合金组成条件、制造条件，从而完成了本发明。
即，在本发明的熔液的组成中，通过添加后述的Ca和/或P，利用与它们的相互作用，即使是添加了夹着共晶点的前后的量的Si的情况下，初晶Si也稳定地结晶，因此能够使耐磨损性提高。更优选的是Si的添加量超过12.0质量％。
Si的添加量低于11.0质量％时，热膨胀变大，并且初晶Si的结晶被抑制，因此耐磨损性差，不优选。
另外，如果Si的添加量超过13质量％，则结晶的初晶Si发生偏析，因此那里成为疲劳破坏的起点，使高温疲劳强度降低，因此不优选。
特别是在将对铸造棒在规定温度下进行均质化处理得到的锻造用坯料，锻造成发动机活塞用型材坯时，优选：在与发动机活塞1的裙部4和活塞环槽部7对应的铸造棒的外周部，初晶Si的分布状态均匀且初晶Si的大小变得微细。
<对于Fe：0.6～1.0质量％>
Fe与Cr和Mn等一同作为Al-Fe-Cr-Mn系的金属间化合物结晶析出，该结晶物成为即使在高温下也稳定的分散强化相，有助于高温强度的提高。
如果Fe的添加量低于0.6质量％，则分散强化相的量少，高温强度的提高较少，因此不优选。
另一方面，如果Fe的添加量超过1.0质量％，则针状的Al-Fe-Cr-Mn系巨大结晶物结晶析出，那里成为疲劳破坏的起点，使高温疲劳强度降低，因此不优选。
再者，一般如果大量地添加Fe、Cr和Mn，则Al-Fe-Cr-Mn系巨大结晶物结晶析出，使高温疲劳强度降低。但是，在本发明中，即使在Fe、Cr和Mn的总添加量多的情况下，若将Cr和Mn相对于Fe的添加量抑制在40质量％以下进行添加，则即使Fe的添加量多也能够抑制巨大结晶物的结晶析出。
<对于Cu：3.5～4.5质量％>
Cu作为Al-Cu(-Mg)系的金属间化合物析出，通过其存在而使在150℃以下的强度和疲劳强度(以下，分别简称为常温强度和常温疲劳强度)提高。
如果Cu的添加量低于3.5质量％，则Al-Cu(-Mg)系金属间化合物的析出物的量少，常温强度和常温疲劳强度的提高较少，因此不优选。
Cu是重的元素，因此如果Cu的添加量多，则损害铝合金本来具有的轻量性这一特性。而且，Cu的固溶极限为5.65质量％，但即使超过4.5质量％地添加Cu，常温强度和常温疲劳强度的提高效果也少，因此Cu的添加量设定4.5质量％作为上限。
<对于Mn：0.25质量％以下>
Mn是与Fe和Cr一同作为金属间化合物结晶析出，成为分散强化相，有助于高温强度的提高的元素，但与Fe相比容易形成Al-Fe-Cr-Mn系巨大结晶物。因此，将Mn的添加量设为0.25质量％以下。优选Mn的添加量尽可能少，特别优选为检测极限以下。最优选Mn的添加量为0质量％。
<对于Mg：0.4～0.6质量％>
Mg是通过与Si、Cu共存，使常温强度和常温疲劳强度提高的元素。Mg的添加量低于0.4质量％时上述效果缺乏，因此不优选，即使超过0.6质量％地添加Mg，上述效果也饱和。因此Mg的添加量设为0.4～0.6质量％。
<对于Cr：0.15质量％以下>
Cr是与Fe、Mn一同作为金属间化合物结晶析出，成为分散强化相，有助于高温强度的提高的元素，但与Fe相比容易形成Al-Fe-Cr-Mn系巨大结晶物。因此，Cr的添加量设为0.15质量％以下。优选Cr的添加量尽可能少，特别优选为检测极限以下。最优选的Cr的添加量为0质量％。
<对于Zr：0.07～0.15质量％>
Zr是在350℃以上的温度析出Al-Zr系金属间化合物，使合金坯料的高温强度提高的元素。Zr的添加量低于0.07质量％时上述效果缺乏，因此不优选，即使超过0.15质量％地添加Zr，上述效果也饱和。因此，Zr的添加量设为0.07～0.15质量％。
<对于P：0.005～0.010质量％>
P是将初晶Si结晶析出的Si添加量的下限值向低Si量侧移动，并且将初晶Si的结晶物的粒径微细化的元素。在Si添加量高的情况下，如果不添加P，则初晶Si粗大化。P的添加量低于0.005质量％时，上述效果缺乏，因此不优选。另一方面，如果P的添加量超过0.010质量％，则上述效果饱和，并且，促进共晶Si的针状化，韧性降低，因此不优选。因此，P的添加量设为0.005～0.010质量％。通过这样地设定，可以将初晶Si的最大直径控制在50μm以下。
特别优选P的添加量满足下式(1)。通过这样设定，可以使采用连铸的初晶Si的结晶切实地稳定。由此，可以遍及型材坯整体地使初晶Si切实地存在，并可以切实地防止初晶Si的偏析，此外，可以使共晶Si切实地球状化。其结果，可以切实地得到耐磨损性和高温特性极其优异的发动机活塞用型材坯。
0.0025×Si添加量-0.025≤P添加量≤0.0025×Si添加量-0.02...式(1)
其中，P添加量和Si添加量的单位分别是质量％。
再者，关于P，在为P单质时P向熔液的溶入量(即P的添加量)少，并且操作麻烦。因此，为了使P的添加量增加并且使操作容易，优选以P-Cu(8质量％P、92质量％Cu的母合金)的形态向熔液中添加P。
<对于Ca：0.002质量％以下>
Ca是阻碍由P引起的初晶Si的微细化和硬化的元素。因此，通过将含有氯化镁(MgCl2)的助熔剂投入到熔液中并搅拌，使熔液中的Ca量减少，进行控制使得Ca的添加量成为0.002质量％以下。更优选的是通过将Ca和P的添加量(单位：质量％)规定为P>6×Ca，即使在添加了夹着共晶点的前后的量的Si的情况下，P也不被Ca消耗。其结果，生成AlP，该AlP作为初晶Si的不均质核生成的核有效地发挥作用，由此可以使初晶Si微细均匀地结晶析出。由此，可以使耐磨损性提高。优选Ca的添加量尽量少，特别优选为检测极限以下。最优选的Ca的添加量为0质量％。
在连铸工序中，将熔液温度设定在720℃以上的理由如下。
将凝固开始前的熔液保持在高温状态进行铸造，可抑制在凝固过程中的Al-Fe-Cr-Mn系巨大结晶物的生成，并且有助于在铸造棒中结晶析出的初晶Si的微细化和均匀的分布。因此，铸造温度设为720℃以上。这可以通过将注入到连铸模之前的熔液温度设为720℃以上来实现。特别优选的熔液温度是740℃以上。通过将熔液温度设定在720℃以上，在将均质化处理铸造棒得到的锻造用坯料锻造成发动机活塞用型材坯时，在对应于发动机活塞1的裙部4和活塞环槽部7的铸造棒的外周部，可以使初晶Si的结晶状态为微细且均匀。再者，熔液温度的上限值不特别限定，例如为850℃(优选为750℃)。
在连铸工序中，将铸造棒的直径设定在85mm以下的理由如下。
如果铸造棒的直径(铸造直径)变大，则铸块中心部的冷却速度变慢，因此Al-Fe-Cr-Mn系巨大结晶物容易产生，并且在铸造棒的中心部的初晶Si的微细化和均匀的分布被阻碍。在铸造棒的直径为85mm以下的情况下，可以将铸造棒的中心部和外周部的冷却速度之差抑制为较小，优选可以将该冷却速度差设为200℃/s以下，由此，能够抑制Al-Fe-Cr-Mn系巨大结晶物的生成。因此，将铸造棒的直径规定在85mm以下。通过这样设定，在将均质化处理铸造棒得到的锻造用坯料锻造成发动机活塞用型材坯时，在对应于发动机活塞1的冠面部2的铸造棒的中心部，不存在Al-Fe-Cr-Mn系巨大结晶物，可以使初晶Si的结晶状态变为最大直径低于50μm的微细且均匀。再者，铸造棒的直径的下限值没有特别限定，例如为20mm。
将铸造棒在370～500℃均质化处理的理由如下。
Al-Si系结晶物和/或Al-Fe-Cr-Mn系结晶物与铝基体的边界面的面积越大，则Al-Fe-Cr-Mn系结晶物就越成为在高温下的塑性变形时的阻力，因此在高温下的塑性变形难以发生。其结果，高温强度和高温疲劳强度提高。
但是，一般为了锻造性的改善而进行的在固相线温度紧下方的均质化处理，处理温度较高，将Al-Si系结晶物和/或Al-Fe-Cr-Mn系结晶物分隔、球状化，因此使界面的面积减少。因此，在本发明中，将处理温度的上限设为Al-Si系结晶物和/或Al-Fe-Cr-Mn系结晶物不被分隔的、不发生球状化的温度。但是，如果使均质化处理温度过于降低，则在锻造时变形能不足，产生裂纹等的不良情况。因此，均质化处理温度设为370～500℃，更优选：相应于发动机活塞的形状，在锻造时坯料不开裂的范围中设定在尽可能低的温度。均质化处理时间，优选将保持时间设为4小时以上。通过在这样的处理条件下将铸造棒均质化处理，Al-Si系结晶物和/或Al-Fe-Cr-Mn系结晶物可以保持不被分隔的、不发生球状化的状态。再者，均质化处理时间的保持时间的上限值没有特别限定，例如为24小时以内。
接着，对于在将熔液连铸时所使用的连铸装置，在下面进行说明。
作为连铸装置，只要是在将熔液温度维持在720℃以上的状态下，可以得到直径85mm以下的铸造棒的装置即可，其方式没有限定，例如可以使用立式半连铸装置、热顶连铸装置、水平连铸装置、气体加压式连铸装置。
图5是表示进行水平连铸的水平连铸装置的一例的截面图。该连铸装置20A具备储存铝合金的熔液30的熔液收容部21和具有熔液通路22a的凝固用连铸水冷模(水冷铸模)22。并且，在熔液收容部21，通过熔液注入口23，模22以连通状态且水平地配置。24是形成于模22中的冷却水通路。模22和从该模22引出的铸造棒31被从该冷却水通路24喷出的冷却水25冷却。
图6是表示热顶连铸装置的一例的截面图。该连铸装置20B具备熔液收容部21和配置于其下侧并且具有熔液通路22a的凝固用连铸水冷模22。并且，在熔液收容部21，通过熔液注入口23，模22以连通状态并且使其熔液通路22a的出口朝向下方地配置。在该连铸装置20B中，熔液收容部21内的铝合金的熔液30从上方通过熔液注入口23，导入到被冷却了的模22内。并且，导入到该模22内的熔液30，一边在与模22接触的部分形成固化壳(凝固壳)一边从模22向下方引出。从模22引出的铸造棒31被从冷却水通路24喷出的冷却水25冷却。
在本发明中，在如以上那样的各连铸装置20A、20B中，优选以熔液30即将注入到模22内之前的位置C的温度作为熔液温度，优选该温度为720℃以上。在后述的[实施例]栏中，以熔液30的该位置C的温度作为熔液温度。
接着，对于将铸造棒均质化处理时使用的均质化处理炉在下面进行说明。
作为均质化热处理炉，只要是收容铸造棒，并在370～500℃的处理温度可以进行均质化处理的炉即可，在为以往广泛使用的炉，例如热风循环式的炉的情况下，可以是直接加热炉和辐射管炉的任一种，另外，在为运送方式的炉的情况下，可以是连续炉和间歇炉的任一种。
接着，对于在对锻造用坯料进行锻造时所使用的锻造装置在下面进行说明。
作为锻造装置，只要是具备将锻造用坯料锻造成型为发动机活塞形状的型材坯的锻造用模具的锻造装置即可，特别优选是还具备预热处理装置和润滑材料涂布装置的装置。此外，锻造用模具优选为密封锻造用模具。具体地例示，作为锻造装置，可以使用曲柄连杆式压力机、曲柄式压力机、摩擦压力机、油压压力机、伺服压力机。
然后，本实施方式中的型材坯的制造方法如以下那样进行。
使用连铸装置，将规定组成的熔液在720℃以上的熔液温度下连铸成直径为85mm以下的铸造棒[连铸工序]。该铸造棒的截面形状优选为圆形状，即铸造棒优选为圆棒形状。
接着，通过将铸造棒在370～500℃的温度均质化处理，得到锻造用坯料。然后，该坯料在均质化处理后，根据需要坯料的外周面被剥皮处理(外周面切削处理)。其后，该坯料沿坯料的纵向被切断成规定长度(厚度)由此成为圆板状或圆柱状。在此，铸造棒的切断面成为坯料的上面和下面，铸造棒的外周面或其内部附近成为坯料的外周面。进而，该坯料根据需要实施镦锻处理、润滑处理和预热处理。
接着，坯料利用锻造装置被锻造成型为发动机活塞形状的型材坯[锻造工序]。
图7和图8是表示分别使用锻造装置锻造坯料的锻造工序的图。
图7和图8示出的锻造装置40的模具41都由上模具42和下模具43构成，通过上下两模具42、43嵌合，在密封的成型空间44内锻造出圆板状或圆柱状坯料32，得到发动机活塞用的型材坯11。
在图7中，32A是将铸造棒31均质化处理从而得到的长的锻造用棒状坯料32A。将该棒状坯料32A切断为规定长度(厚度)从而得到的圆板状或圆柱状坯料32被配置于锻造装置40的下模具43内，其后，利用嵌合于下模具43内的上模具42在坯料32的轴向挤压，由此坯料32在密封成型空间44内被锻造成型为规定形状，得到发动机活塞用的型材坯11。图7示出的锻造装置40的模具41，以裙部对应部(未图示)和销座对应部15、15被进行前方挤压成型的方式构成。
在图8中，与上述图7中示出的锻造方法同样地，坯料32被锻造，得到发动机活塞用的型材坯11。图8示出的锻造装置40的模具41，以裙部对应部(未图示)和销座对应部15、15被进行后方挤压成型的方式构成。
如图7和图8所示，坯料32以该坯料32的上面和下面成为型材坯11的冠面部对应部12，并且该坯料32的外周部成为活塞环槽部对应部17和裙部对应部(未图示)的方式，被配置在下模具43内。
在即将锻造前进行的预热处理的处理温度和锻造时的坯料温度优选为470℃以下且为尽量短的时间，特别优选为低于均质化处理温度的温度。另外，作为加热时间，也可以为坯料温度能够升温到处理温度(即470℃以下)的最短时间。通过这样以低温短时间进行处理，在锻造后也可以维持均质化处理后的Al-Si系结晶物和/或Al-Fe-Cr-Mn系结晶物的状态。
这样得到的型材坯11根据需要实施固溶处理和时效处理。
固溶处理温度优选为固相线温度以下。其理由是因为可以维持均质化处理后的Al-Si系结晶物和/或Al-Fe-Cr-Mn系结晶物的状态。
对于时效温度和时效时间，优选通过调整温度和时间使其处于稍微过时效侧。通过这样设定，可以抑制由制品使用时的时效引起的尺寸生长。
并且，该型材坯11通过机械加工等实施最终精加工，其后，安装活塞环等的其他部件，成为发动机活塞。
如以上那样按照本实施方式的型材坯的制造方法制造的型材坯11，在锻造时在冠面部对应部12不产生裂纹，至少在裙部对应部14和活塞环槽部对应部17适当地存在初晶Si，不存在最大直径为50μm以上的初晶Si，不存在初晶Si的偏析，不存在最大直径为50μm以上的Al-Fe-Cr-Mn系巨大结晶物。因此，使用该型材坯11制造的发动机活塞1，成为耐磨损性优异，并且常温拉伸特性、高温特性(即高温拉伸特性和高温疲劳特性)优异的发动机活塞。
以上说明了本发明的实施方式，但本发明不限定于上述实施方式，在不脱离本发明的要旨的范围内当然可以进行各种变更。
实施例
接着，表示本发明的具体的实施例和比较例。但是，本发明不限定于以下的实施例。
<实施例1～7、比较例1～14>
Figure BDA0000140223310000151
Figure BDA0000140223310000161
再者，在表1中的Al合金的成分的单位是质量％。
通过使用热顶连铸装置(参照图6)对表1所示的组成的Al合金的熔液进行连铸，得到了圆棒形状的铸造棒。在该连铸中，注入到连铸模之前的熔液温度记载于表2中的「熔液温度」栏。得到的铸造棒的直径记载于表2中的「铸造棒的直径」栏。
再者，在铸造时，基于JIS Z 2611标准将熔液浇铸到模具中，由此采集如图9所示的大致盘形状的分析试样50，使用该分析试样50依据JIS H1305标准通过发光光谱分析来定量分析了熔液的组成元素。在图9中，51是分析试样50的分析部。再者，该分析部51通过铣床切削约0.5mm(0.3～0.6mm)后，用于分析。对于分析试样50的各部位的尺寸，A＝50mm、B＝30mm、C＝18mm、D＝5mm、E＝5mm、F＝35mm。
接着，将铸造棒切断为6000mm的长度。接着，将被切断了的铸造棒均质化处理。在该均质化处理中，处理温度记载于表2中的「均质化处理温度」栏。处理时间都是7小时。
其后，将铸造棒进行外周切削使得直径成为50mm，再将铸造棒切断为60mm的长度，由此得到了圆柱状的锻造用坯料。
接着，将该坯料在420℃预热后，将坯料从其端面沿轴向加压，由此将坯料镦锻锻造成厚度10mm。该镦锻锻造对应于在本发明的锻造工序中的锻造，实际上以相当于将坯料锻造成型为发动机活塞用型材坯时的锻造加工率的锻造加工率进行。
其后，将镦锻锻造品进行T6热处理。即，将镦锻锻造在495℃进行固溶处理，其后，在时效温度为200℃和时效时间为6小时的条件下进行人工时效处理。
对于这样实施了T6热处理的镦锻锻造品，通过溶剂除去性渗透探伤试验(比色检验)经目视观察调查了镦锻锻造品的表面的裂纹和孔缺陷的有无。其后，切断镦锻锻造品，将其截面进行镜面研磨，对该镜面研磨面使用金属显微镜从镦锻锻造品的中心部到外周部进行显微组织观察，由此调查了初晶Si的有无、最大直径为50μm以上的初晶Si的有无、Al-Fe-Cr-Mn系巨大结晶物的有无和初晶Si的偏析的有无。将它们的结果分别记载于表2中的「初晶Si的有无」栏、「50μm以上的初晶Si的有无」栏、「巨大结晶物的有无」栏和「初晶Si的偏析的有无」栏。初晶Si，实施例1～7的任一个都遍及镦锻锻造品的整体而存在。另外，对于这样实施了T6热处理的镦锻锻造品，评价了常温拉伸特性、高温拉伸特性和高温疲劳特性。
将在显微组织观察下拍摄了的实施例1～7的组织照片之中作为代表例的实施例1的组织照片示于图10。另外，将在显微组织观察下拍摄了的比较例1～14的组织照片之中作为代表例的比较例3的组织照片示于图11。另外，作为分析了组织照片的图像的图像分析装置，使用了株式会社ニレコ公司制的LUZEX。
在组织照片中，Al-Fe-Cr-Mn系结晶物是浅灰色的结晶物，初晶Si是灰褐色且块状的结晶物，共晶Si是比初晶Si小并且平均粒径为5μm左右的灰褐色的结晶物。
在图10(实施例1)中，共晶Si多数、分散地存在，其平均粒径为5μm左右。初晶Si多个、分散地存在，其最大直径为2Sμm左右，其平均粒径为20μm左右，但是不存在最大直径为50μm以上的初晶Si。Al-Fe-Cr-Mn系结晶物多数、分散地存在，其平均粒径为5μm左右，但是不存在最大直径为50μm以上的Al-Fe-Cr-Mn系巨大结晶物。
在图11(比较例3)中，共晶Si多数、分散地存在，其平均粒径为5μm左右。初晶Si不均匀地存在，其最大直径为35μm左右，其平均粒径为20μm左右。Al-Fe-Cr-Mn系结晶物存在两种。其中，一种是平均粒径为5μm左右的结晶物，多数、分散地存在着。另一种是平均粒径为60μm左右的块状的结晶物，存在最大直径为50μm以上的Al-Fe-Cr-Mn系巨大结晶物。
常温拉伸特性的评价方法如下。
从实施了T6热处理的镦锻锻造品采集JIS14A比例试片，利用该试片测定了在25℃下的抗拉强度。然后，将抗拉强度为350MPa以上判为良好，将低于350MPa判为不良。将其结果记载于表2中的「常温拉伸特性」栏中。
高温拉伸特性的评价方法如下。
将实施了T6热处理的镦锻锻造品在250℃保持了100小时后，从该镦锻锻造品采集了带有凸缘的JIS14A比例试片。然后，在强度试验时，将试片再次在250℃保持15分钟后，利用该试片在250℃测定了抗拉强度。然后，将抗拉强度为110MPa以上判为良好，将低于110MPa判为不良。将其结果记载于表2中的「高温拉伸特性」栏中。
高温疲劳特性的评价方法如下。
将实施了T6热处理的镦锻锻造品在250℃保持了100小时后，从该镦锻锻造品采集了疲劳试片。然后，通过小野式旋转弯曲疲劳试验机利用该试片在温度250℃进行疲劳试验，将即使是10000000循环也不断裂的应力值作为疲劳强度。然后，将应力值为60MPa以上判为良好，将低于60MPa判为不良。将其结果记载于表2中的「高温疲劳特性」栏中。
实施例1～7满足全部的本发明的要件，因此不产生裂纹，遍及镦锻锻造品整体地存在初晶Si，不存在最大直径为50μm以上的初晶Si，不存在最大直径为50μm以上的Al-Fe-Cr-Mn系巨大结晶物，不存在初晶Si的偏析。而且，常温拉伸特性、高温拉伸特性、高温疲劳特性优异。
比较例1由于Si添加量少，因此不存在初晶Si。
比较例2由于Si添加量过多，因此初晶Si偏析，并且初晶Si的粒径也较大，因此以该初晶Si为起点在镦锻锻造时产生了裂纹。
比较例3由于Fe添加量过多，因此产生Al-Fe-Cr-Mn系巨大结晶物，以该巨大结晶物为起点在镦锻锻造时产生了裂纹。
比较例4由于Mn和Cr添加量过多，因此产生Al-Fe-Cr-Mn系巨大结晶物，以该巨大结晶物为起点在镦锻锻造时产生了裂纹。
比较例5由于Cu和Mg添加量过少，因此常温拉伸特性降低。
比较例6由于Zr添加量过少，因此高温拉伸特性和高温疲劳特性降低。
比较例7由于Fe添加量过少，因此高温拉伸特性和高温疲劳特性降低。
比较例8由于Si添加量少，且未添加P，因此不存在初晶Si。
比较例9由于Si添加量多，且未添加P，因此初晶Si粗大化。
比较例10由于因助熔剂而没有降低Ca添加量，因此初晶Si粗大化。
比较例11由于熔液温度过低，因此发生初晶Si的偏析。
比较例12由于铸造棒的直径过大，因此镦锻锻造品的中心部的初晶Si粗大化。
比较例13由于均质化处理温度过低，因此共晶Si等的球状化不充分，在镦锻锻造时产生了裂纹。
比较例14由于均质化处理温度过高，因此通过镦锻锻造前的预热发生共晶熔融，在镦锻锻造时以熔融部为起点产生了裂纹。
<实施例8～11、比较例15～22>
Figure BDA0000140223310000211
表4
Figure BDA0000140223310000221
再者，在表3中的Al合金的成分的单位是质量％。
图12是表示在实施例8～11和比较例15～22中的P添加量和Si添加量的关系的图。再者，在该图中的式子中，[P]意指P添加量(单位：质量％)，[Si]意指Si添加量(单位：质量％)。
通过使用热顶连铸装置(参照图6)对表3所示的组成的Al合金的熔液进行连铸，得到了圆棒形状的铸造棒。在该连铸中，注入到连铸模之前的熔液温度设为750℃，铸造棒的直径设为55mm。
再者，在铸造时，基于JIS Z 2611标准将熔液浇铸到模具中，由此采集如图9所示的大致盘形状的分析试样50，使用该分析试样50依据JIS H1305标准通过发光光谱分析来定量分析了熔液的组成元素。
接着，将铸造棒切断为6000mm的长度。接着，将被切断了的铸造棒在处理温度为470℃和保持时间为7小时的条件下均质化处理。
其后，将铸造棒进行外周切削使得直径成为50mm，进而，将铸造棒切断为60mm的长度，由此得到了圆柱状的锻造用坯料。
接着，将该坯料在420℃下预热后，将坯料从其端面沿轴向加压，由此将坯料镦锻锻造成厚度10mm。该镦锻锻造对应于在本发明的锻造工序中的锻造，实际上以相当于将坯料锻造成型为发动机活塞用型材坯时的锻造加工率的锻造加工率进行。
其后，将镦锻锻造品进行T6热处理。即，将镦锻锻造品在495℃下进行固溶处理，其后，在时效温度为200℃和时效时间为6小时的条件下进行人工时效处理。
切断这样实施了T6热处理的镦锻锻造品，将其截面进行镜面研磨，对该表面研磨面使用金属显微镜从镦锻锻造品的中心部到外周部进行显微组织观察，由此调查了在镦锻锻造品的中心部和外周部的初晶Si的有无、初晶Si的偏析的有无、共晶Si的形状。
对于初晶Si的有无，在进行显微组织观察时，通过是否存在灰褐色且块状的结晶物来判断。
对于初晶Si的偏析有无，在初晶Si聚集形成3个以上并且存在各初晶Si的间隔的至少1个比初晶Si的粒径短的初晶Si集合体的情况下，判为有初晶Si的偏析，在不存在这样的初晶Si集合体的情况下，判为没有初晶Si的偏析。
共晶Si是比初晶Si小的灰褐色的结晶物。在测定该结晶物的大小时，在「最大长度」/「最小长度」为3以上的情况下，判断为共晶Si针状化，在低于3的情况下，判断为共晶Si球状化。
在图12中的「判定」栏中，「○」意指适合作为发动机活塞用型材坯，以及「×」意指不适合。
如表4和图12所示，实施例8～11的Si添加量为11.0～13.0质量％的范围内，P添加量为0.005～0.010质量％的范围内，而且，P添加量满足上述式(1)。因此，采用连铸的初晶Si的结晶析出变得稳定。其结果，初晶Si在从镦锻锻造品的中心部到外周部的整个区域存在，不存在初晶Si的偏析。并且，共晶Si发生了球状化。因此，成为良好的显微组织。
比较例15、21、22由于Si含量过少，因此初晶Si在镦锻加工品中局部地存在，即没有遍及镦锻锻造品的整体地存在。
比较例16虽然Si含量为本发明的范围内，但P添加量少，因此仅在镦锻锻造品的中心部存在初晶Si，在其外周部不存在初晶Si。
比较例17、18、19由于Si添加量过多，因此发生了初晶Si的偏析。
比较例20虽然Si含量为本发明的范围内，但P添加量过多，因此共晶Si针状化。因此，镦锻锻造品的韧性低。
本申请享有在2009年7月3日提出的日本国专利申请的专利申请2009-158954号的优先权，其公开内容原样地构成本申请的一部分。
必须认识到，在此所使用的用语和表现是为了说明而使用的，并不是为了限定性地解释而使用的，并不排除在此表示并且叙述的特征事项的任何均等物，也允许在该发明的请求保护的范围内的各种变形。
本发明能够利用多个的不同方式具体化，但本公开应该视为提供本发明的原理的实施例的公开，这些实施例并不意图将本发明限定于在此记载并且/或者图示的优选实施方式，基于该理解，在此记载了多个的图示实施方式。
在此记载了一些本发明的图示实施方式，但本发明并不限定于记载于此的各种优选实施方式，也包含基于本公开由所谓本领域技术人员可认识的、具有均等的要素、修正、删除、组合(例如，跨越各种实施方式的特征的组合)、改良和/或变更的一切实施方式。权利要求的限定事项应该基于该权利要求中使用的用语较宽地解释，并不应该限定在本说明书或本申请的审查中记载的实施例，这样的实施例应解释为非排他性的。例如，在本公开中，「preferably(优选)」这样的用语是非排他性的，意指「优选但不限定于此」。在本公开和本申请的审查中，手段加功能或者步骤加功能的限定事项，对于特定权利要求的限定事项，仅适用于a)明确记载为「means for(用于......的手段)」或「step for(用于......的步骤)」、并且b)明确记载了与其对应的功能、并且c)没有涉及证实其构成的构成、材料或行为这样的条件的全部存在于其限定事项的情况。在本公开和本申请的审查中，「present invention(本发明)」或「invention(发明)」这样的用语，有时作为涉及本公开范围内的一个或多个方面的用语使用。该「present invention」或「invention」这样的用语，不应该作为识别临界的意思不适当地解释，不应作为遍及全部的方面即全部的实施方式应用的意思不适当地解释(即，需要理解为本发明具有多个方面和实施方式)，不应以限定本申请乃至权利要求的范围的方式不适当地解释。在本公开和本申请的审查中，「embodiment(实施方式)」这样的用语，在记载任意的方面、特征、过程或步骤、它们的任意组合、和/或它们的任意部分等的场合使用。在一些实施例中，有时各种实施方式包含重复的特征。在本公开和本申请的审查中，有时使用「e.g.」、「NB」这样的省略语，分别意指「例如」、「注意」。
产业上的利用可能性
本发明可应用于：用于制造搭载于汽车和摩托车等的车辆的发动机所使用的发动机活塞的型材坯的制造方法、和发动机活塞用型材坯。附图标记说明
1：发动机活塞；2：冠面部；4：裙部(skirt portion)；7：活塞环槽部；
11：发动机活塞用型材坯；12：冠面部对应部；
14：裙部对应部；17：活塞环部对应部；20A：水平连铸装置；
20B：热顶连铸装置；22：连铸模；30：熔液；
31：铸造棒；32：锻造用坯料；40：锻造装置

Claims (5)

1.一种发动机活塞用型材坯的制造方法，其特征在于，包括：
连铸工序，所述连铸工序通过将注入到连铸模之前的熔液温度设定在720℃以上并对熔液进行连铸，得到直径为85mm以下的铸造棒，所述熔液的组成含有Si：11.0～13.0质量%、Fe：0.6～1.0质量%、Cu：3.5～4.5质量%、Mn：0.25质量%以下、Mg：0.4～0.6质量%、Cr：0.15质量%以下、Zr：0.07～0.15质量%、P：0.005～0.010质量%、Ca：0.002质量%以下，其余量由Al和不可避免的杂质构成；和
锻造工序，所述锻造工序通过对锻造用坯料进行锻造从而得到发动机活塞用型材坯，所述锻造用坯料是将所述铸造棒在370～500℃的温度均质化处理而得到的。
2.根据权利要求1所述的发动机活塞用型材坯的制造方法，其中，在所述熔液的组成中，P添加量满足下式（1），
0.0025×Si添加量-0.025≤P添加量≤0.0025×Si添加量-0.02...式（1）
式中，P添加量和Si添加量的单位分别为质量%。
3.一种发动机活塞用型材坯，是采用权利要求1或2所述的发动机活塞用型材坯的制造方法制造的发动机活塞用型材坯，其特征在于，
在型材坯中的至少裙部对应部和活塞环槽部对应部存在初晶Si，
在型材坯整体中，不存在最大直径为50μm以上的初晶Si，并且，不存在最大直径为50μm以上的Al-Fe-Cr-Mn系巨大结晶物。
4.一种发动机活塞用型材坯，是通过锻造而制造的发动机活塞用型材坯，其特征在于，
型材坯的组成含有Si：11.0～13.0质量%、Fe：0.6～1.0质量%、Cu：3.5～4.5质量%、Mn：0.25质量%以下、Mg：0.4～0.6质量%、Cr：0.15质量%以下、Zr：0.07～0.15质量%、P：0.005～0.010质量%、Ca：0.002质量%以下，其余量为Al和不可避免的杂质，
在型材坯中的至少裙部对应部和活塞环槽部对应部存在初晶Si，
在型材坯整体中，不存在最大直径为50μm以上的初晶Si，并且，不存在最大直径为50μm以上的Al-Fe-Cr-Mn系巨大结晶物。
5.根据权利要求4所述的发动机活塞用型材坯，其中，在所述型材坯的组成中，P添加量满足下式（1），
0.0025×Si添加量-0.025≤P添加量≤0.0025×Si添加量-0.02...式（1）
式中，P添加量和Si添加量的单位分别为质量%。
CN2010800392046A 2009-07-03 2010-07-02 发动机活塞用型材坯的制造方法 Expired - Fee Related CN102482752B (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP158954/2009 2009-07-03
JP2009158954 2009-07-03
PCT/JP2010/061329 WO2011002082A1 (ja) 2009-07-03 2010-07-02 エンジンピストン用素形材の製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN102482752A CN102482752A (zh) 2012-05-30
CN102482752B true CN102482752B (zh) 2013-09-11

Family

ID=43411150

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN2010800392046A Expired - Fee Related CN102482752B (zh) 2009-07-03 2010-07-02 发动机活塞用型材坯的制造方法

Country Status (6)

Country Link
US (1) US20120100385A1 (zh)
EP (1) EP2453034A4 (zh)
JP (1) JP5526130B2 (zh)
KR (1) KR101362645B1 (zh)
CN (1) CN102482752B (zh)
WO (1) WO2011002082A1 (zh)

Families Citing this family (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE102011078145A1 (de) * 2011-06-27 2012-12-27 Mahle International Gmbh Schmiedeverfahren zur Herstellung eines Kolbens bzw. Kolbenschafts
KR101258499B1 (ko) * 2012-11-16 2013-04-26 세원금속 (주) 열간 박육단조공법에 의한 1톤급 차량용 피스톤을 제조하는 금형장치 및 제조방법
GB2522024B (en) * 2014-01-09 2017-05-10 Rolls Royce Plc A Forging Apparatus
GB2522716B (en) * 2014-02-04 2016-09-14 Jbm Int Ltd Method of manufacture
JP6417133B2 (ja) * 2014-07-04 2018-10-31 昭和電工株式会社 連続鋳造用アルミニウム合金及び連続鋳造材の製造方法
WO2016136084A1 (ja) * 2015-02-27 2016-09-01 ヤマハ発動機株式会社 鞍乗型車両用の内燃機関および鞍乗型車両
CN105648286A (zh) * 2016-03-02 2016-06-08 柳州正高科技有限公司 旋耕机专用汽缸
CN105723828A (zh) * 2016-03-02 2016-07-06 柳州正高科技有限公司 旋耕机专用弯刀
CN105755332A (zh) * 2016-03-02 2016-07-13 柳州正高科技有限公司 旋耕机专用齿轮
CN105734359A (zh) * 2016-03-02 2016-07-06 柳州正高科技有限公司 旋耕机专用重载轴承
ES2800154T3 (es) * 2017-10-10 2020-12-28 Lombardini Srl Pistón y procedimiento de fabricación del mismo
CN107937767B (zh) * 2017-12-28 2019-07-26 苏州仓松金属制品有限公司 一种新型高性能铝合金材料及其制备方法
JP2020100863A (ja) * 2018-12-21 2020-07-02 昭和電工株式会社 コンプレッサー摺動部品用アルミニウム合金、コンプレッサー摺動部品鍛造品およびその製造方法
JP7517080B2 (ja) * 2020-10-30 2024-07-17 株式会社レゾナック 摺動部品用アルミニウム合金及び摺動部品
JP2022072574A (ja) * 2020-10-30 2022-05-17 昭和電工株式会社 自動車のホイール用アルミニウム合金及び自動車のホイール
CN113433153B (zh) * 2021-05-18 2023-04-25 中国工程物理研究院材料研究所 一种梯度变形量样品弥散强化相的检测装置及方法

Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1545597A (zh) * 2001-07-23 2004-11-10 昭和电工株式会社 用于内燃发动机的锻造活塞及其制造方法

Family Cites Families (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH01147039A (ja) * 1987-12-02 1989-06-08 Kobe Steel Ltd 耐摩耗アルミニウム合金及びその製造方法
JPH06279904A (ja) 1993-03-30 1994-10-04 Nippon Light Metal Co Ltd 鍛造用過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金及び鍛造用素材の製造方法
JP3335732B2 (ja) * 1993-10-12 2002-10-21 日本軽金属株式会社 亜共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金及びその鋳造法
JPH08104937A (ja) * 1994-10-03 1996-04-23 Nippon Light Metal Co Ltd 高温強度に優れた内燃機関ピストン用アルミニウム合金及び製造方法
JP3552565B2 (ja) * 1999-01-11 2004-08-11 日本軽金属株式会社 高温疲労強度に優れたダイカスト製ピストンの製造方法
JP3552577B2 (ja) * 1999-03-16 2004-08-11 日本軽金属株式会社 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
JP4253414B2 (ja) 1999-12-27 2009-04-15 昭和電工株式会社 エンジンピストン用アルミニウム合金材およびアルミニウム合金製自動車エンジンピストンの製造方法
US7069897B2 (en) * 2001-07-23 2006-07-04 Showa Denko K.K. Forged piston for internal combustion engine and manufacturing method thereof
JP4359231B2 (ja) * 2003-12-18 2009-11-04 昭和電工株式会社 アルミニウム合金成形品の製造方法、およびアルミニウム合金成形品
FR2875817B1 (fr) * 2004-09-23 2007-05-25 Pechiney Aviat Soc Par Actions Piston forge en alliage d'aluminium
JP4733498B2 (ja) * 2005-10-28 2011-07-27 昭和電工株式会社 鍛造成形品、その製造方法、鍛造成形装置および鍛造品製造システム
CN101522935B (zh) * 2006-08-01 2012-09-26 昭和电工株式会社 铝合金成形品的制造方法、铝合金成形品以及生产系统

Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1545597A (zh) * 2001-07-23 2004-11-10 昭和电工株式会社 用于内燃发动机的锻造活塞及其制造方法

Non-Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
国内外铝硅活塞合金的研究及应用述评;王杰芳等;《铸造》;20050131;第54卷(第1期);24-27 *
大型Al-Si活塞低压铸造工艺研究;程先军;《特种铸造及有色金属》;20081231;第28卷(第7期);527-528 *
王杰芳等.国内外铝硅活塞合金的研究及应用述评.《铸造》.2005,第54卷(第1期),24-27.
程先军.大型Al-Si活塞低压铸造工艺研究.《特种铸造及有色金属》.2008,第28卷(第7期),527-528.

Also Published As

Publication number Publication date
US20120100385A1 (en) 2012-04-26
KR101362645B1 (ko) 2014-02-12
KR20120023742A (ko) 2012-03-13
CN102482752A (zh) 2012-05-30
WO2011002082A1 (ja) 2011-01-06
JP5526130B2 (ja) 2014-06-18
EP2453034A1 (en) 2012-05-16
JPWO2011002082A1 (ja) 2012-12-13
EP2453034A4 (en) 2017-08-23

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN102482752B (zh) 发动机活塞用型材坯的制造方法
JP5027844B2 (ja) アルミニウム合金成形品の製造方法
Timelli et al. The effects of microstructure heterogeneities and casting defects on the mechanical properties of high-pressure die-cast AlSi9Cu3 (Fe) alloys
CN103370429B (zh) 细化金属合金的方法
CN102844456B (zh) 铝合金锻造构件的制造方法
US7682469B2 (en) Piston made of aluminum cast alloy and method of manufacturing the same
US4113473A (en) Process for obtaining novel blanks for extrusion by impact
JP4359231B2 (ja) アルミニウム合金成形品の製造方法、およびアルミニウム合金成形品
JP4328321B2 (ja) 内燃機関用ピストン
CA1177679A (en) Cast bar of an aluminum alloy for wrought products, having improved mechanical properties and workability, as well as process for producing the same
JP5689423B2 (ja) エンジンピストン用素形材の製造方法
CN105401005A (zh) 一种Al-Si合金材料及其生产方法
MX2010010843A (es) Aleacion de magnesio y proceso para producir la misma.
Razak et al. Thermal profile and microstructure of wrought aluminium 7075 for semisolid metal processing
KR20070008518A (ko) 금속 매트릭스 복합 재료의 제조 방법
Wessén et al. Effect of sodium modification on microstructure and mechanical properties of thick-walled AlSi6Cu2. 5 rheocast component
EP1522600B1 (en) Forged aluminium alloy material having excellent high temperature fatigue strength
JPH05287427A (ja) 冷間鍛造用耐摩耗性アルミニウム合金とその製造方法
JPH06279904A (ja) 鍛造用過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金及び鍛造用素材の製造方法
CN106119639B (zh) 一种替代qt500传动轴的铝合金材料及其挤压成型方法
CN105937001B (zh) 一种替代qt600风力发电机叶片的铝合金材料及其锻造成型方法
Soundararajan et al. Effect of die sleeve material on mechanical behavior of A413 aluminium alloy processed through squeeze casting route
Smillie Casting and analysis of squeeze cast aluminium silicon eutectic alloy
CN105950925B (zh) 一种替代qt450传动丝杆的铝合金材料及其挤压成型方法
JPS61259829A (ja) 耐摩耗性アルミニウム合金押出材の製造法

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
C14 Grant of patent or utility model
GR01 Patent grant
CF01 Termination of patent right due to non-payment of annual fee
CF01 Termination of patent right due to non-payment of annual fee

Granted publication date: 20130911

Termination date: 20170702