JP5526130B2 - エンジンピストン用素形材の製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、耐摩耗性と高温特性に優れたアルミニウム合金製エンジンピストン用素形材の製造方法及びエンジンピストン用素形材に関する。

自動車等の車両に搭載されるエンジンに用いられるエンジンピストンには、慣性力を可及的に小さくするために軽量性、上昇した最高温度における高温強度、上昇した最高温度における耐久性、熱膨張によるクリアランス変動を少なくするために低熱膨張性、ピストンリングの摺動によるリング溝の摩耗やスカート部がシリンダー面と接触することで生じる摩耗を低減するために耐摩耗性が要求される。

このため、鍛造で製造されたエンジンピストンにおいては、該ピストンを構成するアルミニウム合金として、耐摩耗性を重視する場合は、Ｓｉ添加量が共晶点以上の合金が用いられ（例えば、特許文献１参照）、一方、高温強度や高温疲労強度を重視する場合は、Ｓｉ添加量が共晶点以下の合金が用いられてきた（例えば、特許文献２参照）。

特開平６−２７９９０４号公報 特開２００１−１８１７６９号公報

しかるに、アルミニウム合金製エンジンピストンにおいて、エンジンの効率を高めるためには、耐摩耗性を維持しながら、高温強度及び高温疲労強度を高めることが望ましい。

本発明は、上述した技術背景に鑑みてなされたもので、その目的は、耐摩耗性と高温特性に優れたアルミニウム合金製エンジンピストン用素形材の製造方法及びエンジンピストン用素形材を提供することにある。

本発明のその他の目的及び利点は、以下の好ましい実施形態から明らかにされるであろう。

本発明は以下の手段を提供する。

［１］ Ｓｉ：１１．０〜１３．０質量％、Ｆｅ：０．６〜１．０質量％、Ｃｕ：３．５〜４．５質量％、Ｍｎ：０．２５質量％以下、Ｍｇ：０．４〜０．６質量％、Ｃｒ：０．１５質量％以下、Ｚｒ：０．０７〜０．１５質量％、Ｐ：０．００５〜０．０１０質量％、Ｃａ：０．００２質量％以下を含み、残部がＡｌ及び不可避不純物からなる組成の溶湯を、連続鋳造モールド注入前の溶湯温度を７２０℃以上に設定して連続鋳造することにより、直径８５ｍｍ以下の鋳造棒を得る連続鋳造工程と、
前記鋳造棒を３７０〜５００℃の温度で均質化処理して得られた鍛造用素材を鍛造することにより、エンジンピストン用素形材を得る鍛造工程と、
を含むことを特徴とするエンジンピストン用素形材の製造方法。

［２］ 前記溶湯の組成において、Ｐ添加量は次式（１）を満足している前項１記載のエンジンピストン用素形材の製造方法。
0.0025×Ｓｉ添加量−0.025≦Ｐ添加量≦0.0025×Ｓｉ添加量−0.02 …式（１）
ただし、Ｐ添加量及びＳｉ添加量の単位：それぞれ質量％。

［３］ 前項１又は２記載のエンジンピストン用素形材の製造方法により製造されたエンジンピストン用素形材であって、
素形材における少なくともスカート部対応部及びピストンリング溝部対応部に、初晶Ｓｉが存在しており、
素形材全体において、最大径５０μｍ以上の初晶Ｓｉが存在せず、且つ、最大径５０μｍ以上のＡｌ−Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｎ系巨大晶出物が存在しない、
ことを特徴とするエンジンピストン用素形材。

［４］ 鍛造で製造されたエンジンピストン用素形材であって、
素形材の組成は、Ｓｉ：１１．０〜１３．０質量％、Ｆｅ：０．６〜１．０質量％、Ｃｕ：３．５〜４．５質量％、Ｍｎ：０．２５質量％以下、Ｍｇ：０．４〜０．６質量％、Ｃｒ：０．１５質量％以下、Ｚｒ：０．０７〜０．１５質量％、Ｐ：０．００５〜０．０１０質量％、Ｃａ：０．００２質量％以下を含み、残部がＡｌ及び不可避不純物であることを特徴とするエンジンピストン用素形材。

［５］ 前記素形材の組成において、Ｐ添加量は次式（１）を満足している前項４記載のエンジンピストン用素形材。
0.0025×Ｓｉ添加量−0.025≦Ｐ添加量≦0.0025×Ｓｉ添加量−0.02 …式（１）
ただし、Ｐ添加量及びＳｉ添加量の単位：それぞれ質量％。

［６］ 素形材における少なくともスカート部対応部及びピストンリング溝部対応部に、初晶Ｓｉが存在しており、
素形材全体において、最大径５０μｍ以上の初晶Ｓｉが存在せず、且つ、最大径５０μｍ以上のＡｌ−Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｎ系巨大晶出物が存在しない、前項４又は５記載のエンジンピストン用素形材。

本発明によれば、溶湯の組成元素を所定範囲に調整し、本発明における製造方法に従ってエンジンピストン用素形材を製造することにより、耐摩耗性と高温特性に優れたアルミニウム合金製エンジンピストン用素形材を得ることができる。したがって、該素形材から製造されたエンジンピストンでは、エンジンの性能効率を向上させることが可能となり、自動車やオートバイなどの燃料使用量を減らすことが可能となる。

さらに、素形材は、少なくともスカート部対応部及びピストンリング溝部対応部に、初晶Ｓｉが存在しているため、少なくともこれらの部分は耐摩耗性に優れている。したがって、該素材から製造されたエンジンピストンでは、少なくともスカート部及びピストンリング溝部について摩耗を抑制することができる。

図１は、本発明の一実施形態に係るエンジンピストン用素形材の底面図である。 図２は、同素形材の正面図である。 図３は、図２中のＸ−Ｘ線断面図である。 図４は、同素形材から製造されたエンジンピストンの正面図である。 図５は、水平連続鋳造装置の概略断面図である。 図６は、ホットトップ連続鋳造装置の概略断面図である。 図７は、鍛造装置を用いて鍛造用素材を鍛造する工程の一例を示す鍛造装置の金型の断面図である。 図８は、鍛造装置を用いて鍛造用素材を鍛造する工程のもう一つの例を示す鍛造装置の金型の断面図である。 図９は、アルミニウム合金の溶湯の分析試料の斜視図である。 図１０は、ミクロ組織観察で撮像した実施例１の組織写真である。 図１１は、ミクロ組織観察で撮像した比較例３の組織写真である。 図１２は、実施例８〜１１及び比較例１５〜２２におけるＰ添加量とＳｉ添加量との関係を示す図である。

次に、本発明の実施形態について図面を参照して以下に説明する。

なお本実施形態において、「高温特性に優れる」とは、２５０℃での強度が優れること、すなわち、２５０℃において、引張強度（即ち高温引張強度）が１１０ＭＰａ以上で疲労強度（即ち高温疲労強度）が６０ＭＰａ以上であることを意味する。

図１〜３において、１１は、本発明の一実施形態に係るアルミニウム合金製エンジンピストン用素形材である。

図４において、１は、この素形材１１から製造されたアルミニウム合金製エンジンピストンである。

なお、以下の説明では、図１の紙面に向かって上下方向を「前後方向」、左右方向を「左右方向」とし、図２及び３の紙面に向かって上下方向を「上下方向」として説明をする。

図４に示すように、エンジンピストン１は、平面視円形状の冠面部２と、その下側に形成されたランド部３と、その下側に互いに対向して配置された一対のスカート部４、一対のピンボス部５及びサイドウォール部６と、を一体に備えている。ランド部３の外周面には、複数のピストンリング（例：圧力リング、オイルリング）が装着される複数のピストンリング溝部７が形成されている。

図１〜３に示すように、エンジンピストン用素形材１１は、鍛造で製造されたものであって、エンジンピストン１と同様に、冠面部２に対応する部分（即ち冠面部対応部１２）と、その下側に形成されたランド部対応部１３と、その下側に互いに対向して配置された一対のスカート部対応部１４、１４、一対のピンボス部対応部１５、１５及びサイドウォール部対応部１６、１６と、を一体に備えている。ランド部対応部１３の外周面及びその内部近傍は、最終仕上げ加工時に複数のピストンリング溝部７が形成される部位であり、すなわちピストンリング溝部対応部１７を構成している。

この素形材１１は、少なくともスカート部対応部１４及びピストンリング溝部対応部１７に初晶Ｓｉが存在している。さらに、素形材全体において、最大径５０μｍ以上の初晶Ｓｉが存在せず、且つ、最大径５０μｍ以上のＡｌ−Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｎ系巨大晶出物が存在していない。さらに、素形材全体において、初晶Ｓｉの偏析がない。

なお本実施形態において、「初晶Ｓｉが存在している」とは、具体的には、例えば、試料を鏡面研磨した後、この鏡面研磨面を金属顕微鏡を用いてミクロ組織観察したとき、灰褐色でブロック状の晶出物が存在していることを指している。

ここで、初晶Ｓｉの最大径とは、初晶Ｓｉの最大となる部分で測定した径である。Ａｌ−Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｎ系巨大晶出物の最大径とは、当該巨大晶出物の最大となる部分で測定した径である。

初晶Ｓｉの最大径の具体的な測定方法としては、例えば、試料を鏡面研磨した後、この鏡面研磨面を金属顕微鏡を用いてミクロ組織観察したとき、灰褐色でブロック状の晶出物を初晶Ｓｉとし、当該晶出物の最大長さを画像解析装置を用いて測定することで、初晶Ｓｉの最大径を得ることができる。画像解析装置としては、例えば株式会社ニレコ社製ＬＵＺＥＸが用いられる。

Ａｌ−Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｎ系巨大晶出物の最大径の具体的な測定方法としては、例えば、試料を鏡面研磨した後、この鏡面研磨面を金属顕微鏡を用いてミクロ組織観察したとき、薄灰色の晶出物をＡｌ−Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｎ系巨大晶出物とし、当該巨大晶出物の最大長さを画像解析装置を用いて測定することで、Ａｌ−Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｎ系巨大晶出物の最大径を得ることができる。画像解析装置としては、例えば株式会社ニレコ社製ＬＵＺＥＸが用いられる。

ここで本実施形態では、様々な大きさのＡｌ−Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｎ系晶出物のうち、最大径が５０μｍ以上のＡｌ−Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｎ系晶出物を特にＡｌ−Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｎ系巨大晶出物と呼ぶ。なお、Ａｌ−Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｎ系巨大晶出物は、Ａｌ−Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｎ系巨大金属間化合物（ジャイアント コンパウンド）とも呼ばれている。

なお本発明において、初晶Ｓｉの偏析があるか否かの判定基準は、特に限定されるものではない。しかるに本実施形態では、この判定基準については、初晶Ｓｉが５個以上（好ましくは３個以上）集まって形成されるとともに各初晶Ｓｉの間隔の少なくとも１つが初晶Ｓｉの粒径よりも短い初晶Ｓｉ集合体が存在する場合、初晶Ｓｉの偏析があるとし、そのような初晶Ｓｉ集合体が存在しない場合、初晶Ｓｉの偏析がないとした。

次に、本発明の一実施形態に係るエンジンピストン用素形材の製造方法として、上記素形材１１の製造方法を以下に説明する。

素形材１１の製造方法は、所定組成の溶湯を連続鋳造することにより、鋳造棒を得る連続鋳造工程と、鋳造棒を均質化処理して得られた鍛造用素材を鍛造することにより、素形材を得る鍛造工程と、を含む。

連続鋳造工程では、連続鋳造モールド注入前の溶湯温度を７２０℃以上に設定して溶湯を連続鋳造する必要がある。さらに、この連続鋳造工程で得られる鋳造棒の直径は８５ｍｍ以下でなければならない。

溶湯の組成は、Ｓｉ：１１．０〜１３．０質量％、Ｆｅ：０．６〜１．０質量％、Ｃｕ：３．５〜４．５質量％、Ｍｎ：０．２５質量％以下、Ｍｇ：０．４〜０．６質量％、Ｃｒ：０．１５質量％以下、Ｚｒ：０．０７〜０．１５質量％、Ｐ：０．００５〜０．０１０質量％、Ｃａ：０．００２質量％以下を含み、残部がＡｌ及び不可避不純物である。

鍛造工程では、鍛造用素材は、鋳造棒を３７０〜５００℃の温度で均質化処理したものでなければならない。

以下に、アルミニウム合金の溶湯の組成元素の添加意義、及び添加量（添加濃度）の限定理由、並びに、素形材１１の製造条件の限定理由について説明する。

＜Ｓｉ：１１．０〜１３．０質量％について＞
Ｓｉは、アルミニウム合金の熱膨張を小さく抑制するとともに、耐摩耗性を向上させる元素である。すなわち、耐摩耗性は、初晶Ｓｉの晶出を適切な状態に制御することにより向上させることができる。

ここで、適切な熱膨張係数は、エンジンピストン１に対する相手部材の材質、即ちシリンダーブロックの材質（鉄、アルミニウム）で決定されるものであるが、シリンダーブロックは、一部は高温まで上昇するが、全体としては、高温にはならないため（また、高温になるのにも時間がかかるため）、結局はなるべく熱膨張係数は小さい方が有利となる。一般に、エンジンピストン１の設計及びピストンリングの選定においては、高温に達したときの寸法にて設計される。そのため、熱膨張があまりに大きいと、低温時にスカート部４の径が小さくなるため、始動時にエンジンピストン１の首振りが起こりやすくなる。したがって、Ｓｉの添加量はなるべく多い方が、熱膨張を小さくできる点で望ましい。好ましい熱膨張係数は、２５〜２５０℃の範囲で１９〜２１×１０^−６／Ｋであり、そのような熱膨張係数が得られるＳｉの添加量は１１．０〜１３．０質量％である。

一方、そのようなＳｉの添加量は、従来では以下のように連続鋳造による初晶Ｓｉの晶出が不安定になっていた。つまり、通常はＡｌ−Ｓｉ合金の共晶点は１１．７質量％であるため、それ以下の１１．０質量％では初晶Ｓｉが晶出しない。そのため、共晶点を挟んだ前後の量のＳｉを添加した場合には、初晶Ｓｉの晶出状態が安定するように連続鋳造をすることはできなかった。すなわち、Ｓｉの添加量が例えば１１．７±０．５質量％の範囲内である場合、従来では連続鋳造による初晶Ｓｉの晶出が不安定になっていた。

しかしながら、本発明者らは、共晶点を挟んだ前後の量のＳｉを添加した場合でも、耐摩耗性を維持しながら、高温強度及び高温疲労強度が得られる特定の合金組成条件、製造条件を見出し、本発明を完成させた。

すなわち、本発明における溶湯の組成では、後述するＣａやＰを添加することによりそれらとの相互作用によって、共晶点を挟んだ前後の量のＳｉを添加した場合でも安定して初晶Ｓｉが晶出するので、耐摩耗性を向上させることができる。より好ましくはＳｉの添加量は１２．０質量％を超えるのが良い。

Ｓｉの添加量が１１．０質量％未満では、熱膨張が大きくなり、また初晶Ｓｉの晶出が抑えられるため耐摩耗性に劣り、望ましくない。

また、Ｓｉの添加量が１３質量％を超えると、晶出した初晶Ｓｉが偏析するので、そこが疲労破壊の起点となり、高温疲労強度を低下させるため、望ましくない。

特に、鍛造棒を所定温度で均質化処理して得られた鍛造用素材を、エンジンピストン用素形材に鍛造する際には、エンジンピストン１のスカート部４及びピストンリング溝部７に対応する鋳造棒の外周部において、初晶Ｓｉの分布状態が均一であって初晶Ｓｉの大きさが微細となっていることが好ましい。

＜Ｆｅ：０．６〜１．０質量％について＞
Ｆｅは、Ｃｒ及びＭｎなどと共に、Ａｌ−Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｎ系の金属間化合物として晶出し、この晶出物は高温でも安定な分散強化相となり、高温強度の向上に寄与する。

Ｆｅの添加量が０．６質量％未満だと、分散強化相の量が少なく、高温強度の向上が少ないため、望ましくない。

一方、Ｆｅの添加量が１．０質量％を超えると、針状のＡｌ−Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｎ系巨大晶出物が晶出し、それが疲労破壊の起点となり、高温疲労強度を低下させるため、望ましくない。

なお、一般にＦｅ、Ｃｒ及びＭｎを大量に添加すると、Ａｌ−Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｎ系巨大晶出物が晶出し、高温疲労強度を低下させる。しかし、本発明では、ＦｅとＣｒとＭｎの総添加量が多い場合でも、ＣｒとＭｎをＦｅの添加量に対して４０質量％以下に抑えて添加すれば、Ｆｅの添加量が多くても巨大晶出物の晶出を抑えることができる。

＜Ｃｕ：３．５〜４．５質量％について＞
Ｃｕは、Ａｌ−Ｃｕ（−Ｍｇ）系の金属間化合物として析出し、それの存在により１５０℃以下での強度や疲労強度（以下、それぞれ常温強度及び常温疲労強度と略す。）を向上させる。

Ｃｕの添加量が３．５質量％未満だと、Ａｌ−Ｃｕ（−Ｍｇ）系金属間化合物の析出物の量が少なく、常温強度及び常温疲労強度の向上が少ないため、望ましくない。

Ｃｕは重い元素であるため、Ｃｕの添加量が多いとアルミニウム合金が本来持つ軽量性という特性を阻害する。しかるに、Ｃｕの固溶限は５．６５質量％ではあるが、Ｃｕを４．５質量％を超えて添加しても、常温強度及び常温疲労強度の向上効果は少ないため、Ｃｕの添加量は４．５質量％を上限として設定した。

＜Ｍｎ：０．２５質量％以下について＞
Ｍｎは、ＦｅやＣｒと共に金属間化合物として晶出し、分散強化相となり、高温強度の向上に寄与する元素ではあるが、Ｆｅに比べてＡｌ−Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｎ系巨大晶出物を作りやすい。そのため、Ｍｎの添加量を０．２５質量％以下とした。Ｍｎの添加量はできる限り少ない方が望ましく、特に検出限界以下であることが望ましい。最も望ましいＭｎの添加量は０質量％である。

＜Ｍｇ：０．４〜０．６質量％について＞
Ｍｇは、ＳｉやＣｕと共存することにより、常温強度及び常温疲労強度を向上させる元素である。Ｍｇの添加量が０．４質量％未満では上記効果が乏しいため望ましくなく、Ｍｇを０．６質量％を超えて添加しても上記効果が飽和する。そのため、Ｍｇの添加量は０．４〜０．６質量％とした。

＜Ｃｒ：０．１５質量％以下について＞
Ｃｒは、ＦｅやＭｎと共に金属間化合物として晶出し、分散強化相となり、高温強度の向上に寄与する元素ではあるが、Ｆｅに比べてＡｌ−Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｎ系巨大晶出物を作りやすい。そのため、Ｃｒの添加量は０．１５質量％以下とした。Ｃｒの添加量はできる限り少ない方が望ましく、特に検出限界以下であることが望ましい。最も望ましいＣｒの添加量は０質量％である。

＜Ｚｒ：０．０７〜０．１５質量％について＞
Ｚｒは、３５０℃以上の温度でＡｌ−Ｚｒ系金属間化合物を析出し、合金素材の高温強度を向上させる元素である。Ｚｒの添加量が０．０７質量％未満では上記効果が乏しいため望ましくなく、Ｚｒを０．１５質量％を超えて添加しても上記効果が飽和する。そのため、Ｚｒの添加量は０．０７〜０．１５質量％とした。

＜Ｐ：０．００５〜０．０１０質量％について＞
Ｐは、初晶Ｓｉが晶出するＳｉ添加量の下限値を低Ｓｉ量側にずらし、更に、初晶Ｓｉの晶出物の粒径を微細化する元素である。Ｓｉ添加量が高めの場合ではＰを添加しないと、初晶Ｓｉが粗大化してしまう。Ｐの添加量が０．００５質量％未満では、上記効果が乏しいため望ましくない。一方、Ｐの添加量が０．０１０質量％を超えると、上記効果が飽和し、更に、共晶Ｓｉの針状化を促進して靭性が低下するので望ましくない。そのため、Ｐの添加量は０．００５〜０．０１０質量％とした。このようにすることで、初晶Ｓｉの最大径を５０μｍ以下にすることができる。

特に、Ｐの添加量は次の式（１）を満足することが望ましい。こうすることにより、連続鋳造による初晶Ｓｉの晶出を確実に安定させることができる。これにより、初晶Ｓｉを素形材全体に亘って確実に存在させることができるし、初晶Ｓｉの偏析を確実に防止することができるし、更に、共晶Ｓｉを確実に球状化させることができる。その結果、耐摩耗性と高温特性に極めて優れたエンジンピストン用素形材を確実に得ることができる。

0.0025×Ｓｉ添加量−0.025≦Ｐ添加量≦0.0025×Ｓｉ添加量−0.02 …式（１）
ただし、Ｐ添加量及びＳｉ添加量の単位：それぞれ質量％。

なお、Ｐは、Ｐ単体ではＰの溶湯への溶け込み量（即ちＰの添加量）が少なく、更に、取り扱いが面倒である。そこで、Ｐの添加量を増加させ且つ取り扱いを容易にするため、Ｐ−Ｃｕ（８質量％Ｐ、９２質量％Ｃｕの母合金）の形態でＰを溶湯に添加するのが好ましい。

＜Ｃａ：０．００２質量％以下について＞
Ｃａは、Ｐによる初晶Ｓｉの微細化および硬化を阻害する元素である。したがって、塩化マグネシウム（ＭｇＣｌ_２）を含むフラックスを溶湯中に投入し撹拌することで、溶湯中のＣａ量を減少させ、Ｃａの添加量が０．００２質量％以下となるように制御する。更に好ましくは、ＣａとＰの添加量（単位：質量％）をＰ＞６×Ｃａと規定することで、共晶点を挟んだ前後の量のＳｉを添加した場合でも、ＰがＣａに消耗されない。その結果、ＡｌＰが生成され、このＡｌＰが初晶Ｓｉの不均質核生成の核として有効に働くことにより、初晶Ｓｉを微細均一に晶出させることができる。これにより、耐摩耗性を向上させることができる。Ｃａの添加量はできる限り少ない方が望ましく、特に検出限界以下であることが望ましい。最も望ましいＣａの添加量は０質量％である。

連続鋳造工程において、溶湯温度を７２０℃以上に設定した理由は次のとおりである。

凝固開始前の溶湯を高温状態に保持して鋳造することは、凝固過程におけるＡｌ−Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｎ系巨大晶出物の生成を抑制し、更に、鋳造棒中に晶出する初晶Ｓｉの微細化及び均一な分布にも寄与する。したがって、鋳造温度は７２０℃以上とする。これは、連続鋳造モールド注入前の溶湯温度を７２０℃以上とすることで実現できる。特に好ましくい溶湯温度は７４０℃以上である。溶湯温度を７２０℃以上に設定することにより、鋳造棒を均質化処理して得られた鍛造用素材をエンジンピストン用素形材に鍛造する際に、エンジンピストン１のスカート部４及びピストンリング溝部７に対応する鋳造棒の外周部において、初晶Ｓｉの晶出状態を微細で均一にすることができる。なお、溶湯温度の上限値は特に限定されるものではなく、例えば８５０℃（好ましくは７５０℃）である。

連続鋳造工程において、鋳造棒の直径を８５ｍｍ以下に設定した理由は次のとおりである。

鋳造棒の直径（即ち鋳造径）が大きくなると、鋳塊中心部の冷却速度が遅くなるのでＡｌ−Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｎ系巨大晶出物が発生しやすくなり、更には鋳造棒の中心部における初晶Ｓｉの微細化及び均一な分布が阻害される。鋳造棒の直径が８５ｍｍ以下の場合には、鋳造棒の中心部と外周部との冷却速度の差を小さく抑えることができ、好ましくはこの冷却速度差を２００℃／ｓ以下にすることができ、これにより、Ａｌ−Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｎ系巨大晶出物の生成を抑え得る。そのため、鋳造棒の直径を８５ｍｍ以下に規定した。こうすることにより、鋳造棒を均質化処理して得られた鍛造用素材をエンジンピストン用素形材に鍛造する際に、エンジンピストン１の冠面部２に対応する鋳造棒の中心部において、Ａｌ−Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｎ系巨大晶出物が存在しなくなるし、初晶Ｓｉの晶出状態を最大径が５０μｍ未満といった微細で均一にすることができる。なお、鋳造棒の直径の下限値は特に限定されるものではなく、例えば２０ｍｍである。

鋳造棒を３７０〜５００℃にて均質化処理する理由は次のとおりである。

Ａｌ−Ｓｉ系晶出物やＡｌ−Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｎ系晶出物とアルミニウム基地との境界面の面積が大きいほどＡｌ−Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｎ系晶出物が高温での塑性変形時の抵抗となるので、高温での塑性変形がしにくくなる。その結果、高温強度及び高温疲労強度が向上する。

しかし、一般的に鍛造性改善のために行っている固相線温度直下での均質化処理は、処理温度が高く、Ａｌ−Ｓｉ系晶出物やＡｌ−Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｎ系晶出物を分断し、球状化するため、界面の面積を減少させてしまう。そこで本発明では、処理温度の上限を、Ａｌ−Ｓｉ系晶出物やＡｌ−Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｎ系晶出物が分断されない、球状化されない温度としている。しかし、均質化処理温度を低くしすぎると、鍛造時に変形能が不足し割れなどの不具合を生じる。したがって、均質化処理温度は３７０〜５００℃とし、より好ましくは、エンジンピストンの形状に合わせて鍛造時に素材が割れない範囲で出来るだけ低い温度に設定する。均質化処理時間は保持時間を４時間以上とすることが好ましい。このような処理条件で鋳造棒を均質化処理することにより、Ａｌ−Ｓｉ系晶出物やＡｌ−Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｎ系晶出物が分断されない、球状化されない状態を保つことができる。なお、均質化処理時間の保持時間の上限値は特に限定されるものではなく、例えば２４時間以内である。

次に、溶湯を連続鋳造する際に用いられる連続鋳造装置について以下に説明する。

連続鋳造装置としては、溶湯温度を７２０℃以上に維持した状態で、直径８５ｍｍ以下の鋳造棒を得ることができるものであれば、その方式には限定されず、例えば、縦型半連続鋳造装置、ホットトップ連続鋳造装置、水平連続鋳造装置、気体加圧式連続鋳造装置を用いることができる。

図５は、水平連続鋳造を行う水平連続鋳造装置の一例を示す断面図である。この連続鋳造装置２０Ａは、アルミニウム合金の溶湯３０を溜める溶湯受容部２１と、溶湯通路２２ａを有する凝固用連続鋳造水冷モールド（水冷鋳型）２２とを備える。そして、溶湯受容部２１に溶湯注入口２３を介してモールド２２が連通状態に且つ水平に配置されている。２４は、モールド２２に形成された冷却水通路である。モールド２２及び該モールド２２から引き出された鋳造棒３１は、この冷却水通路２４から吐出された冷却水２５によって冷却される。

図６は、ホットトップ連続鋳造装置の一例を示す断面図である。この連続鋳造装置２０Ｂは、溶湯受容部２１と、その下側に配置されるとともに溶湯通路２２ａを有する凝固用連続鋳造水冷モールド２２とを備える。そして、溶湯受容部２１に溶湯注入口２３を介してモールド２２が連通状態に且つその溶湯通路２２ａの出口を下方に向けて配置されている。この連続鋳造装置２０Ｂでは、溶湯受容部２１内のアルミニウム合金の溶湯３０は、上方から溶湯注入口２３を通って、冷却されたモールド２２内に導入される。そして、このモールド２２内に導入された溶湯３０は、モールド２２に接する部分において強固シェル（凝固殻）を形成しながらモールド２２から下方に引き出される。モールド２２から引き出された鋳造棒３１は、冷却水通路２４から吐出された冷却水２５によって冷却される。

本発明では、以上のような各連続鋳造装置２０Ａ、２０Ｂにおいて、好ましくは、溶湯３０がモールド２２内に注入される直前の位置Ｃの温度を溶湯温度とし、この温度が７２０℃以上であることが良い。後述する［実施例］欄では、溶湯３０におけるこの位置Ｃの温度を溶湯温度としている。

次に、鍛造棒を均質化処理する際に用いられる均質化処理炉について以下に説明する。

均質化熱処理炉としては、鋳造棒を収容して３７０〜５００℃の処理温度にて均質化処理を行うことができるものであれば良く、従来広く用いられているもの、例えば、熱風循環式の炉の場合には、直火炉やラジアントチューブ炉の何れでも良いし、また、搬送方式の炉の場合には、連続炉やバッチ炉の何れでも良い。

次に、鍛造用素材を鍛造する際に用いられる鍛造装置について以下に説明する。

鍛造装置としては、鍛造用素材をエンジンピストン形状の素形材に鍛造成形する鍛造用金型を備えたものであれば良く、特に、予備加熱処理装置及び潤滑材塗布装置も更に備えたものが望ましい。さらに、鍛造用金型は密閉鍛造用金型であることが望ましい。具体的に例示すると、鍛造装置として、ナックルプレス、クランクプレス、フリクションプレス、油圧プレス、サーボプレスを用いることができる。

而して、本実施形態における素形材の製造方法は、以下のように行われる。

連続鋳造装置を用いて、所定組成の溶湯を溶湯温度７２０℃以上で直径８５ｍｍ以下の鋳造棒に連続鋳造する［連続鋳造工程］。この鋳造棒の断面形状は円形状であることが望ましく、即ち鋳造棒は丸棒形状であることが望ましい。

次いで、鋳造棒を３７０〜５００℃の温度で均質化処理することにより、鍛造用素材を得る。そして、この素材は、均質化処理後において、必要に応じて素材の外周面がピーリング処理（外周面切削処理）される。その後、この素材は、素材の長さ方向に所定長さ（厚さ）に切断されることで円板状乃至円柱状となる。ここで、鋳造棒の切断面が素材の上面及び下面になり、鋳造棒の外周面又はその内部近傍が素材の外周面になる。さらに、この素材は、必要に応じて、据え込み処理、潤滑処理及び予備加熱処理が施される。

次いで、素材は、鍛造装置によってエンジンピストン形状の素形材に鍛造成形される［鍛造工程］。

図７及び８は、それぞれ鍛造装置を用いて素材を鍛造する鍛造工程を示す図である。

図７及び８に示した鍛造装置４０の金型４１は、いずれも、上型４２及び下型４３から構成され、上下両型４２、４３が嵌め合されることにより、密閉された成形空間４４内で円板状乃至円柱状素材３２が鍛造されて、エンジンピストン用の素形材１１が得られる。

図７において、３２Ａは、鋳造棒３１を均質化処理して得られた長尺な鍛造用棒状素材３２Ａである。この棒状素材３２Ａを所定長さ（厚さ）に切断して得られた円板状乃至円柱状素材３２は、鍛造装置４０の下型４３内に配置され、その後、下型４３内に嵌め合わされた上型４２で素材３２の軸方向に押圧されることにより、素材３２が密閉成形空間４４内で所定形状に鍛造成形されて、エンジンピストン用の素形材１１が得られる。図７に示した鍛造装置４０の金型４１は、スカート部対応部（図示せず）とピンボス部対応部１５、１５とが前方押出成形されるように構成されている。

図８では、上記図７で示した鍛造方法と同様に素材３２が鍛造されて、エンジンピストン用の素形材１１が得られる。図８に示した鍛造装置４０の金型４１は、スカート部対応部（図示せず）とピンボス部対応部１５、１５が後方押出成形されるように構成されている。

図７及び図８に示すように、素材３２は、該素材３２の上面又は下面が素形材１１の冠面部対応部１２になるように且つ該素材３２の外周部がピストンリング溝部対応部１７及びスカート部対応部（図示せず）になるように、下型４３内に配置される。

鍛造直前に行われる予備加熱処理の処理温度及び鍛造時の素材温度は、４７０℃以下でなるべく短時間であることが望ましく、特に、均質化処理温度よりも低い温度であることが良い。また、加熱時間としては、素材温度が処理温度（即ち４７０℃以下）に昇温できる最も短い時間でかまわない。このように低温短時間で処理することにより、鍛造後においても均質化処理後のＡｌ−Ｓｉ系晶出物やＡｌ−Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｎ系晶出物の状態を維持することができる。

こうして得られた素形材１１は、必要に応じて溶体化処理及び時効処理が施される。

溶体化処理温度は固相線温度以下であることが望ましい。その理由は、均質化処理後のＡｌ−Ｓｉ系晶出物やＡｌ−Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｎ系晶出物の状態を維持することができるからである。

時効温度及び時効時間については、温度及び時間を調整することで僅かに過時効側にすることが望ましい。こうすることにより、製品使用時における時効による寸法成長を抑えることができる。

そして、この素形材１１は、機械加工等により最終仕上げ加工が施され、その後、ピストンリングなど他部品が取り付けられてエンジンピストンとなる。

以上のように本実施形態の素形材の製造方法に従って製造された素形材１１は、鍛造時には冠面部対応部１２に割れは発生せず、少なくともスカート部対応部１４及びピストンリング溝部対応部１７に初晶Ｓｉが適切に存在し、最大径５０μｍ以上の初晶Ｓｉは存在せず、初晶Ｓｉの偏析は存在せず、最大径５０μｍ以上のＡｌ−Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｎ系巨大晶出物は存在しないものとなる。したがって、この素形材１１を用いて製造されたエンジンピストン１は、耐摩耗性に優れ、更に、常温引張特性、高温特性（即ち高温引張特性及び高温疲労特性）に優れたものとなる。

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内において様々に変更可能であることはもちろんである。

次に、本発明の具体的な実施例及び比較例を示す。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。

＜実施例１〜７、比較例１〜１４＞

なお、表１におけるＡｌ合金の成分の単位は質量％である。

表１に示す組成のＡｌ合金の溶湯を、ホットトップ連続鋳造装置（図６参照）を用いて連続鋳造することにより、丸棒形状の鋳造棒を得た。この連続鋳造において、連続鋳造モールド注入前の溶湯温度は、表２中の「溶湯温度」欄に記載のとおりである。得られた鋳造棒の直径は、表２中の「鋳造棒の直径」欄に記載のとおりである。

なお、鋳造の際には、ＪＩＳ Ｚ ２６１１に従って溶湯を金型に鋳込むことで図９に示すような略ディスク形状の分析試料５０を採取し、この分析試料５０を用いてＪＩＳ Ｈ １３０５に準拠して発光分光分析により溶湯の組成元素を定量分析した。図９において、５１は分析試料５０の分析部である。なお、この分析部５１は、フライス盤で約０．５ｍｍ（０．３〜０．６ｍｍ）切削されてから、分析に供せられた。分析試料５０の各部位の寸法については、Ａ＝５０ｍｍ、Ｂ＝３０ｍｍ、Ｃ＝１８ｍｍ、Ｄ＝５ｍｍ、Ｅ＝５ｍｍ、Ｆ＝３５ｍｍである。

次いで、鋳造棒を６０００ｍｍの長さに切断した。次いで、切断された鋳造棒を均質化処理した。この均質化処理において、処理温度は、表２中の「均質化処理温度」欄に記載のとおりである。処理時間はいずれも７時間である。

その後、鋳造棒を直径５０ｍｍになるように外周切削し、更に、鋳造棒を６０ｍｍの長さに切断し、これにより円柱状の鍛造用素材を得た。

次いで、この素材を４２０℃で予備加熱した後、素材をその端面から軸方向に加圧することにより素材を厚さ１０ｍｍに据込み鍛造した。この据込み鍛造は、本発明の鍛造工程における鍛造に対応するものであり、実際に素材をエンジンピストン用素形材に鍛造成形する際の鍛造加工率に相当する鍛造加工率で行った。

その後、据込み鍛造品をＴ６熱処理した。すなわち、据込み鍛造品を４９５℃で溶体化処理し、その後、時効温度２００℃及び時効時間６時間の条件で人工時効処理した。

こうしてＴ６熱処理が施された据込み鍛造品について、溶剤除去性浸透探傷試験（カラーチェック）により据込み鍛造品の表面の割れ及び穴欠陥の有無を目視観察で調べた。その後、据込み鍛造品を切断し、その断面を鏡面研磨し、この鏡面研磨面について金属顕微鏡を用いて据込み鍛造品の中心部から外周部までをミクロ組織観察することで、初晶Ｓｉの有無、最大径５０μｍ以上の初晶Ｓｉの有無、Ａｌ−Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｎ系巨大晶出物の有無及び初晶Ｓｉの偏析の有無を調べた。それらの結果を、表２中の「初晶Ｓｉの有無」欄、「５０μｍ以上の初晶Ｓｉの有無」欄、「巨大晶出物の有無」欄及び「初晶Ｓｉの偏析の有無」欄にそれぞれ記載した。初晶Ｓｉは、実施例１〜７のいずれも据込み鍛造品の全体に亘って存在していた。また、こうしてＴ６熱処理が施された据込み鍛造品について、常温引張特性、高温引張特性及び高温疲労特性を評価した。

ミクロ組織観察で撮像した実施例１〜７の組織写真のうち代表例として実施例１の組織写真を図１０に示す。また、ミクロ組織観察で撮像した比較例１〜１４の組織写真のうち代表例として比較例３の組織写真を図１１に示す。また、組織写真の画像を解析した画像解析装置として、株式会社ニレコ社製ＬＵＺＥＸを用いた。

組織写真において、Ａｌ−Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｎ系晶出物は薄灰色の晶出物であり、初晶Ｓｉは灰褐色でブロック状の晶出物であり、共晶Ｓｉは初晶Ｓｉよりも小さく且つ平均粒径が５μｍ程度の灰褐色の晶出物である。

図１０（実施例１）では、共晶Ｓｉは多数、分散して存在しており、その平均粒径は５μｍ程度である。初晶Ｓｉは複数、分散して存在しており、その最大径は２５μｍ程度であり、その平均粒径は２０μｍ程度であるが、しかし最大径５０μｍ以上の初晶Ｓｉは存在していない。Ａｌ−Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｎ系晶出物は多数、分散して存在しており、その平均粒径は５μｍ程度であるが、しかし最大径が５０μｍ以上のＡｌ−Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｎ系巨大晶出物は存在していない。

図１１（比較例３）では、共晶Ｓｉは多数、分散して存在しており、その平均粒径は５μｍ程度である。初晶Ｓｉは偏在しており、その最大径は３５μｍ程度であり、その平均粒径は２０μｍ程度である。Ａｌ−Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｎ系晶出物は２種類存在している。そのうち、１種類は平均粒径が５μｍ程度の晶出物であり、多数、分散して存在している。他の１種類は 平均粒径が６０μｍ程度のブロック状の晶出物であり、最大径が５０μｍ以上のＡｌ−Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｎ系巨大晶出物が存在している。

常温引張特性の評価方法は次のとおりである。

Ｔ６熱処理が施された据込み鍛造品からＪＩＳ１４Ａ比例試験片を採取し、この試験片で２５℃での引張強度を測定した。そして、引張強度が３５０ＭＰａ以上を良好とし、３５０ＭＰａ未満を不良とした。その結果を表２中の「常温引張特性」欄に記載した。

高温引張特性の評価方法は次のとおりである。

Ｔ６熱処理が施された据込み鍛造品を２５０℃で１００時間保持した後、この据込み鍛造品からつば付きのＪＩＳ１４Ａ比例試験片を採取した。そして、強度試験時では、試験片を再度２５０℃にて１５分間保持した後、該試験片で２５０℃にて引張強度を測定した。そして、引張強度が１１０ＭＰａ以上を良好とし、１１０ＭＰａ未満を不良とした。その結果を表２中の「高温引張特性」欄に記載した。

高温疲労特性の評価方法は次のとおりである。

Ｔ６熱処理が施された据込み鍛造品を２５０℃で１００時間保持した後、この据込み鍛造品から疲労試験片を採取した。そして、小野式回転曲げ疲労試験機によって該試験片で温度２５０℃にて疲労試験を行い、１０００００００サイクルでも破断しない応力値を疲労強度とした。そして、応力値が６０ＭＰａ以上を良好とし、６０ＭＰａ未満を不良とした。その結果を表２中の「高温疲労特性」欄に記載した。

実施例１〜７は、本発明の要件を全て満たしているため、割れは発生せず、据込み鍛造品全体に亘って初晶Ｓｉは存在し、最大径５０μｍ以上の初晶Ｓｉは存在せず、最大径５０μｍ以上のＡｌ−Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｎ系巨大晶出物は存在せず、初晶Ｓｉの偏析は存在しなかった。さらに、常温引張特性、高温引張特性、高温疲労特性に優れていた。

比較例１は、Ｓｉ添加量が少なかったため、初晶Ｓｉが存在しなかった。

比較例２は、Ｓｉ添加量が多すぎたため、初晶Ｓｉが偏析し、また初晶Ｓｉの粒径も大きいため、この初晶Ｓｉを起点に据込み鍛造時に割れが発生した。

比較例３は、Ｆｅ添加量が多すぎたため、Ａｌ−Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｎ系巨大晶出物が発生し、この巨大晶出物を起点に据込み鍛造時に割れが発生した。

比較例４は、Ｍｎ及びＣｒ添加量が多すぎたため、Ａｌ−Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｎ系巨大晶出物が発生し、この巨大晶出物を起点に据込み鍛造時に割れが発生した。

比較例５は、Ｃｕ及びＭｇ添加量が少なすぎたため、常温引張特性が低下した。

比較例６は、Ｚｒ添加量が少なすぎたため、高温引張特性及び高温疲労特性が低下した。

比較例７は、Ｆｅ添加量が少なすぎたため、高温引張特性及び高温疲労特性が低下した。

比較例８は、Ｓｉ添加量が少なめで、Ｐを添加しなかったため、初晶Ｓｉが存在しなかった。

比較例９は、Ｓｉ添加量が多めで、Ｐを添加しなかったため、初晶Ｓｉが粗大化した。

比較例１０は、Ｃａ添加量をフラックスにより低減しなかったため、初晶Ｓｉが粗大化した。

比較例１１は、溶湯温度が低すぎたため、初晶Ｓｉの偏析が生じた。

比較例１２は、鋳造棒の直径が大きすぎたため、据込み鍛造品の中心部の初晶Ｓｉが粗大化した。

比較例１３は、均質化処理温度が低すぎたため、共晶Ｓｉ等の球状化が不十分であり、据込み鍛造時に割れが生じた。

比較例１４は、均質化処理温度が高すぎたため、据込み鍛造前の予備加熱にて共晶融解を生じ、据込み鍛造時に融解部を起点に割れが生じた。

＜実施例８〜１１、比較例１５〜２２＞

なお、表３におけるＡｌ合金の成分の単位は質量％である。

図１２は、実施例８〜１１及び比較例１５〜２２におけるＰ添加量とＳｉ添加量との関係を示す図である。なお同図中の式において、［Ｐ］はＰ添加量（単位：質量％）を意味し、［Ｓｉ］はＳｉ添加量（単位：質量％）を意味している。

表３に示す組成のＡｌ合金の溶湯を、ホットトップ連続鋳造装置（図６参照）を用いて連続鋳造することにより、丸棒形状の鋳造棒を得た。この連続鋳造において、連続鋳造モールド注入前の溶湯温度は、７５０℃とし、鋳造棒の直径は５５ｍｍとした。

なお、鋳造の際には、ＪＩＳ Ｚ ２６１１に従って溶湯を金型に鋳込むことで図９に示すような略ディスク形状の分析試料５０を採取し、この分析試料５０を用いてＪＩＳ Ｈ １３０５に準拠して発光分光分析により溶湯の組成元素を定量分析した。

次いで、鋳造棒を６０００ｍｍの長さに切断した。次いで、切断された鋳造棒を処理温度４７０℃及び保持時間７時間の条件で均質化処理した。

その後、鋳造棒を直径５０ｍｍになるように外周切削し、更に、鋳造棒を６０ｍｍの長さに切断することにより、円柱状の鍛造用素材を得た。

次いで、この素材を４２０℃で予備加熱した後、素材をその端面から軸方向に加圧することにより素材を厚さ１０ｍｍに据込み鍛造した。この据込み鍛造は、本発明の鍛造工程における鍛造に対応するものであり、実際に素材をエンジンピストン用素形材に鍛造成形する際の鍛造加工率に相当する鍛造加工率で行った。

その後、据込み鍛造品をＴ６熱処理した。すなわち、据込み鍛造品を４９５℃で溶体化処理し、その後、時効温度２００℃及び時効時間６時間の条件で人工時効処理した。

こうしてＴ６熱処理が施された据込み鍛造品を切断し、その断面を鏡面研磨し、この表面研磨面について金属顕微鏡を用いて据込み鍛造品の中心部から外周部までをミクロ組織観察することで、据込み鍛造品の中心部及び外周部における初晶Ｓｉの有無、初晶Ｓｉの偏析の有無、共晶Ｓｉの形状を調べた。

初晶Ｓｉの有無については、ミクロ組織観察したとき、灰褐色でブロック状の晶出物が存在するかどうかで判断した。

初晶Ｓｉの偏析有無については、初晶Ｓｉが３個以上集まって形成されるとともに各初晶Ｓｉの間隔の少なくとも１つが初晶Ｓｉの粒径よりも短い初晶Ｓｉ集合体が存在する場合、初晶Ｓｉの偏析が有とし、そのような初晶Ｓｉ集合体が存在しない場合、初晶Ｓｉの偏析が無とした。

共晶Ｓｉは、初晶Ｓｉよりも小さい灰褐色の晶出物である。この晶出物の大きさを測定したとき、「最大長さ」／「最小長さ」が３以上である場合、共晶Ｓｉが針状化していると判断し、３未満である場合、共晶Ｓｉが球状化していると判断した。

図１２中の［判定］欄において、「○」はエンジンピストン用素形材として適していること、及び、「×」は適していないことを意味している。

表４及び図１２に示すように、実施例８〜１１は、Ｓｉ添加量は１１．０〜１３．０質量％の範囲内であり、Ｐ添加量は０．００５〜０．０１０質量％の範囲内であり、更に、Ｐ添加量は上記式（１）を満足している。そのため、連続鋳造による初晶Ｓｉの晶出が安定になった。その結果、初晶Ｓｉは据込み鍛造品の中心部から外周部の全域に亘って存在し、初晶Ｓｉの偏析が存在しなかった。また共晶Ｓｉが球状化していた。したがって、良好なミクロ組織となっていた。

比較例１５、２１、２２は、Ｓｉ含有量が少なすぎたため、初晶Ｓｉが据込み加工品に部分的に存在し、すなわち据込み鍛造品の全体に亘っては存在しなかった。

比較例１６は、Ｓｉ含有量は本発明の範囲内であったものの、Ｐ添加量が少なかったため、据込み鍛造品の中心部にのみ初晶Ｓｉが存在し、その外周部には初晶Ｓｉが存在しなかった。

比較例１７、１８、１９は、Ｓｉ添加量が多すぎたため、初晶Ｓｉの偏析が生じた。

比較例２０は、Ｓｉ含有量は本発明の範囲内であったものの、Ｐ添加量が多すぎたため、共晶Ｓｉが針状化した。そのため、据込み鍛造品の靱性が低かった。

本願は、２００９年７月３日付で出願された日本国特許出願の特願２００９−１５８９５４号の優先権主張を伴うものであり、その開示内容は、そのまま本願の一部を構成するものである。

ここに用いられた用語及び表現は、説明のために用いられたものであって限定的に解釈するために用いられたものではなく、ここに示され且つ述べられた特徴事項の如何なる均等物をも排除するものではなく、この発明のクレームされた範囲内における各種変形をも許容するものであると認識されなければならない。

本発明は、多くの異なった形態で具現化され得るものであるが、この開示は本発明の原理の実施例を提供するものと見なされるべきであって、それら実施例は、本発明をここに記載しかつ／または図示した好ましい実施形態に限定することを意図するものではないという了解のもとで、多くの図示実施形態がここに記載されている。

本発明の図示実施形態を幾つかここに記載したが、本発明は、ここに記載した各種の好ましい実施形態に限定されるものではなく、この開示に基づいていわゆる当業者によって認識され得る、均等な要素、修正、削除、組み合わせ（例えば、各種実施形態に跨る特徴の組み合わせ）、改良及び／又は変更を有するありとあらゆる実施形態をも包含するものである。クレームの限定事項はそのクレームで用いられた用語に基づいて広く解釈されるべきであり、本明細書あるいは本願のプロセキューション中に記載された実施例に限定されるべきではなく、そのような実施例は非排他的であると解釈されるべきである。例えば、この開示において、「preferably」という用語は非排他的なものであって、「好ましいがこれに限定されるものではない」ということを意味するものである。この開示および本願のプロセキューション中において、ミーンズ・プラス・ファンクションあるいはステップ・プラス・ファンクションの限定事項は、特定クレームの限定事項に関し、ａ）「means for」あるいは「step for」と明確に記載されており、かつｂ）それに対応する機能が明確に記載されており、かつｃ）その構成を裏付ける構成、材料あるいは行為が言及されていない、という条件の全てがその限定事項に存在する場合にのみ適用される。この開示および本願のプロセキューション中において、「present invention」または「invention」という用語は、この開示範囲内における１または複数の側面に言及するものとして使用されている場合がある。このpresent inventionまたはinventionという用語は、臨界を識別するものとして不適切に解釈されるべきではなく、全ての側面すなわち全ての実施形態に亘って適用するものとして不適切に解釈されるべきではなく（すなわち、本発明は多数の側面および実施形態を有していると理解されなければならない）、本願ないしはクレームの範囲を限定するように不適切に解釈されるべきではない。この開示および本願のプロセキューション中において、「embodiment」という用語は、任意の側面、特徴、プロセスあるいはステップ、それらの任意の組み合わせ、及び／又はそれらの任意の部分等を記載する場合にも用いられる。幾つかの実施例においては、各種実施形態は重複する特徴を含む場合がある。この開示および本願のプロセキューション中において、「e.g.,」、「NB」という略字を用いることがあり、それぞれ「たとえば」、「注意せよ」を意味するものである。

本発明は、自動車やオートバイ等の車両に搭載されるエンジンに用いられるエンジンピストンを製造するための素形材の製造方法、及びエンジンピストン用素形材に利用可能である。

１：エンジンピストン
２：冠面部
４：スカート部
７：ピストンリング溝部
１１：エンジンピストン用素形材
１２：冠面部対応部
１４：スカート部対応部
１７：ピストンリング部対応部
２０Ａ：水平連続鋳造装置
２０Ｂ：ホットトップ連続鋳造装置
２２：連続鋳造モールド
３０：溶湯
３１：鋳造棒
３２：鍛造用素材
４０：鍛造装置

Claims (6)

1. Ｓｉ：１１．０〜１３．０質量％、Ｆｅ：０．６〜１．０質量％、Ｃｕ：３．５〜４．５質量％、Ｍｎ：０．２５質量％以下、Ｍｇ：０．４〜０．６質量％、Ｃｒ：０．１５質量％以下、Ｚｒ：０．０７〜０．１５質量％、Ｐ：０．００５〜０．０１０質量％、Ｃａ：０．００２質量％以下を含み、残部がＡｌ及び不可避不純物からなる組成の溶湯を、連続鋳造モールド注入前の溶湯温度を７２０℃以上に設定して連続鋳造することにより、直径８５ｍｍ以下の鋳造棒を得る連続鋳造工程と、
   前記鋳造棒を３７０〜５００℃の温度で均質化処理して得られた鍛造用素材を鍛造することにより、エンジンピストン用素形材を得る鍛造工程と、
   を含むことを特徴とするエンジンピストン用素形材の製造方法。
2. 前記溶湯の組成において、Ｐ添加量は次式（１）を満足している請求項１記載のエンジンピストン用素形材の製造方法。
   0.0025×Ｓｉ添加量−0.025≦Ｐ添加量≦0.0025×Ｓｉ添加量−0.02 …式（１）
   ただし、Ｐ添加量及びＳｉ添加量の単位：それぞれ質量％。
3. 請求項１又は２記載のエンジンピストン用素形材の製造方法により製造されたエンジンピストン用素形材であって、
   素形材における少なくともスカート部対応部及びピストンリング溝部対応部に、初晶Ｓｉが存在しており、
   素形材全体において、最大径５０μｍ以上の初晶Ｓｉが存在せず、且つ、最大径５０μｍ以上のＡｌ−Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｎ系巨大晶出物が存在しない、
   ことを特徴とするエンジンピストン用素形材。
4. 鍛造で製造されたエンジンピストン用素形材であって、
   素形材の組成は、Ｓｉ：１１．０〜１３．０質量％、Ｆｅ：０．６〜１．０質量％、Ｃｕ：３．５〜４．５質量％、Ｍｎ：０．２５質量％以下、Ｍｇ：０．４〜０．６質量％、Ｃｒ：０．１５質量％以下、Ｚｒ：０．０７〜０．１５質量％、Ｐ：０．００５〜０．０１０質量％、Ｃａ：０．００２質量％以下を含み、残部がＡｌ及び不可避不純物であることを特徴とするエンジンピストン用素形材。
5. 前記素形材の組成において、Ｐ添加量は次式（１）を満足している請求項４記載のエンジンピストン用素形材。
   0.0025×Ｓｉ添加量−0.025≦Ｐ添加量≦0.0025×Ｓｉ添加量−0.02 …式（１）
   ただし、Ｐ添加量及びＳｉ添加量の単位：それぞれ質量％。
6. 素形材における少なくともスカート部対応部及びピストンリング溝部対応部に、初晶Ｓｉが存在しており、
   素形材全体において、最大径５０μｍ以上の初晶Ｓｉが存在せず、且つ、最大径５０μｍ以上のＡｌ−Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｎ系巨大晶出物が存在しない、請求項４又は５記載のエンジンピストン用素形材。
   

Images