JP5449754B2 - エンジンまたはコンプレッサーのピストンの鍛造方法 - Google Patents

Description

本発明は、エンジンまたはコンプレッサーのピストンの鍛造方法に関する。

内燃機関（エンジン）用ピストンは燃焼室内における燃焼エネルギーを動力に変換するための運動部品であり、コンプレッサー用ピストンは回転力を利用して圧縮空気を作るための運動部品である。前記ピストンは、いずれも運動部品であるので、軽量であると共に、優れた耐熱性、耐摩耗性、疲労強度特性及び耐久性を備えていることが必要とされる。そこで、前記ピストンとして、アルミニウム合金製の鍛造ピストンを用いることが検討されている。

鍛造に用いられるアルミニウムとして、例えば、ＪＩＳに規定されているＡ４０３２合金、Ａ２６１８合金等が知られている。

前記Ａ４０３２合金は、全量に対し、１１〜１３．５重量％の範囲のケイ素と、１．０重量％以下の鉄と、０．５〜１．３重量％の範囲の銅と、０．８〜１．３重量％の範囲のマグネシウムと、０．６〜１．２重量％の範囲のマンガンと、０．１重量％以下のクロムと、０．２５重量％以下の亜鉛と、０．５〜１．３重量％の範囲のニッケルと、不可避的不純物とを含み、残部アルミニウムからなる組成を備えるものである。しかし、前記Ａ４０３２合金は、析出強化を企図した材料であるため、ピストンを鍛造した場合、該ピストンが高温に晒されると強度が低下するという問題がある。

また、前記Ａ２６１８合金は、全量に対し、０．１〜０．２５重量％の範囲のケイ素と、０．９〜１．３重量％の範囲の鉄と、１．９〜２．７重量％の範囲の銅と、１．３〜１．８重量％の範囲のマグネシウムと、０．１重量％以下の亜鉛と、０．０４〜０．１重量％の範囲のチタンと、０．９〜１．２重量％の範囲のニッケルと、不可避的不純物とを含み、残部アルミニウムからなる組成を備えるものである。しかし、前記Ａ２６１８合金は、ケイ素の含有量が０．１〜０．２５重量％と少ないため熱膨張率が大となり、ピストンの摺動性が低くなるという問題がある。

前記Ａ４０３２合金または前記Ａ２６１８合金の前記問題点を改良するために、種々の提案がなされている。例えば、全量に対し、１０．０〜１４．０重量％の範囲のケイ素と、３．０〜６．０重量％の範囲の銅と、０．１〜１．０重量％の範囲のマグネシウムと、０．６〜１．８重量％の範囲の鉄と、０．８〜３．０重量％の範囲のニッケルと、０．１〜０．７重量％の範囲のマンガンと、０．１〜０．７重量％の範囲のチタンと、０．０５〜０．３重量％の範囲のジルコニウムと、０．０５〜０．５重量％の範囲のバナジウムと、不可避的不純物とを含み、残部アルミニウムからなる組成を備えるアルミニウム合金が知られている（特許文献１参照）。しかしながら、このアルミニウム合金では、２００℃以上の温度では強度を向上する効果が得られず、ピストンを鍛造した場合、高温条件下では該ピストンの天井部で十分な強度を得ることができないとの不都合がある。

また、全量に対し、１２〜１４重量％の範囲のケイ素と、３．０〜１０．０重量％の範囲の銅と、０．７〜１．３重量％の範囲のマグネシウムと、１．５〜３．０重量％の範囲のニッケルと、０．１重量％以下の鉄と、０．５〜１．０重量％の範囲のマンガンと、０．０５〜０．３重量％の範囲のバナジウムと、不可避的不純物とを含み、残部アルミニウムからなる組成を備え、鋳造による晶出物の最大長を２００μｍ以下に制御して分散強化したアルミニウム合金が知られている。このアルミニウム合金は、溶湯を、樹枝状晶のデンドライトアーム間隔が２０〜３０μｍ相当の範囲となる冷却速度で鋳造することにより得られる、とされている（特許文献２参照）。しかしながら、このアルミニウム合金では、金属間化合物を晶出させる遷移元素金属を多量に添加するため、比重が大きくなり軽量化を妨げるばかりでなく、使用時の動的応力に対して粗大晶出物が原因となって切欠が発生するので、十分な強度が得られないとの不都合がある。
特開平７−２１６４８７号公報 特開２０００−５４０５３号公報

本発明は、かかる不都合を解消して、優れた高温強度を備えるエンジンまたはコンプレッサーのピストンの鍛造方法を提供することを目的とする。

金属または合金では、結晶粒を微細化すれば、強度、靭性等の機械的特性が向上することが知られている。また、結晶粒の微細化は、金属材料の異方性を打ち消す上でも有効である。そこで、従来、加工熱処理により結晶粒を微細化する方法が知られている。前記加工熱処理は、強加工または繰り返し加工により歪みを導入することによって結晶粒を微細化するものである。

前記強加工によって、結晶粒を微細化する方法としては、圧縮ねじり法、ＥＣＡＰ(Equal Channel Angular Pressing)法、繰り返し圧延法等がある。前記圧縮ねじり法は、円柱状のコンテナに金属試料を装填し、パンチを用いて該金属試料の一端部に圧縮力、ねじり力を加えることにより強歪みを該金属試料に導入して、結晶粒を微細化するものである。また、前記ＥＣＡＰ法は、Ｌ型孔を有する金型内に棒状の金属試料を押し通すことにより、断面形状を変えることなく該金属試料を強歪み加工して、結晶粒を微細化するものである。また、前記繰り返し圧延法は、板材金属材料を圧延し、折り重ねた後で再度圧延を繰り返すことにより強歪みを該金属試料に導入して、結晶粒を微細化するものである。

ところが、前記従来の加工熱処理により結晶粒を微細化する方法は、いずれも、デンドライトアーム間隔等の加工前の素材の組織因子を考慮することなく、強加工により結晶粒を微細化するものであるので、大きな加工歪みを加えなければならず、しかも十分な効果が得られない。また、前記ＥＣＡＰ法は、原理的に装置の大型化が困難であり、前記繰り返し圧延法は、素材が薄板に限定されるので、ピストン用素材を製造することが難しいとの問題がある。

そこで、前記目的を達成するために、本発明のエンジンまたはコンプレッサーのピストンの鍛造方法は、全量に対し、７〜１７重量％の範囲のケイ素と、０．５〜３重量％の範囲の銅と、０．４〜１．５重量％の範囲のマグネシウムと、０．６〜１．２重量％の範囲のマンガンと、０．８〜３重量％の範囲のニッケルと、０．０５〜０．３重量％の範囲のジルコニウムと、０．１５〜１．０重量％の範囲の鉄と、残部アルミニウム及び不可避的不純物とからなるアルミニウム合金を、１２〜５０℃／秒の範囲の冷却速度で冷却して凝固させ、樹枝状晶のデンドライトアーム間隔が２〜１８μｍの範囲である鋳造体を得る工程と、前記鋳造体に対して、２００〜２４０℃の範囲の温度で、２０〜４５％の範囲の加工率の予備加工を施し、鍛造用アルミニウム合金素材を形成する工程と、前記鍛造用アルミニウム合金素材に対して該鍛造用アルミニウム合金の再結晶温度を超える温度で鍛造加工を施す工程とを備えることを特徴とする。

前記アルミニウム合金は、全量に対し、７〜１７重量％の範囲のケイ素を含有することにより、ピストンの高温使用時における線膨張係数を抑制し、その寸法変化を小さくすると共に、高速での摺動に耐えるようにするという効果を得ることができる。ケイ素の含有量が全量に対し７重量％未満では、前記効果を十分に得ることができず、１７重量％を超えると、初晶Ｓｉが多量に晶出し、鍛造性及び強度特性を劣化させ、ピストンとして十分な靭性及び加工性を得ることができない。

前記アルミニウム合金は、全量に対し、０．５〜３重量％の範囲の銅を含有することにより、銅がアルミニウムに固溶して２００℃程度までの材料強度を向上させることができる。銅の含有量が全量に対し０．５重量％未満では強度特性が著しく劣化し、３重量％を超えると、Ａｌ−Ｎｉ系金属間化合物の晶出を妨げ２５０℃以上での材料強度の向上を妨げると共に比重が増大し鍛造性が劣化する。

前記アルミニウム合金は、全量に対し、０．４〜１．５重量％の範囲のマグネシウムを含有することにより、マグネシウムがアルミニウムに固溶して生地を強化することができると共に、Ｓｉと結びつきＭｇ_２Ｓｉを晶出して強度及び耐摩耗性を向上させるとの効果を得ることができる。マグネシウムの含有量が全量に対し０．４重量％未満では、前記効果を十分に得ることができず、１．５重量％を超えると靭性が低下する。

前記アルミニウム合金は、全量に対し、０．６〜１．２重量％の範囲のマンガンを含有することにより、マンガンがアルミニウムに固溶して生地を強化することができると共に、Ｍｎ−Ｆｅ系の金属間化合物を形成する一方、Ａｌ−Ｆｅの針状金属間化合物の形成を抑制して靭性の低下を防止するとの効果を得ることができる。マンガンの含有量が全量に対し０．６重量％未満では、前記効果を十分に得ることができず、１．２重量％を超えると、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系の粗大金属化合物が生成し、強度及び靭性を向上する効果が乏しくなる。

前記アルミニウム合金は、全量に対し、０．８〜３重量％の範囲のニッケルを含有することにより、Ａｌ−Ｎｉ系金属間化合物または共存する銅とのＡｌ−Ｃｕ−Ｎｉ系３元金属間化合物を形成して高温強度を向上するとの効果を得ることができる。ニッケルの含有量が全量に対し０．８重量％未満では、前記効果を十分に得ることができず、３重量％を超えると晶出物が粗大化し、靭性が低下すると共に鍛造時に割れや欠陥等が発生する。また、銅に対するニッケルの比率をＮｉ／Ｃｕ＞１以上となるようにすることが好ましい。

前記アルミニウム合金は、全量に対し、０．０５〜０．３重量％の範囲のジルコニウムを含有することにより、結晶粒を微細化すると共に耐熱性を向上するとの効果を得ることができる。ジルコニウムの含有量が全量に対し０．０５重量％未満では前記効果を十分に得ることができず、０．３重量％を超えると粗大なＡｌ−Ｚｒ系金属間化合物を晶出し、高温での強度特性や鍛造性が低下する。ジルコニウムの含有量は、高温強度特性及び鍛造性を良好にするために、０．１〜０．２重量％の範囲とすることが好ましい。

前記アルミニウム合金は、全量に対し、０．１５〜１．０重量％の範囲の鉄を含有することにより、Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物または共存する銅とのＡｌ−Ｃｕ−Ｆｅ系３元金属間化合物を形成して高温強度を向上するとの効果を得ることができる。鉄の含有量が全量に対し０．１５重量％未満では、前記効果を十分に得ることができず、１．０重量％を超えると晶出物が粗大化し、靭性が低下すると共に鍛造時に割れや欠陥等が発生する。

また、鉄の含有量は、ニッケルの含有量との合計が４重量％以下の範囲とすることが好ましい。鉄は、ニッケルと共にＡｌ−Ｎｉ−Ｆｅ系金属間化合物を形成するが、鉄とニッケルとの含有量の合計が４重量％を超えると、晶出する前記金属間化合物が粗大化し、強度及び鍛造性を阻害することがある。

前記アルミニウム合金は、前記組成を備えるアルミニウム合金を１２〜５０℃／秒の範囲の冷却速度で冷却して凝固させることにより、樹枝状晶のデンドライトアーム間隔が２〜１８μｍの範囲の鋳造体となる。前記鋳造体は、前記アルミニウム合金の冷却速度が１２℃／秒未満では、前記樹枝状晶のデンドライトアーム間隔を１８μｍ以下とすることができない。また、前記冷却速度を５０℃／秒を超えるものとすることは、技術的に困難である。

前記アルミニウム合金は、前記鋳造体において前記樹枝状晶のデンドライトアーム間隔が２〜１８μｍの範囲であることにより、優れた鍛造性を得ることができ、しかも鍛造したときに高温において優れた強度を得ることができる。前記樹枝状晶のデンドライトアーム間隔を２μｍ未満とすることは、技術的に困難である。また、前記樹枝状晶のデンドライトアーム間隔が１８μｍを超えると、十分な鍛造性と、高温における十分な強度特性とを得ることができない。
前記樹枝状晶のデンドライトアーム間隔が２〜１８μｍの範囲である前記鋳造体に対し、２００〜２４０℃の範囲の温度で、２０〜４５％の範囲の加工率の予備加工を施して圧縮負荷を付与することにより、結晶粒及びデンドライトアーム間隔がさらに微細化された鍛造用アルミニウム合金素材を形成することができる。そこで、前記鍛造用アルミニウム合金素材に対して該鍛造用アルミニウム合金の再結晶温度を超える温度で鍛造加工を施すことにより、エンジンまたはコンプレッサーのピストンにおいて優れた高温強度を得ることができる。

また、前記アルミニウム合金は、全量に対し、０．０１〜０．３重量％の範囲のチタンを含むことが好ましい。前記アルミニウム合金は、さらに、全量に対し、０．０１〜０．３重量％の範囲のチタンを含有することにより、結晶粒を微細化すると共に耐熱性を向上するとの効果を得ることができる。チタンの含有量が全量に対し０．０１重量％未満では前記効果を十分に得ることができないことがあり、０．３重量％を超えると粗大なＡｌ−Ｔｉ系金属間化合物を晶出し、高温での強度特性や鍛造性が低下することがある。チタンの含有量は、高温強度特性及び鍛造性を良好にするために、０．１〜０．２重量％の範囲とすることがさらに好ましい。

また、前記アルミニウム合金は、全量に対し、０．０１〜０．３重量％の範囲のアンチモンまたは０．００５〜０．１重量％の範囲のベリリウムを含むことが好ましい。
とすることがさらに好ましい。

本発明の鍛造方法によれば、前記樹枝状晶のデンドライトアーム間隔が２〜１８μｍの範囲である前記鋳造体に対し、２００〜２４０℃の範囲の温度で、２０〜４５％の範囲の加工率の予備加工を施して圧縮負荷を付与することにより、結晶粒及びデンドライトアーム間隔がさらに微細化された鍛造用アルミニウム合金素材を形成することができる。そこで、前記鍛造用アルミニウム合金素材に対して該鍛造用アルミニウム合金の再結晶温度を超える温度で鍛造加工を施すことにより、優れた精度でエンジンまたはコンプレッサーのピストンを鍛造することができ、得られたピストンにおいて優れた高温強度を得ることができる。

また、本発明の鍛造方法では、前記鍛造用アルミニウム合金素材を形成する工程と、該鍛造用アルミニウム合金素材に対して鍛造加工を施す工程とを、鍛造プレス内で一挙動で行うことにより、前記エンジンまたはコンプレッサーのピストンを効率よく鍛造することができるので好ましい。

次に、添付の図面を参照しながら本発明の実施の形態についてさらに詳しく説明する。図１は本実施形態のアルミニウム合金における冷却速度と樹枝状晶のデンドライトアーム間隔との関係を示すグラフ、図２は本実施形態のアルミニウム合金の鋳造体から鍛造されたピストンと現用のアルミニウム合金の鋳造体から鍛造されたピストンとの疲労強度を示すグラフである。

本実施形態のエンジンまたはコンプレッサーのピストン用アルミニウム合金は、全量に対し、７〜１７重量％の範囲のケイ素と、０．５〜３重量％の範囲の銅と、０．４〜１．５重量％の範囲のマグネシウムと、０．６〜１．２重量％の範囲のマンガンと、０．８〜３重量％の範囲のニッケルと、０．０５〜０．３重量％の範囲のジルコニウムと、０．１５〜１．０重量％の範囲の鉄と、不可避的不純物とを含むアルミニウム合金を、１２〜５０℃／秒の範囲の冷却速度で冷却して凝固させた鋳造体であって、樹枝状晶のデンドライトアーム間隔が２〜１８μｍの範囲である。

本実施形態のエンジンまたはコンプレッサーのピストン用アルミニウム合金において、前記ケイ素は、例えば、全量に対し８〜１６重量％の範囲とすることができ、前記銅は、例えば、全量に対し１〜２．８重量％の範囲とすることができ、前記マグネシウムは、例えば、全量に対し０．８〜１重量％の範囲とすることができ、前記マンガンは、例えば、全量に対し０．６〜１重量％の範囲とすることができ、前記ニッケルは、例えば、全量に対し０．５〜２重量％の範囲とすることができ、前記ジルコニウムは、例えば、全量に対し０．１〜０．２重量％の範囲とすることができ、前記鉄は、例えば、全量に対し０．１５〜０．８重量％の範囲とすることができる。

ここで、前記鉄は任意に添加してもよく、リサイクル材を使用することにより不可避的に混入するものであってもよい。本実施形態のアルミニウム合金において、鉄の含有量が少ないと、高温における強度特性に及ぼす効果が少ないが、リサイクル材を使用する場合には、多ければ多いほどリサイクル材の品位を落として使えるメリットがある。

また、本実施形態のアルミニウム合金は、全量に対し、０．０１〜０．３重量％の範囲のチタンを含んでいてもよい。本実施形態のアルミニウム合金において、前記チタンは、例えば、全量に対し０．０１〜０．２５重量％の範囲とすることができる。

さらに、本実施形態のアルミニウム合金は、全量に対し、０．０１〜０．３重量％の範囲のアンチモンまたは０．００５〜０．１重量％の範囲のベリリウムを含んでいてもよい。本実施形態のアルミニウム合金は、前記範囲のアンチモンと、前記範囲のベリリウムとを両方とも含んでいてもよく、どちらか一方のみを含んでいてもよい。本実施形態のアルミニウム合金において、前記アンチモンは、例えば、全量に対し０．００８〜０．０１重量％の範囲とすることができ、前記ベリリウムは、例えば、全量に対し０．００６〜０．０１重量％の範囲とすることができる。

次に、本実施形態のアルミニウム合金の一例における冷却速度と前記樹枝状晶のデンドライトアーム間隔（ＤＡＳ）との関係を図１に示す。図１に示すアルミニウム合金は、全量に対し、１２重量％のケイ素と、２．５重量％の銅と、１重量％のマグネシウムと、１重量％の範囲のマンガンと、２重量％のニッケルと、０．１３重量％のジルコニウムと、０．２重量％の鉄と不可避的不純物とを含む鋳造体である。

図１から、前記組成のアルミニウム合金を、１２〜５０℃／秒の範囲の冷却速度で冷却して凝固させることにより、前記樹枝状晶のデンドライトアーム間隔が２〜１８μｍの範囲である鋳造体を得ることができることが明らかである。ここで、前記樹枝状晶のデンドライトアーム間隔は、試料をミクロ研磨した後、金属顕微鏡で１００〜２００倍に拡大して写真撮影し、撮影された画像から樹枝状晶の二次枝の間隔を測定し、その実測値に顕微鏡の倍率を乗じることにより算出した。

また、本実施形態のエンジンまたはコンプレッサーのピストンの鍛造方法は、前記樹枝状晶のデンドライトアーム間隔が２〜１８μｍの範囲であるアルミニウム合金の鋳造体を得たのち、該鋳造体に対して、２００〜２４０℃の範囲の温度で、２０〜４５％の範囲の加工率の予備加工を施して、鍛造用アルミニウム合金素材を形成し、さらに該鍛造用アルミニウム合金素材に対して該鍛造用アルミニウム合金の再結晶温度を超える温度、例えば４００℃の温度で鍛造加工を施すものである。前記鍛造方法において、前記鍛造用アルミニウム合金素材を形成する工程と、該鍛造用アルミニウム合金素材に対して鍛造加工を施す工程とは、鍛造プレス内で一挙動で行うようにしてもよい。

次に、本発明の実施例、比較例及び参考例を示す。

まず、それぞれ表１に示す組成を備えるアルミニウム合金を鋳造し、１２〜５０℃／秒の冷却速度で凝固させて、試料１〜１５の鋳造体を製造した。次に、各アルミニウム合金鋳造体の前記樹枝状晶のデンドライトアーム間隔（ＤＡＳ）及び晶出物の粒子径を測定した。前記樹枝状晶のデンドライトアーム間隔は図１の場合と同一の方法で測定した。また、前記晶出物の粒子径は、例えば２００〜４００倍のミクロ写真の画像に任意の直線を引き、該直線にかかった晶出物の粒子径をスケールで測定し、その実測値に該画像の倍率を乗じることにより算出した。結果を、各アルミニウム合金の比重と共に表２に示す。

表１及び表２において、試料１〜１１は本発明の実施例であり、アルミニウム合金に含まれる成分のうち、ケイ素は全量に対し８〜１６重量％の範囲、銅は全量に対し１〜２．８重量％の範囲、マグネシウムは全量に対し０．８〜１重量％の範囲、マンガンは全量に対し０．６〜１重量％の範囲、ニッケルは全量に対し０．５〜２重量％の範囲、ジルコニウムは全量に対し０．１〜０．２重量％の範囲、鉄は全量に対し０．１５〜０．８重量％の範囲である。また、試料１〜１１は、チタン、アンチモン、ベリリウムを含む場合には、チタンは全量に対し０．０１〜０．２５重量％の範囲、アンチモンは全量に対し０．００８〜０．０１重量％の範囲、ベリリウムは全量に対し０．００６〜０．０１重量％の範囲である。さらに、試料１〜１１は樹枝状晶のデンドライトアーム間隔が２〜１６μｍの範囲であり、晶出物の粒子径が２〜４０μｍの範囲である。

表１及び表２において、試料１２〜１７は本発明の比較例であり、マンガン、ジルコニウムまたは鉄を全く含まない。また、試料１２〜１７は樹枝状晶のデンドライトアーム間隔が１８μｍより大きく、２５〜４０μｍの範囲である。

表１及び表２において、試料１８、１９は参考例である。試料１８はＪＩＳのＡ４０３２合金であり、試料１９はＪＩＳのＡＣ８Ａ合金である。また、試料１８、１９は樹枝状晶のデンドライトアーム間隔が１８μｍより大きく、３８〜４２μｍの範囲である。

次に、試料１〜１９のアルミニウム合金の鋳造体をピストンの形状に鍛造して、機械的特性及び鍛造性を評価した。結果を表３に示す。

前記機械的特性は、試料１〜１９のアルミニウム合金の鋳造体から鍛造された各ピストンから試験片を切り出し、各試験片を３００℃の温度に１００時間保持した後、３００℃の温度で引張試験を行い、引張張力及び伸びを測定した。

また、前記鍛造性は、試料１〜１９のアルミニウム合金の鋳造体を３５０℃に加熱してピストン形状に鍛造したときの割れの有無により評価した。表３において、○は割れが発生しなかったものを、×は割れが発生したものを、△は寸法または形状に不都合を生じたものを、それぞれ示す。

表３から、試料１〜１１のアルミニウム合金の鋳造体から鍛造されたピストンは、ＪＩＳのＡ４０３２合金（試料１８）の鋳造体から鍛造されたピストンに比較して引張強度において優れており、ＪＩＳのＡＣ８Ａ合金（試料１９）の鋳造体から鍛造されたピストンに比較しても、引張強度及び伸びにおいて良好な結果を示すことが明らかである。

また、表３から、試料１〜１１のアルミニウム合金の鋳造体は、試料１２〜１９のアルミニウム合金の鋳造体に比較して、優れた鍛造性を備えていることが明らかである。

さらに、表２及び表３から、試料１〜１１のアルミニウム合金の鋳造体は、いずれも比重が２．７５以下であり、優れた高温強度及び鍛造性を維持しながら、比重の増加を抑えることにより、軽量化が可能であることが明らかである。

次に、試料３のアルミニウム合金の鋳造体から鍛造されたピストンと、試料１８のアルミニウム合金の鋳造体から鍛造されたピストンとについて、２５０℃及び３００℃で疲労強度試験を行った。結果を図２に示す。

図２から、試料３のアルミニウム合金の鋳造体から鍛造されたピストンは、２５０℃及び３００℃で、現用の試料１８のアルミニウム合金の鋳造体から鍛造されたピストンに比較して疲労強度が高いことが明らかである。特に、３００℃では、試料３のアルミニウム合金の鋳造体から鍛造されたピストンは、現用の試料１８のアルミニウム合金の鋳造体から鍛造されたピストンに比較して、３５％以上高い疲労限強度を示しており、疲労限強度が大幅に向上していることが明らかである。

次に、試料４のアルミニウム合金の鋳造体に対して、２４０℃の温度で、３２％の加工率の予備加工を施して鍛造用アルミニウム合金素材を形成した。また、試料６のアルミニウム合金の鋳造体に対して、２２０℃の温度で、４４％の加工率の予備加工を施して鍛造用アルミニウム合金素材を形成した。次に、各鍛造用アルミニウム合金素材の前記樹枝状晶のデンドライトアーム間隔（ＤＡＳ）及び晶出物の粒子径を、表１の場合と全く同一の方法により測定した。結果を各鍛造用アルミニウム合金素材の比重と共に表４に示す。

次に、前記各鍛造用アルミニウム合金素材に対して該鍛造用アルミニウム合金の再結晶温度を超える４００℃の温度で鍛造加工を施してピストンの形状に鍛造し、前記各ピストンの機械的特性及び鍛造性を、表３の場合と全く同一の方法により評価した。結果を表４に示す。

表４から、試料４及び試料６のアルミニウム合金の鋳造体は、いずれも２００〜２４０℃の範囲の温度で、２０〜４５％の範囲の加工率の予備加工を施して圧縮負荷を付与することにより、結晶粒及びデンドライトアーム間隔が、試料４及び試料６のアルミニウム合金の鋳造体に対してさらに微細化された鍛造用アルミニウム合金素材を形成することができることが明らかである。

また、表４から、前記鍛造用アルミニウム合金素材に対して該鍛造用アルミニウム合金の再結晶温度を超える４００℃の温度で鍛造加工を施すことにより、優れた精度でエンジンまたはコンプレッサーのピストンを鍛造することができ、得られたピストンにおいてさらに優れた高温強度を得ることができることが明らかである。

本発明に係る一実施形態のアルミニウム合金における冷却速度と樹枝状晶のデンドライトアーム間隔との関係を示すグラフ。 本発明に係る一実施形態のアルミニウム合金の鋳造体から鍛造されたピストンと現用のアルミニウム合金の鋳造体から鍛造されたピストンとの疲労強度を示すグラフ。

符号の説明

なし。

Claims (2)

1. 全量に対し、７〜１７重量％の範囲のケイ素と、０．５〜３重量％の範囲の銅と、０．４〜１．５重量％の範囲のマグネシウムと、０．６〜１．２重量％の範囲のマンガンと、０．８〜３重量％の範囲のニッケルと、０．０５〜０．３重量％の範囲のジルコニウムと、０．１５〜１．０重量％の範囲の鉄と、残部アルミニウム及び不可避的不純物とからなるアルミニウム合金を、１２〜５０℃／秒の範囲の冷却速度で冷却して凝固させ、樹枝状晶のデンドライトアーム間隔が２〜１８μｍの範囲である鋳造体を得る工程と、
   前記鋳造体に対して、２００〜２４０℃の範囲の温度で、２０〜４５％の範囲の加工率の予備加工を施し、鍛造用アルミニウム合金素材を形成する工程と、
   前記鍛造用アルミニウム合金素材に対して該鍛造用アルミニウム合金の再結晶温度を超える温度で鍛造加工を施す工程とを備えることを特徴とするエンジンまたはコンプレッサーのピストンの鍛造方法。
2. 請求項１記載の鍛造方法において、前記鍛造用アルミニウム合金素材を形成する工程と、該鍛造用アルミニウム合金素材に対して鍛造加工を施す工程とを、鍛造プレス内で一挙動で行うことを特徴とするエンジンまたはコンプレッサーのピストンの鍛造方法。

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