JP4691799B2 - ピストン用アルミニウム鋳造合金およびピストンの製造方法 - Google Patents
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Description
【０００１】
【技術分野】
本発明は，実用疲労特性に優れたピストンおよびこれに用いるアルミニウム鋳造合金に関する。
【０００２】
【従来技術】
自動車のエンジン等の内燃機関においては，それを構成する部品としてピストンが不可欠であり，従来よりアルミニウム鋳造合金を用いて作製されている。このアルミニウム鋳造合金としては，種々のものが提案され改善がなされてきている。
例えば，特開平８−１０４９３７号公報の「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」においては，Ｃｕ：３〜７重量％，Ｓｉ：８〜１３重量％，Ｍｇ：０．３〜１重量％，Ｆｅ：０．１〜１．０重量％，Ｔｉ：０．０１〜０．３重量％，Ｐ：０．００１〜０．０１重量％，Ｃａ：０．０００１〜０．０１重量％及び必要に応じてＮｉ：０．２〜２．５重量％を含み，Ｐ／Ｃａが重量比で０．５〜５０の範囲に調整されている合金が公開されている。
【０００３】
【解決しようとする課題】
しかしながら，上記公報に示された合金は，従来よりある合金に比べ優れた耐磨耗性を維持し，且つ高温強度が改善されるという特徴を有する。しかし，ピストンのピンボス部に応力集中が生じやすいため，同部位の実用疲労特性が十分で無いという問題がある。また，ピストンの高出力化に伴ない，３５０℃付近まで晒される頂面部の高温疲労強度がまだ十分でないという問題もある。さらにピストンの内部に気孔が発生し易く疲労特性のばらつきが大きいという問題もある。
【０００４】
また上記合金ではＣｕやＮｉなど耐熱性を高める成分の増量により高温強度をある程度高めているが，さらに添加量を高めると延性が低下し，それにより疲労強度が低下してしまうという問題が生じる。またＣｕ量が高いとＣｕ化合物が晶出する最終凝固部が材料内に点在し，その部分に凝固収縮により気孔が生じてしまう。
このように，耐熱成分を増量する従来の方法だけでは，ピストンとしての実用疲労特性をこれ以上向上できない限界に達している。
【０００５】
本発明はかかる従来の問題点に鑑みてなされたもので，従来よりも実用疲労特性に優れたピストン用アルミニウム鋳造合金およびピストンの製造方法を提供しようとするものである。
【０００６】
【課題の解決手段】
第１発明（請求項１の発明）は，Ｍｇ：０．２重量％以下，Ｔｉ：０．１〜０．３重量％，Ｓｉ：１１〜１５重量％，Ｃｕ：２〜３．５重量％，Ｆｅ：０．２〜１重量％，Ｍｎ：０．２〜１重量％，Ｎｉ：１〜３重量％，Ｐ：０．００１〜０．０１５重量％，残部Ａｌおよび不純物からなり，基地α−Ａｌ相の結晶粒径ｄと二次デンドライトアーム間隔ＤＡＳとの比ｄ／ＤＡＳが２５以下であり，初晶Ｓｉが存在する過共晶組織を有することを特徴とするピストン用アルミニウム鋳造合金にある。
【０００７】
本発明では，凝固組織の最適化，基地アルミ組織の最適化を図り，これらにより初めてピストンとしての実用疲労特性を向上させることができる。
まず，Ｍｇ量の低減により，ピストンの実使用中にピンボス部が晒される２００℃付近までの温度域での耐力を低減している。これにより，ピストンに燃焼圧による負荷がかかった際にピストンピンの変形に追従してピンボス部が変形できる。そのため，両者の接触面積が広くなり，局部的な応力集中が防止できる効果がある。この効果により，ピンボス部の実用疲労特性が向上するメリットが生じる。このような低耐力化による実用疲労特性の向上は，従来のピストン材にはない全く新しいコンセプトである。
【０００８】
また，Ｔｉ添加により結晶粒を微細化し，これによりデンドライトアームの整列を防止し，デンドライトアームの間隙に生成する晶出物が形成する凝固組織を等方・均質化することができる。これにより，発生するひずみの分布を均一にし，疲労強度を向上させている。
【０００９】
また，Ｔｉ，Ｖ，Ｆｅ，Ｍｎの添加により，高温強度を高め，ピストンの頂面部に必要な３５０℃付近の高温疲労強度を高めている。
また，凝固様式をα−Ａｌ相が指向性凝固する過共晶凝固にすることにより，気孔の発生を防止している。
【００１０】
以下に，各合金元素量と組織形態の限定理由を記する。
Ｍｇ：０．２重量％以下，
Ｍｇは２００℃以下の低温での低耐力化と３５０℃付近の高温での高耐力化を両立するために，低減した。Ｍｇ含有量が０．２重量％を超えると，２００℃以下での耐力が高まることによって，ピンボス部の応力集中が大きくなるとともに，基地アルミ部の延性が低下して，同部位のアルミ部に疲労亀裂が生じやすくなるデメリットが生じる。好ましい範囲は０．１重量％以下である。この限定により，上記効果はより明確に作用する。含有量が少ないほど上記メリットは大きいが，高純度でコスト高となるため，この位の限定が好ましい。
【００１１】
Ｔｉ：０．１〜０．３重量％，
Ｔｉ含有量が０．１重量％未満の場合，結晶粒の微細化が不十分で，疲労強度を向上させるほど組織の等方・均質化が達成されない。Ｔｉ含有量が０．３重量％を超える場合，基地アルミ相がＴｉ固溶により硬くなり過ぎてせん断破壊を生じるおそれがあるとともに，粗大なＴｉ化合物が生成し靱性が低下するおそれがある。
なお，Ｔｉの添加をＡｌ−Ｔｉ−Ｂ合金，Ａｌ−Ｔｉ−Ｃ合金などによって行う場合には，不純物としてＢおよびＣの含有を許容する。
【００１２】
Ｃｕ：２〜３．５重量％，
Ｃｕ含有量が２重量％未満では，３５０℃付近の高温耐力が十分でなく，疲労強度も不足する。Ｃｕ含有量が３．５重量％を超えると，Ｃｕ化合物が晶出する最終凝固部が点在して，凝固収縮によりこの部位に気孔が生成する。これにより疲労強度が低下する。好ましい範囲は２．５〜３．２５重量％である。この範囲で，さらに安定して高い疲労特性が得られる。
【００１３】
Ｓｉ：１１〜１５重量％，
Ｓｉ含有量が１１重量％未満の場合，Ｐを添加しても過共晶凝固させることができず，亜共晶凝固してしまうおそれがある。亜共晶凝固になると，凝固時に気孔の原因となるガスを放出する基地α−Ａｌ相が分散して凝固し，最終凝固部が点在するため気孔が生じやすい。Ｓｉ含有量が１５重量％を超えると粗大な初晶Ｓｉが多量に生成して，低温での延性や靭性が著しく低下するおそれがある。また，被削性が著しく低下するおそれがある。Ｓｉ量が高いほど３５０℃付近の高温疲労強度は向上する。好ましい範囲は１２〜１４重量％である。この範囲においてさらに安定して過共晶凝固が得られるとともに，初晶Ｓｉの大きさ，量が適度であるため，さらに高い疲労特性と適度な被削性を具備することができる。
【００１４】
Ｆｅ：０．２〜１重量％，
Ｆｅ含有により，Ｆｅ化合物が晶出物を生成する。この晶出物の分散強化により高温耐力が向上する。Ｆｅ含有量が０．２重量％未満では晶出物が少なく，高温耐力の向上が十分でない。Ｆｅ含有量が１重量％を超えると，粗大なＦｅ化合物を生成しやすく，凝固組織が不均質になり，局部的な応力集中が生じて疲労特性が低下するおそれがある。なお，Ｆｅ化合物とはＦｅを含む化合物の総称とする。
【００１５】
Ｍｎ：０．２〜１重量％，
ＭｎもＦｅと同様，化合物を晶出させ，分散強化による高温耐力の向上に寄与する。また，基地アルミ中に固溶して，固溶強化により高温耐力を向上させる効果もある。１重量％を超えると，粗大なＭｎ化合物を生成しやすく，凝固組織が不均質になり，局部的な応力集中が生じて疲労特性が低下するおそれがある。なお，Ｍｎ化合物とはＭｎを含む化合物の総称とする。Ｍｎはまた，Ｆｅ化合物中にも含有される。例えばＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ−Ｍｎ化合物は，ＦｅおよびＭｎを含むので，Ｆｅ化合物とＭｎ化合物の両方に属する。
【００１６】
Ｎｉ：１〜３重量％，
ＮｉもＦｅ，Ｍｎと同じく，化合物を晶出させ，分散強化による高温耐力の向上に寄与する。Ｎｉ含有量が１重量％未満では，Ｎｉ化合物の晶出が少なく，高温耐力の向上が不十分である。Ｎｉ含有量が３重量％を超えると粗大なＮｉ化合物が晶出し，凝固組織が不均質になり，局部的な応力集中が生じて疲労特性が低下するおそれがある。
【００１７】
Ｐ：０．００１〜０．０１５重量％，
Ｐ添加により，安定した過共晶凝固を達成し，気孔発生を防止する。また初晶Ｓｉを微細化し，延性や靭性を確保する。０．０１５重量％を超えると，湯流れ性が悪化し，凝固組織が不均質になる。
【００１８】
次に，基地α−Ａｌ相の結晶粒径ｄと二次デンドライトアーム間隔ＤＡＳとの比ｄ／ＤＡＳは２５以下とする。
上記ｄ／ＤＡＳが２５より大きいと，凝固組織が不均質になり，局部的な応力集中が大きくなり，その結果として疲労強度が低下する。好適な範囲は２０以下である。この範囲で，デンドライトアームの整列がほぼ無くなり，デンドライトアームの間隙に生成する晶出物がランダムな方位に分散して，凝固組織の均質化が十分に達成される。以上のようなｄ／ＤＡＳの制御はＴｉ含有量の制御および，必要に応じて後述するＴｉ添加プロセスの併用により達成される。
【００１９】
次に，組織形態は，初晶Ｓｉが存在する過共晶組織とする。
初晶Ｓｉは後述する図２，図３に示すごとく塊状の粒子（符号５７）である。
凝固様式をα−Ａｌ相が指向性凝固する過共晶凝固にすることにより，気孔の発生を防止することができる。亜共晶凝固になると，凝固時に気孔の原因となるガスを放出する基地α−Ａｌ相が分散してて凝固し，最終凝固部が点在するため気孔が生じやすい。過共晶凝固への制御は主としてＳｉ量とＰ添加量の調整で行う。しかし，Ｃａ，Ｎａなど亜共晶凝固を促進する元素を多量に含む場合には，Ｐの増量または亜共晶化促進元素量の低減により過共晶凝固を達成することが必要である。なお，凝固様式が過共晶凝固か亜共晶凝固かは初晶Ｓｉの有無で判断できる。
【００２０】
次に，第２発明（請求項２の発明）は，Ｍｇ：０．２重量％以下，Ｔｉ：０．１〜０．３重量％，Ｓｉ：１１〜１５重量％，Ｃｕ：２〜３．５重量％，Ｆｅ：０．２〜１重量％，Ｍｎ：０．２〜１重量％，Ｎｉ：１〜３重量％，Ｐ：０．００１〜０．０１５重量％，Ｖ：０．０３〜０．３重量％，残部Ａｌおよび不純物からなり，基地α−Ａｌ相の結晶粒径ｄと二次デンドライトアーム間隔ＤＡＳとの比ｄ／ＤＡＳが２５以下であり，初晶Ｓｉが存在する過共晶組織を有することを特徴とするピストン用アルミニウム鋳造合金にある。
【００２１】
本発明の合金は，上記第１発明の合金に，さらにＶ：０．０３〜０．３重量％を添加したものである。
この場合には，Ｖ添加により，高温耐力が顕著に増加し高温疲労強度がさらに高まる。また，Ｖ添加は第１発明の合金の強化メカニズムを損なうことなく，高温疲労強度をさらに高めるという付加的効果を発現できる。
Ｖ含有量が０．０３重量％未満では高温耐力の向上が不十分である。０．３重量％を超えると均一な溶解が難しく，組織が不均質になる。
【００２２】
次に，第３発明（請求項３の発明）は，Ｔｉ：０．１〜０．３重量％，Ｍｇ：０．５〜２重量％，Ｓｉ：１１〜１３重量％，Ｃｕ：２．５〜３．２５重量％，Ｆｅ：０〜０．７重量％，Ｍｎ：０〜０．７重量％，Ｎｉ：０．５〜１．５重量％，Ｐ：０．００１〜０．０１５重量％，残部Ａｌおよび不純物からなり，基地α−Ａｌ相の結晶粒径ｄと二次デンドライトアーム間隔ＤＡＳとの比ｄ／ＤＡＳが２５以下であり，初晶Ｓｉが存在する過共晶組織を有することを特徴とするピストン用アルミニウム鋳造合金にある。
【００２３】
この合金は，上記第１発明の合金に比較して，Ｍｇ量が高く，それに準じて，Ｓｉ，Ｆｅ，Ｍｎ，Ｎｉ量を最適化している。高Ｍｇ化により基地アルミ部が析出強化され延性が乏しくなるので，Ｓｉ，Ｆｅ，Ｍｎ，Ｎｉなどによって生成する晶出物の大きさと量を適正にする必要がある。晶出物が粗大またはその量が多すぎると，基地アルミとの界面に応力集中が生じて，界面の剥離や晶出物の割れが生じ易い。それが疲労破壊の起点となるので，合金の疲労強度が低下する。
【００２４】
以下に，各合金元素量の限定理由を記する。
Ｔｉ：０．１〜０．３重量％，
Ｃｕ：２．５〜３．２５重量％，
Ｐ：０．００１〜０．０１５重量％，
Ｔｉ，Ｃｕ，Ｐの含有量の限定理由は上記第１発明の場合と同様であり，特にＣｕは，上述した好ましい範囲に限定した。
なお，Ｔｉの添加をＡｌ−Ｔｉ−Ｂ合金，Ａｌ−Ｔｉ−Ｃ合金などによって行う場合には，不純物としてＢおよびＣの含有を許容する。
【００２５】
Ｍｇ：０．５〜２重量％，
ＭｇはＭｇ2Ｓｉ系の析出物を生成させ，その析出強化によって２００℃以下の低温での耐力を改善する。２重量％を超えるとＭｇ2Ｓｉが凝固過程で晶出物として生成し，これにより靭性が低下する。０．５重量％未満では析出量が少なく，２００℃での材料としての疲労強度が十分でない。
【００２６】
上記第１，第２発明の合金に比べると第３発明の合金は耐力が高く，ピストンのピンボス部においてピンとの接触による応力集中を生じ易い。従って，この合金を使用する場合には，ピンボス部の接触面積を増やして応力集中を低減するピン穴形状の最適設計が必要である。すなわち，ピンボス部の応力集中を形状設計などによって解決できる場合には，本第３発明の合金が最適であるのに対して，形状設計等の他の方法により解決できない場合には，第１，第２発明の合金を用いることが好ましい。それゆえ，第１〜３の合金により，種々の設計をしたピストンのいずれにも対応できる。
【００２７】
そして，３５０℃付近での高温疲労強度をより重視し，ピンボス部の応力集中を最適形状設計によりある程度抑えたピストンの場合には，第１，第２の合金のＭｇ量を０．２〜０．５重量％まで高めた合金が最適である。０．２重量％以上のＭｇ量により適度な析出強化が図られ，２００℃付近における疲労強度が著しく向上する。０．５重量％を超えると基地アルミ相が析出強化により硬くなり過ぎて，晶出物との界面に応力集中が生じ，界面剥離や晶出物の割れが生じて，疲労強度が低下する。すなわち，Ｍｇ量が０．５重量％を超える場合には第３発明の合金のごとく，Ｓｉ，Ｆｅ，Ｍｎ，Ｎｉ量を次のように最適化する必要がある。
【００２８】
Ｓｉ：１１〜１３重量％，
Ｓｉ含有量が１３重量％を超えると初晶Ｓｉが粗大化し，またその生成量が増加して，低温での延性や靱性が十分確保できない。
【００２９】
Ｆｅ：０〜０．７重量％，
３５０℃付近の高温強度を最重視すると０．２重量％以上のＦｅの含有が必須となるが，本合金では，ピンボス部の２００℃付近での疲労強度をより重視するため，Ｆｅの下限は０まで許容する。Ｆｅ含有量が低いと材料の延性が増す効果も発現し，応力集中部での亀裂の発生を防止する。
【００３０】
Ｍｎ：０〜０．７重量％，
ＭｎもＦｅと同様，下限を０とする。理由は同じくピンボス部の疲労強度を重視するためである。また，Ｍｎ含有量が低いと延性が向上する効果も発現し，応力集中部での亀裂の発生を防止する。
【００３１】
Ｎｉ：０．５〜１．５重量％，
Ｎｉ化合物を小さくかつ少なくするため，第１，２発明の合金より，含有量を少なくした。Ｎｉ含有量が０．５重量％未満では，Ｎｉ化合物の晶出が少なく，高温耐力の向上が不十分である。Ｎｉ含有量が１．５重量％を超えるとＮｉ化合物が大きすぎて，剥離や割れが生じて疲労特性が低下するおそれがある。
【００３２】
また，第３発明においても，上記と同様に，基地α−Ａｌ相の結晶粒径ｄと二次デンドライトアーム間隔ＤＡＳとの比ｄ／ＤＡＳは２５以下とし，組織形態は，初晶Ｓｉが存在する過共晶組織とする。
【００３３】
次に，第４発明（請求項４の発明）は，上記第１〜第３発明のピストン用アルミニウム鋳造合金よりなるピストンを製造する方法であって，Ｔｉ含有量が０．１重量％以下の合金溶湯を準備し，該合金溶湯にＡｌ−Ｔｉ合金を添加して上記合金溶湯内のＴｉ含有量を増した後，該合金溶湯を７００℃以上の温度に保持すると共に上記Ａｌ−Ｔｉ合金の添加後８時間以内に，鋳型内に注湯して上記ピストンを鋳造することを特徴とするピストンの製造方法にある。
【００３４】
本発明では，Ｔｉ添加を上記の様なプロセスで行うことにより，ｄ／ＤＡＳが２５以下の凝固組織が均質な合金およびその合金からなるピストンを量産工程で円滑に安定して製造できる。
【００３５】
Ａｌ−Ｔｉ合金のＴｉ含有量は２〜１２重量％が好適である。最適含有量は５重量％であり，１〜５ｋｇ塊の形で供給されるインゴットを用いることがより好ましい。これにより，添加用合金の品質が安定し，製作した合金およびピストンの品質が安定する。
【００３６】
また，Ｔｉの添加にＡｌ−Ｔｉ−Ｂ合金，またはＡｌ−Ｔｉ−Ｃ合金などの結晶粒微細化用母合金を用いても良い。すなわち，上記Ａｌ−Ｔｉ合金は，Ａｌ−Ｔｉの他に添加元素を含有する合金をも含む概念である。但し，この場合には，合金が溶解し微細化効果が出現するまでの潜伏時間と微細化効果が低下するとともにＴｉ化合物が凝集・沈降する時間が供試母合金ごとに規定されているので，その条件に従い，添加後，注湯までのプロセスを厳密に管理する必要がある。Ａｌ−Ｔｉ合金添加の場合には，７００℃以上で保持しておけばＴｉ化合物の凝集が生じ難く，溶解後３０分程度から少なくとも８時間程度は微細化効果を維持できる。
【００３７】
次に，請求項５の発明のように，上記合金溶湯にＡｌ−Ｃｕ−Ｐ合金の形でＰを添加して，過共晶凝固させると共に初晶Ｓｉ粒径を５０μｍ以下に微細化することが好ましい。Ｐ添加は，初晶Ｓｉの微細化用に供給されるＡｌ−Ｃｕ−Ｐ合金の形で行うのが好ましい。これにより，量産工程で初晶Ｓｉ粒径を５０μｍ以下に安定的に微細化できる。
【００３８】
次に，請求項６の発明のように，鋳造後の上記ピストンを，温度４７０〜５００℃で２〜１２時間溶体化加熱後，温水中に焼き入れした後，温度２００〜２５０℃で２〜１２時間時効処理を施すことが好ましい。
すなわち，上記アルミニウム鋳造合金よりなるピストンは，鋳造後，溶体化処理と時効処理を施し，目的形状に機械加工して得られる。
【００３９】
この熱処理条件としては，上記のごとき条件が好ましい。特に溶体化加熱温度の上限は５００℃を超えない様，厳密に制御することが好ましい。５００℃を超えると部分的に溶融し，再凝固の際に気孔を生成するおそれがある。このような熱処理条件により，上記合金の特性を十分に発揮し，均質で性能の安定したピストンを得ることができる。
【００４０】
なお，熱処理コストを低減するため，上記溶体化処理の代わりに鋳造焼き入れ（鋳造直後に温水中に焼き入れ）を用いてもよい。この場合，焼き入れ直前のピストン温度は４００℃以上であることが好ましい。
ピストンの鋳造方法としては，低コストな重力鋳造が利用できる。但し，高圧鋳造，ダイカストなどでも鋳造可能である。
【００４１】
また，Ｔｉの添加は溶解の最終工程にて，Ａｌ−Ｔｉ合金，Ａｌ−Ｔｉ−Ｂ合金，またはＡｌ−Ｔｉ−Ｃ合金などの母合金添加の形で行うのが望ましい。これにより，結晶粒が十分に微細化され組織が等方・均質化されるとともに，凝集したＴｉ化合物の混入を抑制できる。
【００４２】
【発明の実施の形態】
実施形態例１
本発明の実施形態例にかかるピストン用アルミニウム鋳造合金につき４つの実施例と４つの比較例を用いて説明する。
【００４３】
本例では，表１に示すごとく，８種類のアルミニウム合金を溶製した。
各合金は，Ｔｉ含有量が０．１重量％以下の合金溶湯を準備し，該合金溶湯にＡｌ−Ｔｉ合金等を添加して上記合金溶湯内のＴｉ含有量を増した後，該合金溶湯を７００℃以上の温度に保持すると共に上記Ａｌ−Ｔｉ合金の添加後８時間以内に，鋳型内に注湯して鋳造した。
【００４４】
具体的には，Ｔｉ，Ｖ，Ｐの添加はそれぞれＡｌ−５ｗｔ％Ｔｉ合金，Ａｌ−５ｗｔ％Ｖ合金，Ａｌ−１９ｗｔ％Ｃｕ−１．４ｗｔ％Ｐ合金を他の成分を調整した上記合金溶湯中に最後に溶解して行った。
その後７４０〜７６０℃でフラックス添加による脱酸処理を施した後，真空中で２０分間保持する真空脱ガス処理を施した後，表面にＢＮを塗布した室温のＪＩＳ４号試験片採取用舟型に鋳込んだ。
【００４５】
注湯温度は６８０℃である。なお舟型は予めバーナー加熱し十分に水分を除去した後室温に冷却したものを用いた。得られた鋳造素材に，４９５℃×３時間の加熱後５０℃の温水中に焼き入れる溶体化処理を施し，次いで２１０℃×３時間の時効処理を施した。さらに，疲労試験片を採取する素材については，その試験温度と同じ３５０℃または２００℃で１００時間加熱する，予備加熱処理を施した。
【００４６】
実施例１の合金は第１発明に属する合金でＭｇ量が低く，Ｔｉを添加したものである。
実施例２の合金は，実施例１の合金にＶを添加した第２発明に属する合金である。
実施例３の合金は第３発明に属する合金で，Ｍｇを増量し，Ｓｉ，Ｎｉ，Ｆｅ，Ｍｎを減量した合金である。
実施例４の合金は実施例１の合金にＭｇを適量添加した合金である。
【００４７】
比較例１はピストンに広く使用されているＪＩＳのＡＣ８Ａ合金である。
比較例２の合金はＣｕ量を高くし，高温強度を高めた公知合金である。
比較例３は実施例１に比ぺＣｕ量のみ低い合金である。
比較例４は実施例１に比ぺＣｕ量が高い合金である。
【００４８】
【表１】
【００４９】
この様に熱処理した鋳造素材から機械加工により疲労試験片，組織観察試料および硬さ測定試料を採取した。疲労試段片の平行部はφ４ｍｍ×長さ６ｍｍとし，舟型底から１４ｍｍ高さの位置を試験辺の軸中心として加工した。硬さ測定試料は２００℃で１００時間の予備加熱を行った素材から採取した。
【００５０】
３５０℃での疲労試験はφ４×長さ６ｍｍの平行部を有する平滑試験片を用いて，電気油圧式疲労試験機により，引張−圧縮の５０Ｈｚの正弦波応力波形にて実施した。また，２００℃での切欠材の疲労試験は，φ６ｍｍの平行部に３本の環状切欠（切欠底径φ４ｍｍ，切欠底Ｒ０．１）付き試験片を用いて，電気油圧式疲労試験機により，引張−圧縮の５０Ｈｚの正玄波応力波形にて実施した。
【００５１】
３５０℃疲労強度，２００℃切欠疲労強度，室温におけるビッカース硬さおよび組織観察によって調べた気孔の有無を表２に示す。表示した疲労強度はいずれも試験結果の応力振幅−破断寿命線図から求めた寿命が１０7回となる疲労強度である。
【００５２】
組織観察の結果，Ａｌ−Ｔｉ合金の形でＴｉを０．２重量％添加した実施例１〜４および比較例３，４の合金は結晶粒径ｄと二次デンドライトアーム間隔ＤＡＳとの比ｄ／ＤＡＳが２５以下でデンドライトアームの整列がほとんどない均質な凝固組織であるのに対し，Ｔｉ添加量が０．１重量％以下である比較例１，２の合金ではｄ／ＤＡＳが２５より大きくデンドライトアームの整列が多く認められる不均質な凝固組織であった。
【００５３】
ここで，上記結晶粒径ｄと二次デンドライトアーム間隔ＤＡＳとの関係を，図１を用いて模式的に説明する。
同図より知られるごとく，上記アルミニウム鋳造合金の組織における結晶粒５は，主として基地α−Ａｌ相５６と，これと同じ相よりなりデンドライト５０とそれを取り囲む晶出物５５とにより構成されている。そして，二次デンドライトアーム間隔ＤＡＳは，この二次デンドライトアーム５４の平均間隔の寸法である。
【００５４】
図２に示す比較例２の合金の組織においては，符号６に示す様な二次デンドライトアームの整列した部分が明らかに認められる。これに対し図３に示す本発明の合金の組織においては，このような二次デンドライトアームの整列が認められず，組織が均質であると判断できる。
このように組織の均質性の判断基準として上記ｄ／ＤＡＳの代りに二次デンドライトアームの整列部の有無を用いてもよい。この場合，二次デンドライトアームが１０個以上，明確に同一方向に並んでいる図２の符号６のような組織を整列有りと判断する。なお，この判断は試料の標準的な組織写真を用いて行うものとし，ごく一部の特異組織は判断対象としないこととする。
【００５５】
また，Ｃｕ量が高い比較例２と４の合金では気孔が観察され，安定した疲労強度が要求されるピストン材料としては好ましくない。
また，供試した全合金はＡｌ−Ｃｕ−Ｐ合金の形でＰ添加を行っており，その結果初晶Ｓｉの平均粒径は５０μｍ以下と微細であることを確認した。
表２から知られるごとく，実施例１〜４の合金はいずれも比較例１〜３の合金に比べて３５０℃における高温疲労強度が高い。
【００５６】
すなわち，実施例１〜４の合金は高出力ピストンの頂面部に要求される３５０℃付近の温度域での疲労特性に優れると考えられる。
また，実施例３，４の合金は比較例２の合金に比べて２００℃の切欠疲労強度が高い。
比較例１の合金も同強度が高いが３５０℃の疲労強度が極めて低い欠点がある。
実施例１，２の合金は２００℃切欠疲労強度が比較例２に比べてやや高いレベルにしかないが，硬さが著しく低いという特徴を持つ。すなわち，硬さが低い実施例１，２の合金でピストンを製造すると，ピストンピンの変形に応じてピンボス部が変形し易く，両者の接触面が増して応力集中が低減されるという効果が期待できる。
【００５７】
実施例１，２の合金では２００℃での疲労強度が適度である上，このような接触応力の低減効果が期待できるので，ピンボス部の実用疲労特性に優れると考えられる。なお，比較例３の合金は，さらに硬さが低い特徴を持つが，２００℃における平滑材の疲労強度が極度に低い上，３５０℃疲労強度も実施例１〜４ほど高くない。
【００５８】
以上の結果から，Ｔｉ添加により凝固組織を均質化し，Ｃｕ量を適度に増量し，Ｍｇ量に応じてＳｉ，Ｎｉ，Ｆｅ，Ｍｎ量を調整した第１〜第３発明に属する実施例１〜４の合金が，頂面およびピンボス部の実用疲労特性に優れることが分かった。なお，Ｖの適量添加によりさらに疲労強度が向上することが分かった。
【００５９】
【表２】
【００６０】
実施形態例２
本例では，上記実施例１〜４のアルミニウム鋳造合金を用いて製造したピストンの一例を示す。
本例のピストン１は，図４に示すごとく，全体形状が円筒状であって，その上端に頂面部３を有し，その裏側にピンボス部２を２つ有している。各ピンボス部２にはピン穴２０が設けられており，各ピン穴２０に図示しないコンロッドを固定するためのピストンピンを挿入するように構成されている。
【００６１】
このピストン１を製造するに当たっては，上記実施形態例１の試験片を製造する場合と同様に行う。
すなわち，Ｔｉ含有量が０．１重量％以下の合金溶湯を準備し，合金溶湯にＡｌ−Ｔｉ合金，Ａｌ−Ｃｕ−Ｐ合金等を添加して上記合金溶湯内のＴｉ含有量を増す。その後，この合金溶湯を７００℃以上の温度に保持すると共に上記Ａｌ−Ｔｉ合金の添加後８時間以内に，鋳型内に注湯して上記ピストン１を鋳造する。
その後，ピストン１は，温度４７０〜５００℃で２〜１２時間溶体化加熱後，温水中に焼き入れした後，温度２００〜２５０℃で２〜１２時間時効処理を施す。
【００６２】
このようにして得られたピストン１は，使用する合金（実施例１〜４）ごとに，それぞれ上記実施形態例１において述べたような優れた作用効果を発揮する。
それ故，ピストン１は，過共晶凝固による気孔発生の防止，Ｔｉ添加による凝固組織の均質化，最適Ｃｕ添加，Ｔｉ，Ｖ，Ｆｅ，Ｍｎ添加による高温強度向上，Ａｌ−Ｃｕ−Ｐ添加による初晶Ｓｉ微細化，Ｍｇ低減による低耐力化を併用することにより，ピストンとしての多様な実用疲労特性を総合的に高めることができる。
【００６３】
【発明の効果】
上述のごとく，本発明によれば，従来よりも実用疲労特性に優れたピストン用アルミニウム鋳造合金およびピストンの製造方法を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】実施形態例１における，結晶粒径ｄと二次デンドライトアーム間隔ＤＡＳとの関係を示す説明図。
【図２】実施形態例１における，比較例２の合金の光学顕微鏡組織を示す図面代用写真。
【図３】実施形態例１における，実施例１の合金の光学顕微鏡組織を示す図面代用写真。
【図４】実施形態例２における，ピストンの一部切欠き斜視図。
【符号の説明】
１．．．ピストン，
２．．．ピンボス部，
２０．．．ピン穴，
３．．．頂面部，
５．．．結晶粒，
５０．．．デンドライト，
５４．．．二次デンドライトアーム，
５５．．．初晶Ｓｉ以外の晶出物（黒又は灰色の粒子），
５６．．．基地α−Ａｌ相（白い基地部），
５７．．．初晶Ｓｉ（塊状の粒子），
６．．．二次デンドライトアームが整列した部分，
【技術分野】
本発明は，実用疲労特性に優れたピストンおよびこれに用いるアルミニウム鋳造合金に関する。
【０００２】
【従来技術】
自動車のエンジン等の内燃機関においては，それを構成する部品としてピストンが不可欠であり，従来よりアルミニウム鋳造合金を用いて作製されている。このアルミニウム鋳造合金としては，種々のものが提案され改善がなされてきている。
例えば，特開平８−１０４９３７号公報の「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」においては，Ｃｕ：３〜７重量％，Ｓｉ：８〜１３重量％，Ｍｇ：０．３〜１重量％，Ｆｅ：０．１〜１．０重量％，Ｔｉ：０．０１〜０．３重量％，Ｐ：０．００１〜０．０１重量％，Ｃａ：０．０００１〜０．０１重量％及び必要に応じてＮｉ：０．２〜２．５重量％を含み，Ｐ／Ｃａが重量比で０．５〜５０の範囲に調整されている合金が公開されている。
【０００３】
【解決しようとする課題】
しかしながら，上記公報に示された合金は，従来よりある合金に比べ優れた耐磨耗性を維持し，且つ高温強度が改善されるという特徴を有する。しかし，ピストンのピンボス部に応力集中が生じやすいため，同部位の実用疲労特性が十分で無いという問題がある。また，ピストンの高出力化に伴ない，３５０℃付近まで晒される頂面部の高温疲労強度がまだ十分でないという問題もある。さらにピストンの内部に気孔が発生し易く疲労特性のばらつきが大きいという問題もある。
【０００４】
また上記合金ではＣｕやＮｉなど耐熱性を高める成分の増量により高温強度をある程度高めているが，さらに添加量を高めると延性が低下し，それにより疲労強度が低下してしまうという問題が生じる。またＣｕ量が高いとＣｕ化合物が晶出する最終凝固部が材料内に点在し，その部分に凝固収縮により気孔が生じてしまう。
このように，耐熱成分を増量する従来の方法だけでは，ピストンとしての実用疲労特性をこれ以上向上できない限界に達している。
【０００５】
本発明はかかる従来の問題点に鑑みてなされたもので，従来よりも実用疲労特性に優れたピストン用アルミニウム鋳造合金およびピストンの製造方法を提供しようとするものである。
【０００６】
【課題の解決手段】
第１発明（請求項１の発明）は，Ｍｇ：０．２重量％以下，Ｔｉ：０．１〜０．３重量％，Ｓｉ：１１〜１５重量％，Ｃｕ：２〜３．５重量％，Ｆｅ：０．２〜１重量％，Ｍｎ：０．２〜１重量％，Ｎｉ：１〜３重量％，Ｐ：０．００１〜０．０１５重量％，残部Ａｌおよび不純物からなり，基地α−Ａｌ相の結晶粒径ｄと二次デンドライトアーム間隔ＤＡＳとの比ｄ／ＤＡＳが２５以下であり，初晶Ｓｉが存在する過共晶組織を有することを特徴とするピストン用アルミニウム鋳造合金にある。
【０００７】
本発明では，凝固組織の最適化，基地アルミ組織の最適化を図り，これらにより初めてピストンとしての実用疲労特性を向上させることができる。
まず，Ｍｇ量の低減により，ピストンの実使用中にピンボス部が晒される２００℃付近までの温度域での耐力を低減している。これにより，ピストンに燃焼圧による負荷がかかった際にピストンピンの変形に追従してピンボス部が変形できる。そのため，両者の接触面積が広くなり，局部的な応力集中が防止できる効果がある。この効果により，ピンボス部の実用疲労特性が向上するメリットが生じる。このような低耐力化による実用疲労特性の向上は，従来のピストン材にはない全く新しいコンセプトである。
【０００８】
また，Ｔｉ添加により結晶粒を微細化し，これによりデンドライトアームの整列を防止し，デンドライトアームの間隙に生成する晶出物が形成する凝固組織を等方・均質化することができる。これにより，発生するひずみの分布を均一にし，疲労強度を向上させている。
【０００９】
また，Ｔｉ，Ｖ，Ｆｅ，Ｍｎの添加により，高温強度を高め，ピストンの頂面部に必要な３５０℃付近の高温疲労強度を高めている。
また，凝固様式をα−Ａｌ相が指向性凝固する過共晶凝固にすることにより，気孔の発生を防止している。
【００１０】
以下に，各合金元素量と組織形態の限定理由を記する。
Ｍｇ：０．２重量％以下，
Ｍｇは２００℃以下の低温での低耐力化と３５０℃付近の高温での高耐力化を両立するために，低減した。Ｍｇ含有量が０．２重量％を超えると，２００℃以下での耐力が高まることによって，ピンボス部の応力集中が大きくなるとともに，基地アルミ部の延性が低下して，同部位のアルミ部に疲労亀裂が生じやすくなるデメリットが生じる。好ましい範囲は０．１重量％以下である。この限定により，上記効果はより明確に作用する。含有量が少ないほど上記メリットは大きいが，高純度でコスト高となるため，この位の限定が好ましい。
【００１１】
Ｔｉ：０．１〜０．３重量％，
Ｔｉ含有量が０．１重量％未満の場合，結晶粒の微細化が不十分で，疲労強度を向上させるほど組織の等方・均質化が達成されない。Ｔｉ含有量が０．３重量％を超える場合，基地アルミ相がＴｉ固溶により硬くなり過ぎてせん断破壊を生じるおそれがあるとともに，粗大なＴｉ化合物が生成し靱性が低下するおそれがある。
なお，Ｔｉの添加をＡｌ−Ｔｉ−Ｂ合金，Ａｌ−Ｔｉ−Ｃ合金などによって行う場合には，不純物としてＢおよびＣの含有を許容する。
【００１２】
Ｃｕ：２〜３．５重量％，
Ｃｕ含有量が２重量％未満では，３５０℃付近の高温耐力が十分でなく，疲労強度も不足する。Ｃｕ含有量が３．５重量％を超えると，Ｃｕ化合物が晶出する最終凝固部が点在して，凝固収縮によりこの部位に気孔が生成する。これにより疲労強度が低下する。好ましい範囲は２．５〜３．２５重量％である。この範囲で，さらに安定して高い疲労特性が得られる。
【００１３】
Ｓｉ：１１〜１５重量％，
Ｓｉ含有量が１１重量％未満の場合，Ｐを添加しても過共晶凝固させることができず，亜共晶凝固してしまうおそれがある。亜共晶凝固になると，凝固時に気孔の原因となるガスを放出する基地α−Ａｌ相が分散して凝固し，最終凝固部が点在するため気孔が生じやすい。Ｓｉ含有量が１５重量％を超えると粗大な初晶Ｓｉが多量に生成して，低温での延性や靭性が著しく低下するおそれがある。また，被削性が著しく低下するおそれがある。Ｓｉ量が高いほど３５０℃付近の高温疲労強度は向上する。好ましい範囲は１２〜１４重量％である。この範囲においてさらに安定して過共晶凝固が得られるとともに，初晶Ｓｉの大きさ，量が適度であるため，さらに高い疲労特性と適度な被削性を具備することができる。
【００１４】
Ｆｅ：０．２〜１重量％，
Ｆｅ含有により，Ｆｅ化合物が晶出物を生成する。この晶出物の分散強化により高温耐力が向上する。Ｆｅ含有量が０．２重量％未満では晶出物が少なく，高温耐力の向上が十分でない。Ｆｅ含有量が１重量％を超えると，粗大なＦｅ化合物を生成しやすく，凝固組織が不均質になり，局部的な応力集中が生じて疲労特性が低下するおそれがある。なお，Ｆｅ化合物とはＦｅを含む化合物の総称とする。
【００１５】
Ｍｎ：０．２〜１重量％，
ＭｎもＦｅと同様，化合物を晶出させ，分散強化による高温耐力の向上に寄与する。また，基地アルミ中に固溶して，固溶強化により高温耐力を向上させる効果もある。１重量％を超えると，粗大なＭｎ化合物を生成しやすく，凝固組織が不均質になり，局部的な応力集中が生じて疲労特性が低下するおそれがある。なお，Ｍｎ化合物とはＭｎを含む化合物の総称とする。Ｍｎはまた，Ｆｅ化合物中にも含有される。例えばＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ−Ｍｎ化合物は，ＦｅおよびＭｎを含むので，Ｆｅ化合物とＭｎ化合物の両方に属する。
【００１６】
Ｎｉ：１〜３重量％，
ＮｉもＦｅ，Ｍｎと同じく，化合物を晶出させ，分散強化による高温耐力の向上に寄与する。Ｎｉ含有量が１重量％未満では，Ｎｉ化合物の晶出が少なく，高温耐力の向上が不十分である。Ｎｉ含有量が３重量％を超えると粗大なＮｉ化合物が晶出し，凝固組織が不均質になり，局部的な応力集中が生じて疲労特性が低下するおそれがある。
【００１７】
Ｐ：０．００１〜０．０１５重量％，
Ｐ添加により，安定した過共晶凝固を達成し，気孔発生を防止する。また初晶Ｓｉを微細化し，延性や靭性を確保する。０．０１５重量％を超えると，湯流れ性が悪化し，凝固組織が不均質になる。
【００１８】
次に，基地α−Ａｌ相の結晶粒径ｄと二次デンドライトアーム間隔ＤＡＳとの比ｄ／ＤＡＳは２５以下とする。
上記ｄ／ＤＡＳが２５より大きいと，凝固組織が不均質になり，局部的な応力集中が大きくなり，その結果として疲労強度が低下する。好適な範囲は２０以下である。この範囲で，デンドライトアームの整列がほぼ無くなり，デンドライトアームの間隙に生成する晶出物がランダムな方位に分散して，凝固組織の均質化が十分に達成される。以上のようなｄ／ＤＡＳの制御はＴｉ含有量の制御および，必要に応じて後述するＴｉ添加プロセスの併用により達成される。
【００１９】
次に，組織形態は，初晶Ｓｉが存在する過共晶組織とする。
初晶Ｓｉは後述する図２，図３に示すごとく塊状の粒子（符号５７）である。
凝固様式をα−Ａｌ相が指向性凝固する過共晶凝固にすることにより，気孔の発生を防止することができる。亜共晶凝固になると，凝固時に気孔の原因となるガスを放出する基地α−Ａｌ相が分散してて凝固し，最終凝固部が点在するため気孔が生じやすい。過共晶凝固への制御は主としてＳｉ量とＰ添加量の調整で行う。しかし，Ｃａ，Ｎａなど亜共晶凝固を促進する元素を多量に含む場合には，Ｐの増量または亜共晶化促進元素量の低減により過共晶凝固を達成することが必要である。なお，凝固様式が過共晶凝固か亜共晶凝固かは初晶Ｓｉの有無で判断できる。
【００２０】
次に，第２発明（請求項２の発明）は，Ｍｇ：０．２重量％以下，Ｔｉ：０．１〜０．３重量％，Ｓｉ：１１〜１５重量％，Ｃｕ：２〜３．５重量％，Ｆｅ：０．２〜１重量％，Ｍｎ：０．２〜１重量％，Ｎｉ：１〜３重量％，Ｐ：０．００１〜０．０１５重量％，Ｖ：０．０３〜０．３重量％，残部Ａｌおよび不純物からなり，基地α−Ａｌ相の結晶粒径ｄと二次デンドライトアーム間隔ＤＡＳとの比ｄ／ＤＡＳが２５以下であり，初晶Ｓｉが存在する過共晶組織を有することを特徴とするピストン用アルミニウム鋳造合金にある。
【００２１】
本発明の合金は，上記第１発明の合金に，さらにＶ：０．０３〜０．３重量％を添加したものである。
この場合には，Ｖ添加により，高温耐力が顕著に増加し高温疲労強度がさらに高まる。また，Ｖ添加は第１発明の合金の強化メカニズムを損なうことなく，高温疲労強度をさらに高めるという付加的効果を発現できる。
Ｖ含有量が０．０３重量％未満では高温耐力の向上が不十分である。０．３重量％を超えると均一な溶解が難しく，組織が不均質になる。
【００２２】
次に，第３発明（請求項３の発明）は，Ｔｉ：０．１〜０．３重量％，Ｍｇ：０．５〜２重量％，Ｓｉ：１１〜１３重量％，Ｃｕ：２．５〜３．２５重量％，Ｆｅ：０〜０．７重量％，Ｍｎ：０〜０．７重量％，Ｎｉ：０．５〜１．５重量％，Ｐ：０．００１〜０．０１５重量％，残部Ａｌおよび不純物からなり，基地α−Ａｌ相の結晶粒径ｄと二次デンドライトアーム間隔ＤＡＳとの比ｄ／ＤＡＳが２５以下であり，初晶Ｓｉが存在する過共晶組織を有することを特徴とするピストン用アルミニウム鋳造合金にある。
【００２３】
この合金は，上記第１発明の合金に比較して，Ｍｇ量が高く，それに準じて，Ｓｉ，Ｆｅ，Ｍｎ，Ｎｉ量を最適化している。高Ｍｇ化により基地アルミ部が析出強化され延性が乏しくなるので，Ｓｉ，Ｆｅ，Ｍｎ，Ｎｉなどによって生成する晶出物の大きさと量を適正にする必要がある。晶出物が粗大またはその量が多すぎると，基地アルミとの界面に応力集中が生じて，界面の剥離や晶出物の割れが生じ易い。それが疲労破壊の起点となるので，合金の疲労強度が低下する。
【００２４】
以下に，各合金元素量の限定理由を記する。
Ｔｉ：０．１〜０．３重量％，
Ｃｕ：２．５〜３．２５重量％，
Ｐ：０．００１〜０．０１５重量％，
Ｔｉ，Ｃｕ，Ｐの含有量の限定理由は上記第１発明の場合と同様であり，特にＣｕは，上述した好ましい範囲に限定した。
なお，Ｔｉの添加をＡｌ−Ｔｉ−Ｂ合金，Ａｌ−Ｔｉ−Ｃ合金などによって行う場合には，不純物としてＢおよびＣの含有を許容する。
【００２５】
Ｍｇ：０．５〜２重量％，
ＭｇはＭｇ2Ｓｉ系の析出物を生成させ，その析出強化によって２００℃以下の低温での耐力を改善する。２重量％を超えるとＭｇ2Ｓｉが凝固過程で晶出物として生成し，これにより靭性が低下する。０．５重量％未満では析出量が少なく，２００℃での材料としての疲労強度が十分でない。
【００２６】
上記第１，第２発明の合金に比べると第３発明の合金は耐力が高く，ピストンのピンボス部においてピンとの接触による応力集中を生じ易い。従って，この合金を使用する場合には，ピンボス部の接触面積を増やして応力集中を低減するピン穴形状の最適設計が必要である。すなわち，ピンボス部の応力集中を形状設計などによって解決できる場合には，本第３発明の合金が最適であるのに対して，形状設計等の他の方法により解決できない場合には，第１，第２発明の合金を用いることが好ましい。それゆえ，第１〜３の合金により，種々の設計をしたピストンのいずれにも対応できる。
【００２７】
そして，３５０℃付近での高温疲労強度をより重視し，ピンボス部の応力集中を最適形状設計によりある程度抑えたピストンの場合には，第１，第２の合金のＭｇ量を０．２〜０．５重量％まで高めた合金が最適である。０．２重量％以上のＭｇ量により適度な析出強化が図られ，２００℃付近における疲労強度が著しく向上する。０．５重量％を超えると基地アルミ相が析出強化により硬くなり過ぎて，晶出物との界面に応力集中が生じ，界面剥離や晶出物の割れが生じて，疲労強度が低下する。すなわち，Ｍｇ量が０．５重量％を超える場合には第３発明の合金のごとく，Ｓｉ，Ｆｅ，Ｍｎ，Ｎｉ量を次のように最適化する必要がある。
【００２８】
Ｓｉ：１１〜１３重量％，
Ｓｉ含有量が１３重量％を超えると初晶Ｓｉが粗大化し，またその生成量が増加して，低温での延性や靱性が十分確保できない。
【００２９】
Ｆｅ：０〜０．７重量％，
３５０℃付近の高温強度を最重視すると０．２重量％以上のＦｅの含有が必須となるが，本合金では，ピンボス部の２００℃付近での疲労強度をより重視するため，Ｆｅの下限は０まで許容する。Ｆｅ含有量が低いと材料の延性が増す効果も発現し，応力集中部での亀裂の発生を防止する。
【００３０】
Ｍｎ：０〜０．７重量％，
ＭｎもＦｅと同様，下限を０とする。理由は同じくピンボス部の疲労強度を重視するためである。また，Ｍｎ含有量が低いと延性が向上する効果も発現し，応力集中部での亀裂の発生を防止する。
【００３１】
Ｎｉ：０．５〜１．５重量％，
Ｎｉ化合物を小さくかつ少なくするため，第１，２発明の合金より，含有量を少なくした。Ｎｉ含有量が０．５重量％未満では，Ｎｉ化合物の晶出が少なく，高温耐力の向上が不十分である。Ｎｉ含有量が１．５重量％を超えるとＮｉ化合物が大きすぎて，剥離や割れが生じて疲労特性が低下するおそれがある。
【００３２】
また，第３発明においても，上記と同様に，基地α−Ａｌ相の結晶粒径ｄと二次デンドライトアーム間隔ＤＡＳとの比ｄ／ＤＡＳは２５以下とし，組織形態は，初晶Ｓｉが存在する過共晶組織とする。
【００３３】
次に，第４発明（請求項４の発明）は，上記第１〜第３発明のピストン用アルミニウム鋳造合金よりなるピストンを製造する方法であって，Ｔｉ含有量が０．１重量％以下の合金溶湯を準備し，該合金溶湯にＡｌ−Ｔｉ合金を添加して上記合金溶湯内のＴｉ含有量を増した後，該合金溶湯を７００℃以上の温度に保持すると共に上記Ａｌ−Ｔｉ合金の添加後８時間以内に，鋳型内に注湯して上記ピストンを鋳造することを特徴とするピストンの製造方法にある。
【００３４】
本発明では，Ｔｉ添加を上記の様なプロセスで行うことにより，ｄ／ＤＡＳが２５以下の凝固組織が均質な合金およびその合金からなるピストンを量産工程で円滑に安定して製造できる。
【００３５】
Ａｌ−Ｔｉ合金のＴｉ含有量は２〜１２重量％が好適である。最適含有量は５重量％であり，１〜５ｋｇ塊の形で供給されるインゴットを用いることがより好ましい。これにより，添加用合金の品質が安定し，製作した合金およびピストンの品質が安定する。
【００３６】
また，Ｔｉの添加にＡｌ−Ｔｉ−Ｂ合金，またはＡｌ−Ｔｉ−Ｃ合金などの結晶粒微細化用母合金を用いても良い。すなわち，上記Ａｌ−Ｔｉ合金は，Ａｌ−Ｔｉの他に添加元素を含有する合金をも含む概念である。但し，この場合には，合金が溶解し微細化効果が出現するまでの潜伏時間と微細化効果が低下するとともにＴｉ化合物が凝集・沈降する時間が供試母合金ごとに規定されているので，その条件に従い，添加後，注湯までのプロセスを厳密に管理する必要がある。Ａｌ−Ｔｉ合金添加の場合には，７００℃以上で保持しておけばＴｉ化合物の凝集が生じ難く，溶解後３０分程度から少なくとも８時間程度は微細化効果を維持できる。
【００３７】
次に，請求項５の発明のように，上記合金溶湯にＡｌ−Ｃｕ−Ｐ合金の形でＰを添加して，過共晶凝固させると共に初晶Ｓｉ粒径を５０μｍ以下に微細化することが好ましい。Ｐ添加は，初晶Ｓｉの微細化用に供給されるＡｌ−Ｃｕ−Ｐ合金の形で行うのが好ましい。これにより，量産工程で初晶Ｓｉ粒径を５０μｍ以下に安定的に微細化できる。
【００３８】
次に，請求項６の発明のように，鋳造後の上記ピストンを，温度４７０〜５００℃で２〜１２時間溶体化加熱後，温水中に焼き入れした後，温度２００〜２５０℃で２〜１２時間時効処理を施すことが好ましい。
すなわち，上記アルミニウム鋳造合金よりなるピストンは，鋳造後，溶体化処理と時効処理を施し，目的形状に機械加工して得られる。
【００３９】
この熱処理条件としては，上記のごとき条件が好ましい。特に溶体化加熱温度の上限は５００℃を超えない様，厳密に制御することが好ましい。５００℃を超えると部分的に溶融し，再凝固の際に気孔を生成するおそれがある。このような熱処理条件により，上記合金の特性を十分に発揮し，均質で性能の安定したピストンを得ることができる。
【００４０】
なお，熱処理コストを低減するため，上記溶体化処理の代わりに鋳造焼き入れ（鋳造直後に温水中に焼き入れ）を用いてもよい。この場合，焼き入れ直前のピストン温度は４００℃以上であることが好ましい。
ピストンの鋳造方法としては，低コストな重力鋳造が利用できる。但し，高圧鋳造，ダイカストなどでも鋳造可能である。
【００４１】
また，Ｔｉの添加は溶解の最終工程にて，Ａｌ−Ｔｉ合金，Ａｌ−Ｔｉ−Ｂ合金，またはＡｌ−Ｔｉ−Ｃ合金などの母合金添加の形で行うのが望ましい。これにより，結晶粒が十分に微細化され組織が等方・均質化されるとともに，凝集したＴｉ化合物の混入を抑制できる。
【００４２】
【発明の実施の形態】
実施形態例１
本発明の実施形態例にかかるピストン用アルミニウム鋳造合金につき４つの実施例と４つの比較例を用いて説明する。
【００４３】
本例では，表１に示すごとく，８種類のアルミニウム合金を溶製した。
各合金は，Ｔｉ含有量が０．１重量％以下の合金溶湯を準備し，該合金溶湯にＡｌ−Ｔｉ合金等を添加して上記合金溶湯内のＴｉ含有量を増した後，該合金溶湯を７００℃以上の温度に保持すると共に上記Ａｌ−Ｔｉ合金の添加後８時間以内に，鋳型内に注湯して鋳造した。
【００４４】
具体的には，Ｔｉ，Ｖ，Ｐの添加はそれぞれＡｌ−５ｗｔ％Ｔｉ合金，Ａｌ−５ｗｔ％Ｖ合金，Ａｌ−１９ｗｔ％Ｃｕ−１．４ｗｔ％Ｐ合金を他の成分を調整した上記合金溶湯中に最後に溶解して行った。
その後７４０〜７６０℃でフラックス添加による脱酸処理を施した後，真空中で２０分間保持する真空脱ガス処理を施した後，表面にＢＮを塗布した室温のＪＩＳ４号試験片採取用舟型に鋳込んだ。
【００４５】
注湯温度は６８０℃である。なお舟型は予めバーナー加熱し十分に水分を除去した後室温に冷却したものを用いた。得られた鋳造素材に，４９５℃×３時間の加熱後５０℃の温水中に焼き入れる溶体化処理を施し，次いで２１０℃×３時間の時効処理を施した。さらに，疲労試験片を採取する素材については，その試験温度と同じ３５０℃または２００℃で１００時間加熱する，予備加熱処理を施した。
【００４６】
実施例１の合金は第１発明に属する合金でＭｇ量が低く，Ｔｉを添加したものである。
実施例２の合金は，実施例１の合金にＶを添加した第２発明に属する合金である。
実施例３の合金は第３発明に属する合金で，Ｍｇを増量し，Ｓｉ，Ｎｉ，Ｆｅ，Ｍｎを減量した合金である。
実施例４の合金は実施例１の合金にＭｇを適量添加した合金である。
【００４７】
比較例１はピストンに広く使用されているＪＩＳのＡＣ８Ａ合金である。
比較例２の合金はＣｕ量を高くし，高温強度を高めた公知合金である。
比較例３は実施例１に比ぺＣｕ量のみ低い合金である。
比較例４は実施例１に比ぺＣｕ量が高い合金である。
【００４８】
【表１】
この様に熱処理した鋳造素材から機械加工により疲労試験片，組織観察試料および硬さ測定試料を採取した。疲労試段片の平行部はφ４ｍｍ×長さ６ｍｍとし，舟型底から１４ｍｍ高さの位置を試験辺の軸中心として加工した。硬さ測定試料は２００℃で１００時間の予備加熱を行った素材から採取した。
【００５０】
３５０℃での疲労試験はφ４×長さ６ｍｍの平行部を有する平滑試験片を用いて，電気油圧式疲労試験機により，引張−圧縮の５０Ｈｚの正弦波応力波形にて実施した。また，２００℃での切欠材の疲労試験は，φ６ｍｍの平行部に３本の環状切欠（切欠底径φ４ｍｍ，切欠底Ｒ０．１）付き試験片を用いて，電気油圧式疲労試験機により，引張−圧縮の５０Ｈｚの正玄波応力波形にて実施した。
【００５１】
３５０℃疲労強度，２００℃切欠疲労強度，室温におけるビッカース硬さおよび組織観察によって調べた気孔の有無を表２に示す。表示した疲労強度はいずれも試験結果の応力振幅−破断寿命線図から求めた寿命が１０7回となる疲労強度である。
【００５２】
組織観察の結果，Ａｌ−Ｔｉ合金の形でＴｉを０．２重量％添加した実施例１〜４および比較例３，４の合金は結晶粒径ｄと二次デンドライトアーム間隔ＤＡＳとの比ｄ／ＤＡＳが２５以下でデンドライトアームの整列がほとんどない均質な凝固組織であるのに対し，Ｔｉ添加量が０．１重量％以下である比較例１，２の合金ではｄ／ＤＡＳが２５より大きくデンドライトアームの整列が多く認められる不均質な凝固組織であった。
【００５３】
ここで，上記結晶粒径ｄと二次デンドライトアーム間隔ＤＡＳとの関係を，図１を用いて模式的に説明する。
同図より知られるごとく，上記アルミニウム鋳造合金の組織における結晶粒５は，主として基地α−Ａｌ相５６と，これと同じ相よりなりデンドライト５０とそれを取り囲む晶出物５５とにより構成されている。そして，二次デンドライトアーム間隔ＤＡＳは，この二次デンドライトアーム５４の平均間隔の寸法である。
【００５４】
図２に示す比較例２の合金の組織においては，符号６に示す様な二次デンドライトアームの整列した部分が明らかに認められる。これに対し図３に示す本発明の合金の組織においては，このような二次デンドライトアームの整列が認められず，組織が均質であると判断できる。
このように組織の均質性の判断基準として上記ｄ／ＤＡＳの代りに二次デンドライトアームの整列部の有無を用いてもよい。この場合，二次デンドライトアームが１０個以上，明確に同一方向に並んでいる図２の符号６のような組織を整列有りと判断する。なお，この判断は試料の標準的な組織写真を用いて行うものとし，ごく一部の特異組織は判断対象としないこととする。
【００５５】
また，Ｃｕ量が高い比較例２と４の合金では気孔が観察され，安定した疲労強度が要求されるピストン材料としては好ましくない。
また，供試した全合金はＡｌ−Ｃｕ−Ｐ合金の形でＰ添加を行っており，その結果初晶Ｓｉの平均粒径は５０μｍ以下と微細であることを確認した。
表２から知られるごとく，実施例１〜４の合金はいずれも比較例１〜３の合金に比べて３５０℃における高温疲労強度が高い。
【００５６】
すなわち，実施例１〜４の合金は高出力ピストンの頂面部に要求される３５０℃付近の温度域での疲労特性に優れると考えられる。
また，実施例３，４の合金は比較例２の合金に比べて２００℃の切欠疲労強度が高い。
比較例１の合金も同強度が高いが３５０℃の疲労強度が極めて低い欠点がある。
実施例１，２の合金は２００℃切欠疲労強度が比較例２に比べてやや高いレベルにしかないが，硬さが著しく低いという特徴を持つ。すなわち，硬さが低い実施例１，２の合金でピストンを製造すると，ピストンピンの変形に応じてピンボス部が変形し易く，両者の接触面が増して応力集中が低減されるという効果が期待できる。
【００５７】
実施例１，２の合金では２００℃での疲労強度が適度である上，このような接触応力の低減効果が期待できるので，ピンボス部の実用疲労特性に優れると考えられる。なお，比較例３の合金は，さらに硬さが低い特徴を持つが，２００℃における平滑材の疲労強度が極度に低い上，３５０℃疲労強度も実施例１〜４ほど高くない。
【００５８】
以上の結果から，Ｔｉ添加により凝固組織を均質化し，Ｃｕ量を適度に増量し，Ｍｇ量に応じてＳｉ，Ｎｉ，Ｆｅ，Ｍｎ量を調整した第１〜第３発明に属する実施例１〜４の合金が，頂面およびピンボス部の実用疲労特性に優れることが分かった。なお，Ｖの適量添加によりさらに疲労強度が向上することが分かった。
【００５９】
【表２】
実施形態例２
本例では，上記実施例１〜４のアルミニウム鋳造合金を用いて製造したピストンの一例を示す。
本例のピストン１は，図４に示すごとく，全体形状が円筒状であって，その上端に頂面部３を有し，その裏側にピンボス部２を２つ有している。各ピンボス部２にはピン穴２０が設けられており，各ピン穴２０に図示しないコンロッドを固定するためのピストンピンを挿入するように構成されている。
【００６１】
このピストン１を製造するに当たっては，上記実施形態例１の試験片を製造する場合と同様に行う。
すなわち，Ｔｉ含有量が０．１重量％以下の合金溶湯を準備し，合金溶湯にＡｌ−Ｔｉ合金，Ａｌ−Ｃｕ−Ｐ合金等を添加して上記合金溶湯内のＴｉ含有量を増す。その後，この合金溶湯を７００℃以上の温度に保持すると共に上記Ａｌ−Ｔｉ合金の添加後８時間以内に，鋳型内に注湯して上記ピストン１を鋳造する。
その後，ピストン１は，温度４７０〜５００℃で２〜１２時間溶体化加熱後，温水中に焼き入れした後，温度２００〜２５０℃で２〜１２時間時効処理を施す。
【００６２】
このようにして得られたピストン１は，使用する合金（実施例１〜４）ごとに，それぞれ上記実施形態例１において述べたような優れた作用効果を発揮する。
それ故，ピストン１は，過共晶凝固による気孔発生の防止，Ｔｉ添加による凝固組織の均質化，最適Ｃｕ添加，Ｔｉ，Ｖ，Ｆｅ，Ｍｎ添加による高温強度向上，Ａｌ−Ｃｕ−Ｐ添加による初晶Ｓｉ微細化，Ｍｇ低減による低耐力化を併用することにより，ピストンとしての多様な実用疲労特性を総合的に高めることができる。
【００６３】
【発明の効果】
上述のごとく，本発明によれば，従来よりも実用疲労特性に優れたピストン用アルミニウム鋳造合金およびピストンの製造方法を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】実施形態例１における，結晶粒径ｄと二次デンドライトアーム間隔ＤＡＳとの関係を示す説明図。
【図２】実施形態例１における，比較例２の合金の光学顕微鏡組織を示す図面代用写真。
【図３】実施形態例１における，実施例１の合金の光学顕微鏡組織を示す図面代用写真。
【図４】実施形態例２における，ピストンの一部切欠き斜視図。
【符号の説明】
１．．．ピストン，
２．．．ピンボス部，
２０．．．ピン穴，
３．．．頂面部，
５．．．結晶粒，
５０．．．デンドライト，
５４．．．二次デンドライトアーム，
５５．．．初晶Ｓｉ以外の晶出物（黒又は灰色の粒子），
５６．．．基地α−Ａｌ相（白い基地部），
５７．．．初晶Ｓｉ（塊状の粒子），
６．．．二次デンドライトアームが整列した部分，
Claims (6)
- Ｍｇ：０．２重量％以下，Ｔｉ：０．１〜０．３重量％，Ｓｉ：１１〜１５重量％，Ｃｕ：２〜３．５重量％，Ｆｅ：０．２〜１重量％，Ｍｎ：０．２〜１重量％，Ｎｉ：１〜３重量％，Ｐ：０．００１〜０．０１５重量％，残部Ａｌおよび不純物からなり，基地α−Ａｌ相の結晶粒径ｄと二次デンドライトアーム間隔ＤＡＳとの比ｄ／ＤＡＳが２５以下であり，初晶Ｓｉが存在する過共晶組織を有することを特徴とするピストン用アルミニウム鋳造合金。
- Ｍｇ：０．２重量％以下，Ｔｉ：０．１〜０．３重量％，Ｓｉ：１１〜１５重量％，Ｃｕ：２〜３．５重量％，Ｆｅ：０．２〜１重量％，Ｍｎ：０．２〜１重量％，Ｎｉ：１〜３重量％，Ｐ：０．００１〜０．０１５重量％，Ｖ：０．０３〜０．３重量％，残部Ａｌおよび不純物からなり，基地α−Ａｌ相の結晶粒径ｄと二次デンドライトアーム間隔ＤＡＳとの比ｄ／ＤＡＳが２５以下であり，初晶Ｓｉが存在する過共晶組織を有することを特徴とするピストン用アルミニウム鋳造合金。
- Ｍｇ：０．５〜２重量％，Ｔｉ：０．１〜０．３重量％，Ｓｉ：１１〜１３重量％，Ｃｕ：２．５〜３．２５重量％，Ｆｅ：０〜０．７重量％，Ｍｎ：０〜０．７重量％，Ｎｉ：０．５〜１．５重量％，Ｐ：０．００１〜０．０１５重量％，残部Ａｌおよび不純物からなり，基地α−Ａｌ相の結晶粒径ｄと二次デンドライトアーム間隔ＤＡＳとの比ｄ／ＤＡＳが２５以下であり，初晶Ｓｉが存在する過共晶組織を有することを特徴とするピストン用アルミニウム鋳造合金。
- 請求項１〜３のいずれか１項に記載のピストン用アルミニウム鋳造合金よりなるピストンを製造する方法であって，
Ｔｉ含有量が０．１重量％以下の合金溶湯を準備し，該合金溶湯にＡｌ−Ｔｉ合金を添加して上記合金溶湯内のＴｉ含有量を増した後，該合金溶湯を７００℃以上の温度に保持すると共に上記Ａｌ−Ｔｉ合金の添加後８時間以内に，鋳型内に注湯して上記ピストンを鋳造することを特徴とするピストンの製造方法。 - 請求項４において，上記合金溶湯にＡｌ−Ｃｕ−Ｐ合金の形でＰを添加して，過共晶凝固させると共に初晶Ｓｉ粒径を５０μｍ以下に微細化することを特徴とするピストンの製造方法。
- 請求項４又は５において，鋳造後の上記ピストンを，温度４７０〜５００℃で２〜１２時間溶体化加熱後，温水中に焼き入れした後，温度２００〜２５０℃で２〜１２時間時効処理を施すことを特徴とするピストンの製造方法。
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