JPWO2008016169A1 - アルミニウム合金成形品の製造方法、アルミニウム合金成形品及び生産システム - Google Patents
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Abstract
従来のアルミニウム合金鍛造より、更に高温での機械的強度の優れたアルミニウム合金成形品の製造方法を提供する。本発明は、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有するアルミニウム合金成形品の製造方法であって、アルミニウム合金が、10.5質量%〜13.5質量%のSi、2.5質量%〜6質量%のCu、0.3質量%〜1.5質量%のMg及び0.8質量%〜4質量%のNiを含み、かつNi(質量%)≧〔−0.68×Cu(質量%)+4.2(質量%)〕なる関係式を満足し、素材に対する前熱処理工程82、素材に対する鍛造加工時加熱工程87、アルミニウム合金成形品に対する後熱処理工程89からなる熱処理・加熱工程を含み、前熱処理工程82が−10℃〜480℃に2時間〜6時間保持する処理を含む。
Description
本発明は、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有するアルミニウム合金成形品の製造方法、アルミニウム合金成形品及びその生産システムに関する。
近年、四輪、二輪自動車等の車両(以下、単に「自動車」と言う。)では、高性能化の為、又、環境問題に対応する為、内燃機関ピストンにアルミニウム鍛造製のものの採用が検討されてきている。ピストンなどの内燃機関の駆動部品を軽量化することができ、内燃機関を運転した時の負荷の低減、出力向上、燃費低減が図られるからである。アルミニウム合金製の内燃機関ピストンには、従来から鋳造品が多く採用されているが、鋳造品では鋳造時に発生する内部欠陥を抑えることが困難であり、強度を安全設計する為に余肉を設ける必要があり、軽量化が困難であった。
そこで、内部欠陥の発生を抑えることのできるアルミニウム合金鍛造品によるピストンの軽量化が検討されてきた。
従来のアルミニウム合金鍛造用素材の製造方法は、通常の溶湯製法にてアルミニウム合金溶湯を調製する工程と、続いてこのアルミニウム合金溶湯を連続鋳造法、半連続鋳造法(DC鋳造法)、ホットトップ鋳造法等のいわゆる連続鋳造法の内、何れかの方法によって鋳造し、アルミニウム合金の鋳塊を製造する工程と、その後、この鋳塊に均質化熱処理を施してアルミニウム合金結晶の均質化を行なう工程とからなっていた。そして、アルミニウム合金鍛造用素材(鋳塊)に鍛造を施し、更に、JIS(日本工業規格)のT6熱処理を施すことにより、アルミニウム合金鍛造成形品が製造されることとなる。
尚、6000系合金に関するもので、均質化熱処理の温度を抑制したり省略したりしているものが、特開2002−294383号公報(特許文献1)に開示されている。
しかし、特許文献1においては、高温時の機械的特性についての検討がなされていない。
一方、従来のアルミニウム鍛造よりも高温での機械的強度の優れたアルミニウム合金成形品を製造できるようにすることを目的とした下記の特開2005−290545号公報(特許文献2)には、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有するアルミニウム合金成形品の製造方法であり、アルミニウム合金が、10.5質量%〜13.5質量%のSi、0.15質量%〜0.65質量%のFe、2.5質量%〜5.5質量%のCu及び0.3質量%〜1.5質量%のMgを含み、素材に対する前熱処理工程、素材に対する鍛造加工時加熱工程、アルミニウム合金成形品に対する後熱処理工程からなる熱処理・加熱工程を含み、前熱処理工程が−10℃〜480℃で2時間〜6時間保持する処理を含む製造方法が開示されている。
ところで、近年さらなる内燃機関の効率向上や出力の向上が求められ、その結果、そこに用いられる部品にはより高温での機械的強度が求められるようになってきた。
したがって、より軽量化を狙えるアルミニウム合金鍛造品において、従来のアルミニウム合金鍛造品より、更に高温時の機械的強度(例えば、350℃における疲労強度)を向上させたアルミニウム合金成形品の製造方法が求められている。
本発明は、上記に鑑みてなされたもので、従来のアルミニウム合金鍛造より、更に高温での機械的強度の優れたアルミニウム合金成形品の製造方法、アルミニウム合金成形品及び生産システムを提供することを目的とする。
そこで、内部欠陥の発生を抑えることのできるアルミニウム合金鍛造品によるピストンの軽量化が検討されてきた。
従来のアルミニウム合金鍛造用素材の製造方法は、通常の溶湯製法にてアルミニウム合金溶湯を調製する工程と、続いてこのアルミニウム合金溶湯を連続鋳造法、半連続鋳造法(DC鋳造法)、ホットトップ鋳造法等のいわゆる連続鋳造法の内、何れかの方法によって鋳造し、アルミニウム合金の鋳塊を製造する工程と、その後、この鋳塊に均質化熱処理を施してアルミニウム合金結晶の均質化を行なう工程とからなっていた。そして、アルミニウム合金鍛造用素材(鋳塊)に鍛造を施し、更に、JIS(日本工業規格)のT6熱処理を施すことにより、アルミニウム合金鍛造成形品が製造されることとなる。
尚、6000系合金に関するもので、均質化熱処理の温度を抑制したり省略したりしているものが、特開2002−294383号公報(特許文献1)に開示されている。
しかし、特許文献1においては、高温時の機械的特性についての検討がなされていない。
一方、従来のアルミニウム鍛造よりも高温での機械的強度の優れたアルミニウム合金成形品を製造できるようにすることを目的とした下記の特開2005−290545号公報(特許文献2)には、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有するアルミニウム合金成形品の製造方法であり、アルミニウム合金が、10.5質量%〜13.5質量%のSi、0.15質量%〜0.65質量%のFe、2.5質量%〜5.5質量%のCu及び0.3質量%〜1.5質量%のMgを含み、素材に対する前熱処理工程、素材に対する鍛造加工時加熱工程、アルミニウム合金成形品に対する後熱処理工程からなる熱処理・加熱工程を含み、前熱処理工程が−10℃〜480℃で2時間〜6時間保持する処理を含む製造方法が開示されている。
ところで、近年さらなる内燃機関の効率向上や出力の向上が求められ、その結果、そこに用いられる部品にはより高温での機械的強度が求められるようになってきた。
したがって、より軽量化を狙えるアルミニウム合金鍛造品において、従来のアルミニウム合金鍛造品より、更に高温時の機械的強度(例えば、350℃における疲労強度)を向上させたアルミニウム合金成形品の製造方法が求められている。
本発明は、上記に鑑みてなされたもので、従来のアルミニウム合金鍛造より、更に高温での機械的強度の優れたアルミニウム合金成形品の製造方法、アルミニウム合金成形品及び生産システムを提供することを目的とする。
(1)上記目的を達成するために、本発明の第1の発明は、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有するアルミニウム合金成形品の製造方法において、アルミニウム合金が、10.5質量%〜13.5質量%のSi、2.5質量%〜6質量%のCu、0.3質量%〜1.5質量%のMg及び0.8質量%〜4質量%のNiを含み、かつNi(質量%)≧〔−0.68×Cu(質量%)+4.2(質量%)〕なる関係式を満足し、素材に対する前熱処理工程、素材に対する鍛造加工前予備加熱工程、アルミニウム合金成形品に対する後熱処理工程からなる熱処理・加熱工程を含み、前熱処理工程が−10℃〜480℃に2時間〜6時間保持する処理を含む、ことを特徴とする。
(2)本発明の第2の発明は、上記第1発明のアルミニウム合金成形品の製造方法において、前熱処理工程の熱処理温度が200℃〜370℃である、ことを特徴とする。
(3)本発明の第3の発明は、上記第1発明のアルミニウム合金成形品の製造方法において、前熱処理工程の熱処理温度が−10℃〜200℃である、ことを特徴とする。
(4)本発明の第4の発明は、上記第1発明のアルミニウム合金成形品の製造方法において、前熱処理工程の熱処理温度が370℃〜480℃である、ことを特徴とする。
(5)本発明の第5の発明は、上記第1発明乃至第4発明のアルミニウム合金成形品の製造方法において、後熱処理工程が、溶体化処理を施すことなく170℃〜230℃に1時間〜10時間保持する、ことを特徴とする。
(6)本発明の第6の発明は、上記第1発明乃至第5発明のアルミニウム合金成形品の製造方法において、アルミニウム合金が0.15質量%〜0.65質量%のFeを含む、ことを特徴とする。
(7)本発明の第7の発明は、上記第1発明乃至第6発明のアルミニウム合金成形品の製造方法において、アルミニウム合金が0.003質量%〜0.02質量%のPを含む、ことを特徴とする。
(8)本発明の第8の発明は、上記第1発明乃至第7発明のアルミニウム合金成形品の製造方法において、アルミニウム合金が、0.003質量%〜0.03質量%のSr、0.1質量%〜0.35質量%のSb、0.0005質量%〜0.015質量%のNa、0.001質量%〜0.02質量%のCaの何れか1種又は2種以上の組み合わせを含む、ことを特徴とする。
(9)本発明の第9の発明は、上記第1発明乃至第8発明のアルミニウム合金成形品の製造方法において、アルミニウム合金が、0.1質量%〜1.0質量%のMn、0.05質量%〜0.5質量%のCr、0.04質量%〜0.3質量%のZr、0.01質量%〜0.15質量%のV、0.01質量%〜0.2質量%のTiの何れか1種又は2種以上の組み合わせを含む、ことを特徴とする。
(10)本発明の第10の発明は、上記第1発明乃至第9発明のアルミニウム合金成形品の製造方法において、鍛造成形工程における、耐高温疲労強度の要求される部位の加工率が90%以下である、ことを特徴とする。
(11)本発明の第11の発明は、上記第1発明乃至第10発明のアルミニウム合金成形品の製造方法において、鍛造成形工程における、加工前予備加熱温度が380℃〜480℃である、ことを特徴とする。
(12)本発明の第12の発明は、上記第1発明乃至第11発明のアルミニウム合金成形品の製造方法において、連続鋳造棒は、溶湯の平均温度が液相線+40℃〜+230℃のアルミニウム合金を、鋳造速度を80(mm/min)〜2000(mm/min)にして連続鋳造法により鋳造して得られたものである、ことを特徴とする。
(13)本発明の第13の発明は、上記第1発明乃至第12発明のアルミニウム合金成形品の製造方法のうち、何れか1つの製造方法で製造されたアルミニウム合金成形品であって、組織において連続鋳造時に形成された晶出物のネットワーク組織又は針状晶出物又は晶出物の集合体が成形・熱処理後にも部分的に残留する、ことを特徴とする。
(14)本発明の第14の発明は、上記第1発明乃至第12発明のアルミニウム合金成形品の製造方法のうち、何れか1つの製造方法で製造されたアルミニウム合金成形品であって、共晶Siの面積占有率が8%以上、共晶Siの平均粒径が5μm以下、共晶Si針状比1.4以上のものが25%以上、金属間化合物の面積占有率が1.2%以上、金属間化合物の平均粒径が1.5μm以上、金属間化合物の長さ又は接触する金属間化合物の集合体の長さが3μm以上のものが30%以上である、ことを特徴とする。
(15)本発明の第15の発明は、冠面部位、スカート部を有するアルミニウム合金製エンジンピストンとして成形された第13発明若しくは第14発明のアルミニウム合金成形品であって、前記冠面部位の高温疲労強度が50MPa以上である、ことを特徴とする。
(16)本発明の第16の発明は、溶湯からアルミニウム合金成形品までの一連の工程を連続ラインとして構築した生産システムであって、上記第1発明乃至第12発明のアルミニウム合金成形品の製造方法のうち、何れか1つの製造方法による工程を含む、ことを特徴とする。
(1)に記載の第1発明によれば、アルミニウム合金がSi、Cu、Mg及びNiを含んでいるので、高温疲労強度と鍛造性、延性、靱性が良好な成形品を得ることができる。又、Ni及びCuの組成が、Ni(質量%)≧〔−0.68×Cu(質量%)+4.2(質量%)〕なる関係式を満足するので、より高温での疲労強度特性が向上する。
尚、従来は合金組成を変化させて多水準の合金から成形品を試作せねばならず、又、高温疲労強度の評価も複雑な設備と多くの時間を必要とする評価であった為、特に高温での疲労強度を有する合金設計は困難であった。
しかし、本発明の上記関係式を指標として用いて合金組成を設計することにより、更なる高温での疲労強度特性を有する合金を容易に得ることができ、又、350℃より高温時であっても優れた機械的強度を有するアルミニウム合金成形品を得ることができる。
より具体的には、例えば、350℃、100時間保持後の350℃での疲労強度が33MPa以上となる。これらの特性は、例えば、高温雰囲気に接する内燃機関ピストンの冠面部位に求められる特性である。従って、本発明のアルミニウム合金成形品を用いることにより、従来の内燃機関ピストンよりも薄肉化することができ、内燃機関ピストンの軽量化が可能になる。そして、市場から求められている軽量化に答えることができ、内燃機関の燃費低減、出力向上が実現することができる。
(2)に記載の第2発明によれば、前熱処理工程の熱処理温度を200℃〜370℃にしたので、高温疲労強度と鍛造性、延性、靱性がより兼合ったものとなり、より良好な成形品を得ることができる。
(3)に記載の第3発明によれば、前熱処理工程の熱処理温度を−10℃〜200℃にしたので、高温疲労強度がより良好な成形品を得ることができる。但し、鍛造性、延性、靭性は熱処理温度が200℃〜370℃のものよりも低下する。
(4)に記載の第4発明によれば、前熱処理工程の熱処理温度を370℃〜480℃にしたので、鍛造性、延性、靭性が更に良好な成形品を得ることができる。但し、高温疲労強度は熱処理温度が200℃〜370℃のものよりも低下する。
(5)に記載の第5発明によれば、後熱処理工程で、溶体化処理を施すことなく170℃〜230℃に1時間〜10時間保持するので、高温疲労強度がより良好な成形品を得ることができる。但し、延性、靭性は、溶体化処理を施し、170℃〜230℃に1時間〜10時間保持したものよりも低下する。
(6)に記載の第6発明によれば、アルミニウム合金が0.15質量%〜0.65質量%のFeを含むので、Al−Fe系やAl−Fe−Si系やAl−Ni−Fe系の粒子を晶出させ、高温機械的強度を向上させる。そして、0.15質量%〜0.65質量%のFeの含有量は、粗大な晶出物の増加を抑え、鍛造性、高温疲労強度、靱性を向上させる。
(7)に記載の第7発明によれば、アルミニウム合金が0.003質量%〜0.02質量%のPを含むので、Pは初晶Siを発生させ、耐摩耗性を優先する場合に好ましく、又、Pは初晶Siの微細化効果があり、発生した初晶Siによる鍛造性や延性や高温疲労強度の低下を抑制する働きをする。そして、0.003質量%〜0.02質量%のPの含有量は、粗大な初晶Siの増加を抑え、鍛造性、高温疲労強度、靱性を向上させる。
(8)に記載の第8発明によれば、アルミニウム合金が、0.003質量%〜0.03質量%のSr、0.1質量%〜0.35質量%のSb、0.0005質量%〜0.015質量%のNa、0.001質量%〜0.02質量%のCaの何れか1種又は2種以上の組み合わせを含むので、初晶Siの発生を抑制でき、鍛造性、延性、靭性を優先する場合に好ましい。そして、この範囲のSr、Sb、Na、Caの含有量は、初晶Siの発生を抑え、鍛造性、靱性、高温疲労強度を向上させる。
(9)に記載の第9発明によれば、アルミニウム合金が、0.1質量%〜1.0質量%のMn、0.05質量%〜0.5質量%のCr、0.04質量%〜0.3質量%のZr、0.01質量%〜0.15質量%のV、0.01質量%〜0.2質量%のTiの何れか1種又は2種以上の組み合わせを含むので、Al−Mn系やAl−Fe−Mn−Si系、Al−Cr系やAl−Fe−Cr−Si系、Al−Zr系、Al−V系、Al−Ti系の化合物が晶出又は析出し、アルミニウム合金の高温機械的強度を向上させる。そして、この範囲のMn、Cr、Zr、V、Tiの含有量は、粗大な晶出物の増加を抑え、鍛造性、高温疲労強度、靱性を向上させる。
(10)に記載の第10発明によれば、鍛造成形工程における、耐高温疲労強度の要求される部位の加工率を90%以下にしたので、晶出物のネットワーク組織や針状組織や集合体を、適度に分断し、適度に残る為、延性、靭性と高温疲労強度が良好な成形品を得ることができる。
(11)に記載の第11発明によれば、鍛造成形工程における、加工前予備加熱温度を380℃〜480℃にしたので、高温疲労強度と鍛造性、延性、靱性が良好な成形品を得ることができる。
(12)に記載の第12発明によれば、溶湯の平均温度が液相線+40℃〜+230℃のアルミニウム合金を、鋳造速度を80(mm/min)〜2000(mm/min)にして連続鋳造法により鋳造して連続鋳造棒を得たので、均一で微細な晶出物のネットワーク組織や針状組織や集合体が得られると共に、高温疲労強度と鍛造性、延性、靱性が良好な成形品を得ることができる。
(13)に記載の第13発明によれば、組織において連続鋳造時に形成された晶出物のネットワーク組織又は針状晶出物又は晶出物の集合体が成形・熱処理後にも部分的に残留しているので、高温疲労強度と鍛造性、延性、靱性の良好な成形品を得ることができる。
(14)に記載の第14発明によれば、共晶Siの面積占有率が8%以上、共晶Siの平均粒径が5μm以下、共晶Si針状比1.4以上のものが25%以上、金属間化合物の面積占有率が1.2%以上、金属間化合物の平均粒径が1.5μm以上、金属間化合物の長さ又は接触する金属間化合物の集合体の長さが3μm以上のものが30%以上であるので、高温疲労強度と鍛造性、延性、靱性の良好な成形品をより確実に得ることができる。
(15)に記載の第15発明によれば、冠面部位の高温疲労強度が50MPa以上であるので、十分な高温疲労強度を有しており、内燃機関ピストンの冠面部位等に好適に使用することができる。
(16)に記載の第16発明によれば、溶湯からアルミニウム合金成形品までの一連の工程を連続ラインとして構築し、少なくともその工程に、上記した何れか1つのアルミニウム合金成形品の製造方法による工程を含むので、より高温での疲労強度特性が向上する。
尚、従来は合金組成を変化させて多水準の合金から成形品を試作せねばならず、又、高温疲労強度の評価も複雑な設備と多くの時間を必要とする評価であった為、特に高温での疲労強度を有する合金設計は困難であった。
しかし、本発明の上記関係式を指標として用いて合金組成を設計することにより、更なる高温での疲労強度特性を有する合金を容易に得ることができ、又、350℃より高温時であっても優れた機械的強度を有するアルミニウム合金成形品を得ることができる。
より具体的には、例えば、350℃、100時間保持後の350℃での疲労強度が33MPa以上となる。これらの特性は、例えば、高温雰囲気に接する内燃機関ピストンの冠面部位に求められる特性である。従って、本発明のアルミニウム合金成形品を用いることにより、従来の内燃機関ピストンよりも薄肉化することができ、内燃機関ピストンの軽量化が可能になる。そして、市場から求められている軽量化に答えることができ、内燃機関の燃費低減、出力向上が実現することができる。
(2)本発明の第2の発明は、上記第1発明のアルミニウム合金成形品の製造方法において、前熱処理工程の熱処理温度が200℃〜370℃である、ことを特徴とする。
(3)本発明の第3の発明は、上記第1発明のアルミニウム合金成形品の製造方法において、前熱処理工程の熱処理温度が−10℃〜200℃である、ことを特徴とする。
(4)本発明の第4の発明は、上記第1発明のアルミニウム合金成形品の製造方法において、前熱処理工程の熱処理温度が370℃〜480℃である、ことを特徴とする。
(5)本発明の第5の発明は、上記第1発明乃至第4発明のアルミニウム合金成形品の製造方法において、後熱処理工程が、溶体化処理を施すことなく170℃〜230℃に1時間〜10時間保持する、ことを特徴とする。
(6)本発明の第6の発明は、上記第1発明乃至第5発明のアルミニウム合金成形品の製造方法において、アルミニウム合金が0.15質量%〜0.65質量%のFeを含む、ことを特徴とする。
(7)本発明の第7の発明は、上記第1発明乃至第6発明のアルミニウム合金成形品の製造方法において、アルミニウム合金が0.003質量%〜0.02質量%のPを含む、ことを特徴とする。
(8)本発明の第8の発明は、上記第1発明乃至第7発明のアルミニウム合金成形品の製造方法において、アルミニウム合金が、0.003質量%〜0.03質量%のSr、0.1質量%〜0.35質量%のSb、0.0005質量%〜0.015質量%のNa、0.001質量%〜0.02質量%のCaの何れか1種又は2種以上の組み合わせを含む、ことを特徴とする。
(9)本発明の第9の発明は、上記第1発明乃至第8発明のアルミニウム合金成形品の製造方法において、アルミニウム合金が、0.1質量%〜1.0質量%のMn、0.05質量%〜0.5質量%のCr、0.04質量%〜0.3質量%のZr、0.01質量%〜0.15質量%のV、0.01質量%〜0.2質量%のTiの何れか1種又は2種以上の組み合わせを含む、ことを特徴とする。
(10)本発明の第10の発明は、上記第1発明乃至第9発明のアルミニウム合金成形品の製造方法において、鍛造成形工程における、耐高温疲労強度の要求される部位の加工率が90%以下である、ことを特徴とする。
(11)本発明の第11の発明は、上記第1発明乃至第10発明のアルミニウム合金成形品の製造方法において、鍛造成形工程における、加工前予備加熱温度が380℃〜480℃である、ことを特徴とする。
(12)本発明の第12の発明は、上記第1発明乃至第11発明のアルミニウム合金成形品の製造方法において、連続鋳造棒は、溶湯の平均温度が液相線+40℃〜+230℃のアルミニウム合金を、鋳造速度を80(mm/min)〜2000(mm/min)にして連続鋳造法により鋳造して得られたものである、ことを特徴とする。
(13)本発明の第13の発明は、上記第1発明乃至第12発明のアルミニウム合金成形品の製造方法のうち、何れか1つの製造方法で製造されたアルミニウム合金成形品であって、組織において連続鋳造時に形成された晶出物のネットワーク組織又は針状晶出物又は晶出物の集合体が成形・熱処理後にも部分的に残留する、ことを特徴とする。
(14)本発明の第14の発明は、上記第1発明乃至第12発明のアルミニウム合金成形品の製造方法のうち、何れか1つの製造方法で製造されたアルミニウム合金成形品であって、共晶Siの面積占有率が8%以上、共晶Siの平均粒径が5μm以下、共晶Si針状比1.4以上のものが25%以上、金属間化合物の面積占有率が1.2%以上、金属間化合物の平均粒径が1.5μm以上、金属間化合物の長さ又は接触する金属間化合物の集合体の長さが3μm以上のものが30%以上である、ことを特徴とする。
(15)本発明の第15の発明は、冠面部位、スカート部を有するアルミニウム合金製エンジンピストンとして成形された第13発明若しくは第14発明のアルミニウム合金成形品であって、前記冠面部位の高温疲労強度が50MPa以上である、ことを特徴とする。
(16)本発明の第16の発明は、溶湯からアルミニウム合金成形品までの一連の工程を連続ラインとして構築した生産システムであって、上記第1発明乃至第12発明のアルミニウム合金成形品の製造方法のうち、何れか1つの製造方法による工程を含む、ことを特徴とする。
(1)に記載の第1発明によれば、アルミニウム合金がSi、Cu、Mg及びNiを含んでいるので、高温疲労強度と鍛造性、延性、靱性が良好な成形品を得ることができる。又、Ni及びCuの組成が、Ni(質量%)≧〔−0.68×Cu(質量%)+4.2(質量%)〕なる関係式を満足するので、より高温での疲労強度特性が向上する。
尚、従来は合金組成を変化させて多水準の合金から成形品を試作せねばならず、又、高温疲労強度の評価も複雑な設備と多くの時間を必要とする評価であった為、特に高温での疲労強度を有する合金設計は困難であった。
しかし、本発明の上記関係式を指標として用いて合金組成を設計することにより、更なる高温での疲労強度特性を有する合金を容易に得ることができ、又、350℃より高温時であっても優れた機械的強度を有するアルミニウム合金成形品を得ることができる。
より具体的には、例えば、350℃、100時間保持後の350℃での疲労強度が33MPa以上となる。これらの特性は、例えば、高温雰囲気に接する内燃機関ピストンの冠面部位に求められる特性である。従って、本発明のアルミニウム合金成形品を用いることにより、従来の内燃機関ピストンよりも薄肉化することができ、内燃機関ピストンの軽量化が可能になる。そして、市場から求められている軽量化に答えることができ、内燃機関の燃費低減、出力向上が実現することができる。
(2)に記載の第2発明によれば、前熱処理工程の熱処理温度を200℃〜370℃にしたので、高温疲労強度と鍛造性、延性、靱性がより兼合ったものとなり、より良好な成形品を得ることができる。
(3)に記載の第3発明によれば、前熱処理工程の熱処理温度を−10℃〜200℃にしたので、高温疲労強度がより良好な成形品を得ることができる。但し、鍛造性、延性、靭性は熱処理温度が200℃〜370℃のものよりも低下する。
(4)に記載の第4発明によれば、前熱処理工程の熱処理温度を370℃〜480℃にしたので、鍛造性、延性、靭性が更に良好な成形品を得ることができる。但し、高温疲労強度は熱処理温度が200℃〜370℃のものよりも低下する。
(5)に記載の第5発明によれば、後熱処理工程で、溶体化処理を施すことなく170℃〜230℃に1時間〜10時間保持するので、高温疲労強度がより良好な成形品を得ることができる。但し、延性、靭性は、溶体化処理を施し、170℃〜230℃に1時間〜10時間保持したものよりも低下する。
(6)に記載の第6発明によれば、アルミニウム合金が0.15質量%〜0.65質量%のFeを含むので、Al−Fe系やAl−Fe−Si系やAl−Ni−Fe系の粒子を晶出させ、高温機械的強度を向上させる。そして、0.15質量%〜0.65質量%のFeの含有量は、粗大な晶出物の増加を抑え、鍛造性、高温疲労強度、靱性を向上させる。
(7)に記載の第7発明によれば、アルミニウム合金が0.003質量%〜0.02質量%のPを含むので、Pは初晶Siを発生させ、耐摩耗性を優先する場合に好ましく、又、Pは初晶Siの微細化効果があり、発生した初晶Siによる鍛造性や延性や高温疲労強度の低下を抑制する働きをする。そして、0.003質量%〜0.02質量%のPの含有量は、粗大な初晶Siの増加を抑え、鍛造性、高温疲労強度、靱性を向上させる。
(8)に記載の第8発明によれば、アルミニウム合金が、0.003質量%〜0.03質量%のSr、0.1質量%〜0.35質量%のSb、0.0005質量%〜0.015質量%のNa、0.001質量%〜0.02質量%のCaの何れか1種又は2種以上の組み合わせを含むので、初晶Siの発生を抑制でき、鍛造性、延性、靭性を優先する場合に好ましい。そして、この範囲のSr、Sb、Na、Caの含有量は、初晶Siの発生を抑え、鍛造性、靱性、高温疲労強度を向上させる。
(9)に記載の第9発明によれば、アルミニウム合金が、0.1質量%〜1.0質量%のMn、0.05質量%〜0.5質量%のCr、0.04質量%〜0.3質量%のZr、0.01質量%〜0.15質量%のV、0.01質量%〜0.2質量%のTiの何れか1種又は2種以上の組み合わせを含むので、Al−Mn系やAl−Fe−Mn−Si系、Al−Cr系やAl−Fe−Cr−Si系、Al−Zr系、Al−V系、Al−Ti系の化合物が晶出又は析出し、アルミニウム合金の高温機械的強度を向上させる。そして、この範囲のMn、Cr、Zr、V、Tiの含有量は、粗大な晶出物の増加を抑え、鍛造性、高温疲労強度、靱性を向上させる。
(10)に記載の第10発明によれば、鍛造成形工程における、耐高温疲労強度の要求される部位の加工率を90%以下にしたので、晶出物のネットワーク組織や針状組織や集合体を、適度に分断し、適度に残る為、延性、靭性と高温疲労強度が良好な成形品を得ることができる。
(11)に記載の第11発明によれば、鍛造成形工程における、加工前予備加熱温度を380℃〜480℃にしたので、高温疲労強度と鍛造性、延性、靱性が良好な成形品を得ることができる。
(12)に記載の第12発明によれば、溶湯の平均温度が液相線+40℃〜+230℃のアルミニウム合金を、鋳造速度を80(mm/min)〜2000(mm/min)にして連続鋳造法により鋳造して連続鋳造棒を得たので、均一で微細な晶出物のネットワーク組織や針状組織や集合体が得られると共に、高温疲労強度と鍛造性、延性、靱性が良好な成形品を得ることができる。
(13)に記載の第13発明によれば、組織において連続鋳造時に形成された晶出物のネットワーク組織又は針状晶出物又は晶出物の集合体が成形・熱処理後にも部分的に残留しているので、高温疲労強度と鍛造性、延性、靱性の良好な成形品を得ることができる。
(14)に記載の第14発明によれば、共晶Siの面積占有率が8%以上、共晶Siの平均粒径が5μm以下、共晶Si針状比1.4以上のものが25%以上、金属間化合物の面積占有率が1.2%以上、金属間化合物の平均粒径が1.5μm以上、金属間化合物の長さ又は接触する金属間化合物の集合体の長さが3μm以上のものが30%以上であるので、高温疲労強度と鍛造性、延性、靱性の良好な成形品をより確実に得ることができる。
(15)に記載の第15発明によれば、冠面部位の高温疲労強度が50MPa以上であるので、十分な高温疲労強度を有しており、内燃機関ピストンの冠面部位等に好適に使用することができる。
(16)に記載の第16発明によれば、溶湯からアルミニウム合金成形品までの一連の工程を連続ラインとして構築し、少なくともその工程に、上記した何れか1つのアルミニウム合金成形品の製造方法による工程を含むので、より高温での疲労強度特性が向上する。
尚、従来は合金組成を変化させて多水準の合金から成形品を試作せねばならず、又、高温疲労強度の評価も複雑な設備と多くの時間を必要とする評価であった為、特に高温での疲労強度を有する合金設計は困難であった。
しかし、本発明の上記関係式を指標として用いて合金組成を設計することにより、更なる高温での疲労強度特性を有する合金を容易に得ることができ、又、350℃より高温時であっても優れた機械的強度を有するアルミニウム合金成形品を得ることができる。
より具体的には、例えば、350℃、100時間保持後の350℃での疲労強度が33MPa以上となる。これらの特性は、例えば、高温雰囲気に接する内燃機関ピストンの冠面部位に求められる特性である。従って、本発明のアルミニウム合金成形品を用いることにより、従来の内燃機関ピストンよりも薄肉化することができ、内燃機関ピストンの軽量化が可能になる。そして、市場から求められている軽量化に答えることができ、内燃機関の燃費低減、出力向上が実現することができる。
第1図は、本発明の製造工程を実現する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。
第2図は、本発明に用いる連続鋳造装置の鋳型付近の一例を示す図である。
第3図は、本発明に用いる連続鋳造装置の鋳型付近の他の一例を示す図である。
第4図は、本発明に用いる連続鋳造装置の有効モールド長を示す図である。
第5図は、本発明に用いる連続鋳造装置の他の例を示す図である。
第6図は、アルミニウム合金中のNiとCuの含有率の関係を説明する図である。
第7図(a)は、本発明の実施例17、18及び比較例11〜13の形状を有するピストンの平面図である。第7図(b)は第7図(a)に示すピストンの正面図である。
第8図は、第7図(a)のVIII−VIII線断面図である。
第2図は、本発明に用いる連続鋳造装置の鋳型付近の一例を示す図である。
第3図は、本発明に用いる連続鋳造装置の鋳型付近の他の一例を示す図である。
第4図は、本発明に用いる連続鋳造装置の有効モールド長を示す図である。
第5図は、本発明に用いる連続鋳造装置の他の例を示す図である。
第6図は、アルミニウム合金中のNiとCuの含有率の関係を説明する図である。
第7図(a)は、本発明の実施例17、18及び比較例11〜13の形状を有するピストンの平面図である。第7図(b)は第7図(a)に示すピストンの正面図である。
第8図は、第7図(a)のVIII−VIII線断面図である。
本発明の成形品の合金組成について説明する。
本発明において使用されるアルミニウム合金溶湯は、10.5質量%〜13.5質量%(好ましくは11.5質量%〜13質量%)のSi、2.5質量%〜6質量%(好ましくは3.5質量%〜5.5質量%)のCu、0.3質量%〜1.5質量%(好ましくは0.5質量%〜1.3質量%)のMg、0.8質量%〜4質量%(好ましくは1.8質量%〜3.5質量%)のNiを含み、かつNi(質量%)≧〔−0.68×Cu(質量%)+AA(質量%)〕(但し、AAは定数であって、AA≧4.2であり、好ましくはAA≧4.7。)なる関係式を満足する組成に調整される。
Siは共晶Siの分布により高温機械的強度、耐摩耗性を高め、Mgと共存してMg2Si粒子を析出して高温機械的強度を向上させる。Siが、10.5質量%未満では上記した効果が小さく、13.5質量%を超えると初晶Siの晶出が多くなり、高温疲労強度、延性、靱性を低下させる。
NiはAl−Ni系、Al−Ni−Cu系晶出物を発生させ、それによって高温機械的強度を向上させる。Niが、0.8質量%未満では上記した効果は小さく、4質量%を超えると粗大な晶出物が増加して鍛造性や高温疲労強度、延性、靱性を低下させる。
CuはCuAl2粒子を析出させ、更に、Al−Cu系、Al−Ni−Cu系晶出物を発生させ、高温機械的強度を向上させる。Cuが、2.5質量%未満では上記した効果は小さく、6質量%を超えるとAl−Cu系の粗大晶出物が増加して鍛造性や高温疲労強度、延性、靱性を低下させる。
MgはSiと共存してMg2Si粒子を析出して高温機械的強度を向上させる。Mgが、0.3質量%未満では上記した効果は小さく、1.5質量%を超えるとMg2Siの粗大晶出物が増加して鍛造性や高温疲労強度、延性、靱性を低下させる。
更に、本発明では、Ni及びCuの組成がNi(質量%)≧〔−0.68×Cu(質量%)+AA(質量%)〕(但し、AAは定数であって、AA≧4.2。好ましくはAA≧4.7。)の関係式を満たしていることが必要である。Ni及びCuがこの関係式を満たすことにより、より高温での疲労強度特性が向上するからである。尚、定数AAが4.7以上になるように調製されたアルミニウム合金成形品は、高温強度に寄与するネットワーク状又は針状の金属間化合物の発生量が多くなるので好ましい。
上記した疲労強度特性向上のメカニズムは明確ではないが、以下のように推定できる。高温機械的強度の向上に最も寄与しているものは、Al−Ni系、Al−Ni−Cu、Al−Cu系晶出物と高温環境下で、アルミニウム生地に固溶するCuと考えられる。これらの晶出物とCuの固溶による高温機械的強度の向上が効果的に生じるCu量とNi量の関係が上式で導かれた。
このようなアルミニウム合金を用いた成形品は、好ましい値である350℃での疲労強度が33MPa以上となり、さらに好ましくは43MPa以上となる。更に、300℃での疲労強度が55MPa以上となる。
この溶湯は、0.1質量%〜1質量%(好ましくは0.2質量%〜0.5質量%)のMn、0.05質量%〜0.5質量%(好ましくは0.1質量%〜0.3質量%)のCr、0.04質量%〜0.3質量%(好ましくは0.1質量%〜0.2質量%)のZr、0.01質量%〜0.15質量%(好ましくは0.05質量%〜0.1質量%)のV、0.01質量%〜0.2質量%(好ましくは0.02質量%〜0.1質量%)のTiの内の1種又は2種以上を含有することが好ましい。Mn、Cr、Zr、V、Tiの含有は、Al−Mn系やAl−Fe−Mn−Si系、Al−Cr系やAl−Fe−Cr−Si系、Al−Zr系、Al−V系、Al−Ti系の化合物が晶出又は析出し、アルミニウム合金の高温機械的強度を向上させるからである。Mnが0.1質量%未満、Crが0.05質量%未満、Zrが0.04質量%未満、Vが0.01質量%未満、Tiが0.01質量%未満では上記した効果は小さく、Mnが1.0質量%を超え、Crが0.5質量%を超え、Zrが0.3質量%を超え、Vが0.15質量%を超え、Tiが0.2質量%を超えると粗大な晶出物が増加して鍛造性、高温疲労強度、靱性を低下させる。
更に、Feを0.15質量%〜0.65質量%(好ましくは0.3質量%〜0.5質量%)含むことが好ましく、Al−Fe系やAl−Fe−Si系やAl−Ni−Fe系の粒子を晶出させ、高温機械的強度を向上させる。Feが、0.15質量%未満では上記した効果が小さく、0.65質量%を超えるとAl−Fe系やAl−Fe−Si系やAl−Ni−Fe系の粗大晶出物が増加して鍛造性や高温疲労強度、延性、靱性を低下させる。
又、Pを0.003質量%〜0.02質量%(好ましくは0.007質量%〜0.016質量%)含むことが好ましい。Pは初晶Siを発生させるので、耐摩耗性を優先する場合に好ましく、又、初晶Siの微細化効果があり、発生した初晶Siよる鍛造性や延性や高温疲労強度の低下を抑制する働きをする。Pが0.003質量%未満では初晶Siの微細化効果が少なく、鋳塊の中心に粗大な初晶Siが発生し、鍛造性や高温疲労強度、延性、靱性を低下させる。Pが0.02質量%を超えると初晶Siの発生が多くなり、鍛造性や高温疲労強度、延性、靱性を低下させる。
又、0.003質量%〜0.03質量%(好ましくは0.01質量%〜0.02質量%)のSr、0.1質量%〜0.35質量%(好ましくは0.15質量%〜0.25質量%)のSb、0.0005質量%〜0.015質量%(好ましくは0.001質量%〜0.01質量%)のNa、0.001質量%〜0.02質量%(好ましくは0.005質量%〜0.01質量%)のCaの内の1種又は2種以上を含有することが、共晶Siの微細化効果があり、好ましい。Srが0.003質量%未満、Sbが0.1質量%未満、Naが0.0005質量%未満、Caが0.001質量%未満では上記した効果が小さく、Srが0.03質量%を超え、Sbが0.35質量%を超え、Naが0.015質量%を超え、Caが0.02質量%を超えると粗大な晶出物が増加し又は鋳造欠陥が発生し、鍛造性、高温疲労強度、靱性を低下させる。
アルミニウム合金成形品、鋳塊の合金成分の組成比は、例えば、JIS H1305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。
以下にこの発明の実施の形態を図面に基づいて詳細に説明する。
第1図は本発明の製造工程を実現する生産ラインの一例である生産システムを示す図である。第1図において、鍛造品の生産システムは、溶湯から連続鋳造棒を水平に鋳造して所定の長さに切断する連続鋳造装置81と、この連続鋳造装置81で鋳造した連続鋳造棒に熱処理を施す前熱処理装置82と、この前熱処理装置82で熱処理されて連続鋳造棒が曲がった場合に連続鋳造棒の曲がりを矯正する矯正装置83と、この矯正装置83で曲がりを矯正された連続鋳造棒の外周部分を除去するピーリング装置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棒を、成形品を鍛造するのに必要な長さの切断片に切断する切断装置85と、この切断装置85で切断された切断片を予備加熱して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された素材に潤滑剤を被覆する為に予備加熱した素材に黒鉛系潤滑剤を塗布又は予備加熱した素材を黒鉛系潤滑剤に浸漬する、又は、被覆させる潤滑装置86A,86Bと、更に予備加熱装置87で加熱された潤滑剤を付着させた素材から鍛造製品(素形材)を鍛造する鍛造装置88と、この鍛造装置88で鍛造した鍛造済品(鍛造製品)に後熱処理を施す後熱処理装置89と、で構成されている。
後熱処理装置89は、例えば、鍛造済品に溶体化処理を施す溶体化加熱装置90と、この溶体化加熱装置90で加熱した鍛造製品を焼入れする焼入装置91と、この焼入装置91で焼入れした鍛造製品に時効処理を施す時効処理装置92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90と、焼入装置91を設けず、鍛造装置88の後に、時効処理装置92を設けることが好ましい。
尚、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。又、各装置間の搬送は自動搬送装置で行うことができる。又、潤滑装置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)装置86Cに置き換えることができる。
ここで、前熱処理装置82は、素材温度を−10℃〜480℃に2時間〜6時間保持する機能を有している。予備加熱装置87は、素材温度を380℃〜480℃とする機能を有している。後熱処理装置89の溶体化加熱装置90及び焼入装置91は、鍛造済品(成形品)の溶体化の為の温度を480℃〜520℃とした後に焼入れする機能を有している。後熱処理装置89の時効処理装置92は、鍛造済品(成形品)の温度を170℃〜230℃に保持する機能を有している。
本発明の生産システムを用いた製造方法は、アルミニウム合金を連続鋳造法により鋳造して得られた丸棒に、前熱処理を施す工程、前熱処理したものを素材として熱間塑性加工により素形材を成形する工程、塑性加工後に後熱処理する工程、を含む成形品の製造方法であって、前熱処理の温度が−10℃〜480℃、熱間塑性加工時の素材温度が380℃〜480℃、後熱処理工程では、溶体化加熱は素形材温度を480℃〜520℃に、又は溶体化処理を施さずに直接170℃〜230℃の温度条件を満足する温度管理をし、成形品を鋳造工程から各熱処理工程を含めて一貫して製造する。その結果、好ましい機械的強度を有する成形品を安定して製造することができる。
上記塑性加工として鍛造加工を挙げることができるが、本発明の製造方法は、前熱処理の温度、熱間塑性加工時の素材温度、後熱処理の温度の条件を満たすものであれば転造加工、押出し加工と組み合わせることもできる。何れの場合も、組織や晶出物のネットワークの制御において、本発明の作用効果を得ることができるからである。
本発明のアルミニウム合金成形品は、高温時の機械的強度を要求される部品として好適に使用することができる。そのため、例えば、エンジンピストン、バルブリフター、バルブリテーナー、シリンダーライナー等の形状の成形品を本発明により製造し、該成型品を必要に応じて旋盤、マシニングセンター等で更に機械加工を行うことにより所望の形状に成形し、各種製品用の部品として使用することができる。
本発明で用いる製造方法の、基本的な凝固方法の部分には、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。例えば、中心軸が横方向になるように保持された強制冷却を有した筒状鋳型の内壁面に気体、液体潤滑剤、その加熱分解気体から選ばれる何れか1種又は2種以上の流体を供給し、筒状鋳型の一端にSiを含有するアルミニウム合金溶湯を供給して柱状金属溶湯を形成し、柱状金属溶湯を筒状鋳型で凝固させて形成した鋳塊を、筒状鋳型の他端から引き抜く水平連続鋳造法とすることができる。以下に、本発明を水平連続鋳造法に適用した場合について説明する。
第2図は本発明に用いる連続鋳造装置の鋳型付近の一例を示す図である。タンディッシュ250中に貯留された合金溶湯255が耐火物製板状体210を経て筒状鋳型201に供給されるように、タンディッシュ250、耐火物製板状体210、筒状鋳型201が配置されている。筒状鋳型201は鋳型中心軸220がほぼ水平になるように保持されている。合金溶湯255が凝固鋳塊216となるように、筒状鋳型201の内部には強制冷却手段、筒状鋳型201の出口には凝固鋳塊216の強制冷却手段が配設されている。図2では、凝固鋳塊216を強制冷却する手段の例として、冷却水シャワー装置205が設けられている。筒状鋳型201の出口の近くには、強制冷却された凝固鋳塊216が一定速度で引き出されて連続的に鋳造されるように駆動装置(図示せず)が設置されている。更に、引き出された鋳造棒を所定の長さに切断する同調切断機(図示せず)が配設されている。
本発明に用いる装置の鋳型付近の他の一例を第3図を用いて説明する。第3図は、DC鋳造機の一例が概略的な断面図で示されている。このDC鋳造機においては、アルミニウム合金溶湯1が樋2、ディップ・チューブ3及びフロート分配器4を介してアルミニウム合金製又は銅製の固定の水冷鋳型5内に導入される。水冷鋳型5は、冷却水5Aによって冷却されている。水冷鋳型5内に導入されたアルミニウム合金溶湯6は、水冷鋳型5に接する部分において凝固殻7を形成して収縮し、凝固したアルミニウム合金鋳塊7Aは下型9によって水冷鋳型5から下方に引き出される。このとき、アルミニウム合金鋳塊7Aは水冷鋳型5から供給される水冷ジェット8によって更に冷却され、完全に凝固させられる。下型9が動き得る下端部に達すれば、アルミニウム合金鋳塊7Aは所定の位置で切断されて取り出される。
第2図に戻って説明を続けると、筒状鋳型201は、鋳型中心軸220がほぼ水平(状)になるように保持され、鋳型冷却水キャビティ204内に冷却水202を通して鋳型壁面を冷却することにより、筒状鋳型201内に充満した柱状金属溶湯215の熱を鋳型壁に接触する面から奪ってその表面に凝固殻を形成する筒状鋳型201の強制冷却手段と、筒状鋳型201の出口側端末において凝固鋳塊216に直接冷却水を当てるように冷却水シャワー装置205から冷却水を放出して筒状鋳型210内の柱状金属溶湯215を凝固させる強制冷却手段を有した筒状鋳型201である。更に、筒状鋳型201は、その冷却水シャワー装置205の噴出口と反対側の一端が耐火物製板状体210を介してタンディッシュ250に接続されている。
第2図では、冷却水供給管203を介して筒状鋳型201の強制冷却の為の冷却水、凝固鋳塊216の強制冷却の為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。
冷却水シャワー装置205の噴出口の中心軸の延長線が鋳造された凝固鋳塊216表面に当たる位置から、筒状鋳型201と耐火物製板状体210との接触面までの長さを有効モールド長(図4の符合L参照)と言い、15mm〜70mmであるのが好ましい。この有効モールド長が15mm未満では良好な皮膜が形成されない等から鋳造不可となり、70mmを超えると強制冷却の効果が無く、鋳型壁による凝固が支配的になって筒状鋳型201と柱状金属溶湯215若しくは凝固殻との接触抵抗が大きくなって鋳肌に割れが生じたり、筒状鋳型201内部で千切れたりする等、鋳造が不安定になるので好ましくはない。
筒状鋳型201の材質はアルミニウム、銅、若しくはそれらの合金から選ばれる1種又は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。
更に、筒状鋳型201の柱状金属溶湯215と接触する面にリング状に、自己潤滑性を保有した浸透性多孔質材222を装填した鋳型であるのが好ましい。リング状とは、筒状鋳型201の内壁面221の円周方向の全体に装着した状態である。浸透性多孔質材222の通気度が0.005〔L(リットル)/(cm2/min)〕〜0.03〔L/(cm2/min)〕、より好ましくは0.07〔L/(cm2/min)〕〜0.02〔L/(cm2/min)〕であるのが好ましい。装着する浸透性多孔質材222の厚さは特に限定されないが、2mm〜10mm、より好ましくは3mm〜8mmであることが好ましい。浸透性多孔質材222として、例えば、通気度が0.008〔L/(cm2/min)〕〜0.012〔L/(cm2/min)〕の黒鉛を用いることができる。ここで、通気度とは5mmの厚さの試験片に対して圧力2kg/cm2の空気の、毎分の通気量を測定したものである。
有効モールド長の内の5mm〜15mmに浸透性多孔質材222が装着されている筒状鋳型201を用いることが好ましい。筒状鋳型201、耐火物製板状体210、浸透性多孔質材222の合わせ面にOリング213を配設するのが好ましい。
筒状鋳型201の半径方向断面の内壁面221の形状は、円状以外に、三角形や矩形断面形状若しくは対称軸や対称面を持たない異形断面形状を有した形状でも良い。或いは、中空鋳塊を成形する場合は、鋳型内部に中子を保持したものでも良い。そして、筒状鋳型201は、両端が開放された筒状の鋳型であって、耐火物製板状体210に穿設された注湯口211を介して一端から筒状鋳型201の内部へ合金溶湯255が進入し、他端から凝固鋳塊216が押し出され、又は引き出される。
筒状鋳型201の内壁面221は凝固鋳塊216の引き出し方向に向けて鋳型中心軸220と0度〜3度、より好ましくは0度〜1度の仰角で形成されている。仰角0度未満では凝固鋳塊216が筒状鋳型201から引き出される際に筒状鋳型201の出口で抵抗を受ける為に鋳造が不可能となり、一方3度を越えると、筒状鋳型201の内壁面221の柱状金属溶湯215への接触が不充分になり、柱状金属溶湯215や凝固殻から筒状鋳型201への抜熱効果が低下することによって凝固が不充分となる。その結果、凝固鋳塊216の表面に再溶融肌が生じ又は筒状鋳型201の端部から未凝固の合金溶湯255が噴出するなどの鋳造トラブルにつながる可能性が高くなるので好ましくない。
タンディッシュ250は、外部の溶解炉等によって規定の合金成分に調整されたアルミニウム合金溶湯を受ける溶湯流入部251、溶湯保持部252、筒状鋳型201への流出部253から構成されている。タンディッシュ250は、合金溶湯255の液面レベル254を筒状鋳型201の上面より高い位置に維持し、かつ多連鋳造の場合には、各筒状鋳型201に合金溶湯255を安定的に分配するものである。タンディッシュ250内の溶湯保持部252に保持された合金溶湯255は耐火物製板状体210に設けられた注湯口211から筒状鋳型201に注湯される。
耐火物製板状体210は、タンディッシュ250と筒状鋳型201とを隔てる為のものであり、耐火断熱性を備えている材質のものを用いることができ、例えば、(株)ニチアス製ルミボード、フォセコ(株)製インシュラル、イビデン(株)製ファイバーブランケットボードを挙げることができる。耐火物製板状体210は注湯口211を形成できるような形状を有している。注湯口211は耐火物製板状体210が筒状鋳型201の内壁面221より内側に張り出した部分に1個又は1個以上形成することができる。
符号208は流体を供給する流体供給管である。流体としては潤滑流体を挙げることができる。流体は、気体、液体潤滑剤から選ばれる何れか1種又は2種以上の流体とすることができる。気体、液体潤滑剤の供給管は別々に設けることが好ましい。
流体供給管208から加圧供給された流体は環状通路224を通って筒状鋳型201と耐火物製板状体210との間の隙間に供給される。筒状鋳型201が耐火物製板状体210に面する部位に200μm以下の隙間が形成されているのが好ましい。この隙間は、合金溶湯255が差し込まない程度で、流体が筒状鋳型201の内壁面221へ流出できる程度の大きさである。図2に示した形態では、環状通路224は筒状鋳型201に装着された浸透性多孔質材222の外周面側に対峙して穿設され、流体はかけられた圧力によって浸透性多孔質材222の内部に浸透して柱状合金溶湯215と接触する浸透性多孔質材222の全面に送られ、筒状鋳型201の内壁面221に供給される。液体潤滑剤は加熱されて分解気体となり、筒状鋳型201の内壁面221に供給される場合もある。
その結果、筒状鋳型201の浸透性多孔質面と、柱状金属溶湯215外周面及び凝固殻外周面と間の潤滑を良くすることができる。浸透性多孔質材222をリング状に装着することにより、より良好な潤滑効果が得られ、アルミニウム合金連続鋳造棒を容易に鋳造することができる。
供給された気体、液体潤滑剤、液体潤滑剤の分解した気体から選ばれる何れか1種又は2種以上により、隅部空間230が形成される。
本発明の製造方法に含まれる鋳造工程について説明する。
第2図において、タンディッシュ250中の合金溶湯255は耐火物製板状体210を経て、鋳型中心軸220がほぼ水平になるように保持された筒状鋳型201に供給され、筒状鋳型201の出口にて強制冷却されて凝固鋳塊216となる。凝固鋳塊216は筒状鋳型201の出口近くに設置された駆動装置によって一定速度で引き出される為、連続的に鋳造されて鋳造棒になる。引き出された鋳造棒は同調切断機によって所定の長さに切断される。即ち、連続鋳造棒は、合金溶湯255の平均温度が液相線+40℃〜+230℃のアルミニウム合金を、鋳造速度を300(mm/min)〜2000(mm/min)にして連続鋳造法により鋳造して得られる。この条件範囲にすると晶出物が微細分散し、鍛造成形性に優れ、かつ高温機械的強度に優れた成形品となる。ホットトップ連続鋳造法、縦型連続鋳造法、DC鋳造法の場合は、80(mm/min)〜400(mm/min)の鋳造速度が好ましい。従って、鋳造速度は80(mm/min)〜2000(mm/min)が好ましい。
タンディッシュ250内に貯留するアルミニウム合金の合金溶湯255の組成について説明する。
合金溶湯255は、10.5質量%〜13.5質量%(好ましくは11.5質量%〜13質量%)のSi、2.5質量%〜6質量%(好ましくは3.5質量%〜5.5質量%)のCu、0.3質量%〜1.5質量%(好ましくは0.5質量%〜1.3質量%)のMg、0.8質量%〜4質量%(好ましくは1.8質量%〜3.5質量%)のNi含み、かつNi(質量%)≧〔−0.68×Cu(質量%)+AA(質量%)〕(但し、AAは定数であって、AA≧4.2。好ましくはAA≧4.7。)なる関係式を満足するアルミニウム合金である。
この合金溶湯255は、0.1質量%〜1質量%(好ましくは0.2質量%〜0.5質量%)のMn、0.05質量%〜0.5質量%(好ましくは0.1質量%〜0.3質量%)のCr、0.04質量%〜0.3質量%(好ましくは0.1質量%〜0.2質量%)のZr、0.01質量%〜0.15質量%(好ましくは0.05質量%〜0.1質量%)のV、0.01質量%〜0.2質量%(好ましくは0.02質量%〜0.1質量%)のTiの内の1種又は2種以上を含有することが好ましい。
更に、Feを0.15質量%〜0.65質量%(好ましくは0.3質量%〜0.5質量%)含むことが好ましい。
又、Pを0.003質量%〜0.02質量%(好ましくは0.007質量%〜0.016質量%)含むことが好ましい。
又、0.003質量%〜0.03質量%(好ましくは0.01質量%〜0.02質量%)のSr、0.1質量%〜0.35質量%(好ましくは0.15質量%〜0.25質量%)のSb、0.0005質量%〜0.015質量%(好ましくは0.001質量%〜0.01質量%)のNa、0.001質量%〜0.02質量%(好ましくは0.005質量%〜0.01質量%)のCaの内の1種又は2種以上を含有することが、共晶Siの微細化効果があり、好ましい。
タンディッシュ250内に貯留された合金溶湯255の液面レベル254の高さと筒状鋳型201の内壁面221における上面との高さの差を0mm〜250mm、より好ましくは50mm〜170mmとする。両者に差を持たせることにより、筒型鋳型201内に供給される合金溶湯255の圧力と潤滑油及び潤滑油が気化したガスとが好適にバランスする為、鋳造性が安定し、アルミニウム合金連続鋳造棒を容易に製造できるからである。合金溶湯255の液面レベル254の高さを測定し、モニターする為のレベルセンサーをタンディッシュ250に設けることにより、精度良くこの差を管理して所定の値に維持することができる。
液体潤滑剤は、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。これらは環境への悪影響が小さいので好ましい。
潤滑油供給量は0.05(mL/min)〜5(mL/min)〔より好ましくは0.1(mL/min)〜1(mL/min)〕であるのが好ましい。供給量が過少だと潤滑不足によって鋳塊のブレークアウトが発生し、過多だと余剰分が鋳塊中に混入して結晶粒径分布の均一性を妨げる恐れがある為である。
筒状鋳型201から凝固鋳塊216を引き抜く速度である鋳造速度は300(mm/min)〜2000(mm/min)〔より好ましくは600(mm/min)〜2000(mm/min)〕であるのが好ましい。鋳造で形成される晶出物のネットワーク組織が均一微細となり、高温下でのアルミニウム生地の変形に対する抵抗が増し、高温機械的強度が向上する為に好ましい。勿論、本発明の作用効果は鋳造速度に限定されないが、鋳造速度を速くしたときにその効果が顕著になる。
冷却水シャワー装置205から放出される冷却水量は鋳型当り5(L/min)〜30(L/min)〔より好ましくは25(L/min)〜30(L/min)〕であるのが好ましい。冷却水量が過少だとブレークアウトが生じたり、凝固鋳塊216の表面が再溶融して不均一な組織が形成され、結晶粒径分布の均一性を妨げる恐れがある。一方、冷却水量が過多だと筒状鋳型201の抜熱が大き過ぎて鋳造不可になる為である。勿論、本発明の作用効果は冷却水量に限定されないが、冷却能を大きくして凝固界面から筒状鋳型201内への温度勾配を大きくしたときにその効果が顕著になる。
タンディッシュ250内から筒状鋳型201へ流入する合金溶湯255の平均温度は液相線+40℃〜+230℃(より好ましくは液相線+60℃〜+200℃)であるのが好ましい。合金溶湯255の温度が低すぎると筒状鋳型201及びそれ以前で粗大な晶出物を形成して結晶粒径分布の均一性を妨げる恐れがある。一方、合金溶湯255の温度が高すぎると合金溶湯255中に大量の水素ガスが取り込まれ、凝固鋳塊216中にポロシティーとして取り込まれ、結晶粒径分布の均一性を妨げる恐れがあるからである。
本発明では、これらの鋳造条件は、鋳造品の組織の共晶Siや金属間化合物がほとんど凝集球状化せず、連続鋳造時に形成された晶出物のネットワーク組織又は針状晶出物又は晶出物の集合体となるように制御されるので、この後の各熱処理の効果が有効に発揮され、好ましい。
本発明では、鋳造後の鋳造棒は、素材として鍛造成形工程に投入する前に前熱処理として−10℃〜480℃(好ましくは−10℃〜370℃)に2時間〜6時間保持することが肝要である。温度条件は室温であるのがより好ましいが、それ以下であってもその効果を得ることができる。
前熱処理を上記のようにすると、組織において連続鋳造時に形成された晶出物のネットワーク組織又は針状晶出物又は晶出物の集合体が成形・熱処理後にも部分的に残留するアルミニウム成形品となり、これらの形状の晶出物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、250℃〜400℃の高温時であっても優れた機械的強度が得られる。即ち、アルミニウム生地が軟化する高温下で晶出物のネットワーク組織又は針状晶出物又は晶出物の集合体が変形に対する抵抗となる為、高温機械的強度に優れたアルミニウム成形品となる。一方、前熱処理温度が高く、成形率が高いと晶出物のネットワーク組織又は針状晶出物又は晶出物の集合体が分断され、粒状に凝集し、晶出物が高温下で軟化したアルミニウム生地中に均一に分散している状態となる。この為、高温下でのアルミニウム生地の変形に対する晶出物の抵抗力が低下し、高温機械的強度も上げられなくなる。
本発明は、前述した合金組成であって、アルミニウム生地が軟化し、非常に変形しやすくなる250℃〜400℃の更なる高温域でアルミニウム生地の変形に抵抗する晶出物のネットワーク組織や針状組織や集合体を部分的に残留させることによって高温機械的強度を高めているものである。
晶出物のネットワークや針状組織があまり見られない比較的晶出物の少ない低濃度合金である6000系合金などで、均質化処理を抑制したり省略する場合、それは再結晶の抑制や工程の簡素化を図るものであり、本発明のような晶出物が多く、鋳造時にネットワークや針状組織が見られる高Si系合金で、ネットワークや針状組織をなるべく維持して高温の改良を図るものとは異なる。
上記の背景技術の欄で述べたように、特許文献1(特開2002−294383号公報)に開示されているものは、6000系合金に関するものであり、均質化処理の温度を抑制したり省略しているのは、高温特性を得る為ではなく、再結晶を抑制して常温の機械的特性を改良する為である。もともと合金系も異なり、比較的晶出物の少ない低濃度合金で、晶出物のネットワーク組織や針状組織はあまり見られない。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系、Al−Cr系化合物を、微細に析出させる為のものである。本発明のような晶出物が多く、鋳造時にネットワーク組織や針状組織が見られる高Si系合金で、ネットワーク組織や針状組織をなるべく維持して高温の改良を図るものとは異なっている。
特に、素材の高温機械的強度を高め、鍛造性を向上させる場合には、前熱処理の保持温度が200℃〜370℃であることが好ましい。この温度範囲にすると前熱処理時の共晶Siや金属間化合物の凝集球状化が進み難く、連続鋳造時に形成された晶出物のネットワーク組織又は針状晶出物又は晶出物の集合体が鍛造成形、後熱処理後でも部分的に残存しており、高温機械的強度に優れたアルミニウム成形品となる。
又、特に、素材の高温機械的強度をより高める場合には、前熱処理の保持温度が−10℃〜200℃であることが好ましい。この温度範囲にすると前熱処理時の共晶Siや金属間化合物がほとんど凝集球状化せず、連続鋳造時に形成された晶出物のネットワーク組織又は針状晶出物又は晶出物の集合体が鍛造成形、後熱処理後でも部分的に残存しており、高温機械的強度に優れたアルミニウム成形品となる。
更に、素材の鍛造成形性をより高める場合には、前熱処理の保持温度が370℃〜480℃であることが好ましい。この温度範囲にすると前熱処理時の共晶Siや金属間化合物がある程度凝集球状化し、鋳造時の変形抵抗が低下する為、鍛造成形性に優れたアルミニウム成形品となる。かつ、この温度範囲では、連続鍛造時に形成された晶出物のネットワーク組織又は針状晶出物又は晶出物の集合体が鍛造成形、後熱処理後でも部分的に残存しており、高温機械的性質に優れたアルミニウム成形品が得られる。
前熱処理工程は、鋳造後から鍛造工程の間に設ければ良く、例えば、鋳造後1日以内に処理する、又は処理後1週間以内に鍛造工程に投入すれば良い。その間に矯正処理、ピーリング処理を施すことができる。
次に、本発明に含まれる鍛造工程の一例を説明する。1)連続鋳造丸棒を所定の長さに切断する工程と、2)切断した素材を予備加熱して据え込みする工程と、3)据え込んだ素材を潤滑する工程と、4)素材を金型に投入して鍛造成形する工程と、5)ノックアウト機構により鍛造製品を金型内から排出する工程とを含む製造方法である。
鍛造用素材に潤滑剤を塗布し、更に据え込み処理の投入前に加熱しておくこともできる。尚、据え込み工程を省略することができる。
潤滑剤処理は水溶性潤滑剤の塗布、又はボンデ処理とすることができる。例えば、素材にボンデ処理を施した後、予備加熱として380℃〜480℃に加熱して鍛造装置に投入するのが好ましい。380℃〜480℃に予備加熱すると、素材の変形態が向上し、複雑な形状に成形するのが容易になる。
潤滑剤として水性潤滑剤が好ましく、水溶性黒鉛潤滑剤を用いるのがより好ましい。黒鉛が素材に良く焼き付くからである。この場合、例えば、70℃〜350℃の素材に潤滑剤を塗布した後、素材を常温に冷ました後(例えば、2時間〜4時間保持した後)、素材を380℃〜480℃に加熱して鍛造装置に投入するのが好ましい。潤滑剤として水性潤滑剤が好ましく、水溶性黒鉛潤滑剤を用いるのがより好ましい。黒鉛が素材に良く焼き付くからである。
素材を投入する前に、金型表面へ潤滑剤を塗布する。潤滑剤量はスプレーの吹き付け時間を調整することで、上金型とダイスの組み合わせに合わせてより適切な状態にすることができる。潤滑剤として油性潤滑剤を用いるのが好ましい。例えば、鉱物油を用いることができる。水性潤滑油では金型温度が下がることがあるが、それを抑えることができるからである。油性潤滑剤が黒鉛と鉱物油混合物であるのが潤滑効果が高まるのでより好ましい。
金型の加熱温度は150℃〜250℃とするのが好ましい。充分な塑性流動を得ることができるからである。
本発明では、鍛造成形における、耐高温疲労強度の要求される部位の加工率が90%以下(好ましくは70%以下)であることが好ましい。この加工率以下にすると晶出物のネットワーク組織又は針状晶出物又は晶出物の集合体の分断を抑制し、高温機械的強度に優れた成形品となる。
尚、成形品において、高温機械的強度が要求される部位がこの加工率を満たしていれば良い。
尚、鍛造前に据え込み工程などの塑性加工が施された場合は、加工率はそれらのトータルとして考えるのが好ましい。例えば、複雑な形状を有する成形品の場合、1回の加工当たりの加工率が10%〜80%(より好ましくは10%〜50%)で、複数回(好ましくは2回)とするのが好ましい。例えば、1回目10%〜50%(より好ましくは10%〜30%)とするのが好ましい。
ここで加工率とは、次のように定義する。
加工率=(塑性加工前の厚さ−塑性加工後の厚さ)/(塑性加工前の厚さ)×100%
鍛造済品に後熱処理を施す。後熱処理としては、溶体化処理、時効処理を組み合わせて用いることができる。後熱処理は、加工後1週間以内とすることができる。
具体的には、例えば、480℃〜520℃(好ましくは490℃〜510℃)で3時間保持の条件で、鍛造済品を溶体化処理することができる。
上記以外の後熱処理として、JIS規格のT5熱処理或いはT6熱処理を鍛造済品に対して施すことができる。
本発明では、取り出した鍛造製品を溶体化、焼入れを施すことなく、時効処理として170℃〜230℃(好ましくは190℃〜220℃)に1時間〜10時間保持することが好ましい。晶出物ネットワーク又は針状晶出物又は晶出物の集合体の分断、凝集を抑えることができ、高温機械的強度に優れた成形品となるので好ましい。
このような方法で製造された、成形品の合金組織は、共晶Siや金属間化合物の凝集球状化が進み難く、連続鋳造に形成された晶出物のネットワーク組織又は針状晶出物又は晶出物の集合体が鍛造成形、後熱処理後でも部分的に残存しており、高温機械的強度に優れたアルミニウム成形品となる。
又、合金組成は、10.5質量%〜13.5質量%(好ましくは11.5質量%〜13質量%)のSi、2.5質量%〜6質量%(好ましくは3.5質量%〜5.5質量%)のCu、0.3質量%〜1.5質量%(好ましくは0.5質量%〜1.3質量%)のMg、0.8質量%〜4質量%(好ましくは1.8質量%〜3.5質量%)のNiを含み、かつNi(質量%)≧〔−0.68×Cu(質量%)+AA(質量%)〕(但し、AAは定数であって、AA≧4.2。好ましくはAA≧4.7。)なる関係式を満足するアルミニウム合金である。
合金組成は、0.1質量%〜1質量%(好ましくは0.2質量%〜0.5質量%)のMn、0.05質量%〜0.5質量%(好ましくは0.1質量%〜0.3質量%)のCr、0.04質量%〜0.3質量%(好ましくは0.1質量%〜0.2質量%)のZr、0.01質量%〜0.15質量%(好ましくは0.05質量%〜0.1質量%)のV、0.01質量%〜0.2質量%(好ましくは0.02質量%〜0.1質量%)のTiの内の1種又は2種以上を含有することが好ましい。
更に、Feを0.15質量%〜0.65質量%(好ましくは0.3質量%〜0.5質量%)含むことが好ましい。
又、Pを0.003質量%〜0.02質量%(好ましくは0.007質量%〜0.016質量%)含むことが好ましい。
又、0.003質量%〜0.03質量%(好ましくは0.01質量%〜0.02質量%)のSr、0.1質量%〜0.35質量%(好ましくは0.15質量%〜0.25質量%)のSb、0.0005質量%〜0.015質量%(好ましくは0.001質量%〜0.01質量%)のNa、0.001質量%〜0.02質量%(好ましくは0.005質量%〜0.01質量%)のCaの内の1種又は2種以上を含有することが、共晶Siの微細化効果があり、好ましい。
本発明において使用されるアルミニウム合金溶湯は、10.5質量%〜13.5質量%(好ましくは11.5質量%〜13質量%)のSi、2.5質量%〜6質量%(好ましくは3.5質量%〜5.5質量%)のCu、0.3質量%〜1.5質量%(好ましくは0.5質量%〜1.3質量%)のMg、0.8質量%〜4質量%(好ましくは1.8質量%〜3.5質量%)のNiを含み、かつNi(質量%)≧〔−0.68×Cu(質量%)+AA(質量%)〕(但し、AAは定数であって、AA≧4.2であり、好ましくはAA≧4.7。)なる関係式を満足する組成に調整される。
Siは共晶Siの分布により高温機械的強度、耐摩耗性を高め、Mgと共存してMg2Si粒子を析出して高温機械的強度を向上させる。Siが、10.5質量%未満では上記した効果が小さく、13.5質量%を超えると初晶Siの晶出が多くなり、高温疲労強度、延性、靱性を低下させる。
NiはAl−Ni系、Al−Ni−Cu系晶出物を発生させ、それによって高温機械的強度を向上させる。Niが、0.8質量%未満では上記した効果は小さく、4質量%を超えると粗大な晶出物が増加して鍛造性や高温疲労強度、延性、靱性を低下させる。
CuはCuAl2粒子を析出させ、更に、Al−Cu系、Al−Ni−Cu系晶出物を発生させ、高温機械的強度を向上させる。Cuが、2.5質量%未満では上記した効果は小さく、6質量%を超えるとAl−Cu系の粗大晶出物が増加して鍛造性や高温疲労強度、延性、靱性を低下させる。
MgはSiと共存してMg2Si粒子を析出して高温機械的強度を向上させる。Mgが、0.3質量%未満では上記した効果は小さく、1.5質量%を超えるとMg2Siの粗大晶出物が増加して鍛造性や高温疲労強度、延性、靱性を低下させる。
更に、本発明では、Ni及びCuの組成がNi(質量%)≧〔−0.68×Cu(質量%)+AA(質量%)〕(但し、AAは定数であって、AA≧4.2。好ましくはAA≧4.7。)の関係式を満たしていることが必要である。Ni及びCuがこの関係式を満たすことにより、より高温での疲労強度特性が向上するからである。尚、定数AAが4.7以上になるように調製されたアルミニウム合金成形品は、高温強度に寄与するネットワーク状又は針状の金属間化合物の発生量が多くなるので好ましい。
上記した疲労強度特性向上のメカニズムは明確ではないが、以下のように推定できる。高温機械的強度の向上に最も寄与しているものは、Al−Ni系、Al−Ni−Cu、Al−Cu系晶出物と高温環境下で、アルミニウム生地に固溶するCuと考えられる。これらの晶出物とCuの固溶による高温機械的強度の向上が効果的に生じるCu量とNi量の関係が上式で導かれた。
このようなアルミニウム合金を用いた成形品は、好ましい値である350℃での疲労強度が33MPa以上となり、さらに好ましくは43MPa以上となる。更に、300℃での疲労強度が55MPa以上となる。
この溶湯は、0.1質量%〜1質量%(好ましくは0.2質量%〜0.5質量%)のMn、0.05質量%〜0.5質量%(好ましくは0.1質量%〜0.3質量%)のCr、0.04質量%〜0.3質量%(好ましくは0.1質量%〜0.2質量%)のZr、0.01質量%〜0.15質量%(好ましくは0.05質量%〜0.1質量%)のV、0.01質量%〜0.2質量%(好ましくは0.02質量%〜0.1質量%)のTiの内の1種又は2種以上を含有することが好ましい。Mn、Cr、Zr、V、Tiの含有は、Al−Mn系やAl−Fe−Mn−Si系、Al−Cr系やAl−Fe−Cr−Si系、Al−Zr系、Al−V系、Al−Ti系の化合物が晶出又は析出し、アルミニウム合金の高温機械的強度を向上させるからである。Mnが0.1質量%未満、Crが0.05質量%未満、Zrが0.04質量%未満、Vが0.01質量%未満、Tiが0.01質量%未満では上記した効果は小さく、Mnが1.0質量%を超え、Crが0.5質量%を超え、Zrが0.3質量%を超え、Vが0.15質量%を超え、Tiが0.2質量%を超えると粗大な晶出物が増加して鍛造性、高温疲労強度、靱性を低下させる。
更に、Feを0.15質量%〜0.65質量%(好ましくは0.3質量%〜0.5質量%)含むことが好ましく、Al−Fe系やAl−Fe−Si系やAl−Ni−Fe系の粒子を晶出させ、高温機械的強度を向上させる。Feが、0.15質量%未満では上記した効果が小さく、0.65質量%を超えるとAl−Fe系やAl−Fe−Si系やAl−Ni−Fe系の粗大晶出物が増加して鍛造性や高温疲労強度、延性、靱性を低下させる。
又、Pを0.003質量%〜0.02質量%(好ましくは0.007質量%〜0.016質量%)含むことが好ましい。Pは初晶Siを発生させるので、耐摩耗性を優先する場合に好ましく、又、初晶Siの微細化効果があり、発生した初晶Siよる鍛造性や延性や高温疲労強度の低下を抑制する働きをする。Pが0.003質量%未満では初晶Siの微細化効果が少なく、鋳塊の中心に粗大な初晶Siが発生し、鍛造性や高温疲労強度、延性、靱性を低下させる。Pが0.02質量%を超えると初晶Siの発生が多くなり、鍛造性や高温疲労強度、延性、靱性を低下させる。
又、0.003質量%〜0.03質量%(好ましくは0.01質量%〜0.02質量%)のSr、0.1質量%〜0.35質量%(好ましくは0.15質量%〜0.25質量%)のSb、0.0005質量%〜0.015質量%(好ましくは0.001質量%〜0.01質量%)のNa、0.001質量%〜0.02質量%(好ましくは0.005質量%〜0.01質量%)のCaの内の1種又は2種以上を含有することが、共晶Siの微細化効果があり、好ましい。Srが0.003質量%未満、Sbが0.1質量%未満、Naが0.0005質量%未満、Caが0.001質量%未満では上記した効果が小さく、Srが0.03質量%を超え、Sbが0.35質量%を超え、Naが0.015質量%を超え、Caが0.02質量%を超えると粗大な晶出物が増加し又は鋳造欠陥が発生し、鍛造性、高温疲労強度、靱性を低下させる。
アルミニウム合金成形品、鋳塊の合金成分の組成比は、例えば、JIS H1305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。
以下にこの発明の実施の形態を図面に基づいて詳細に説明する。
第1図は本発明の製造工程を実現する生産ラインの一例である生産システムを示す図である。第1図において、鍛造品の生産システムは、溶湯から連続鋳造棒を水平に鋳造して所定の長さに切断する連続鋳造装置81と、この連続鋳造装置81で鋳造した連続鋳造棒に熱処理を施す前熱処理装置82と、この前熱処理装置82で熱処理されて連続鋳造棒が曲がった場合に連続鋳造棒の曲がりを矯正する矯正装置83と、この矯正装置83で曲がりを矯正された連続鋳造棒の外周部分を除去するピーリング装置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棒を、成形品を鍛造するのに必要な長さの切断片に切断する切断装置85と、この切断装置85で切断された切断片を予備加熱して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された素材に潤滑剤を被覆する為に予備加熱した素材に黒鉛系潤滑剤を塗布又は予備加熱した素材を黒鉛系潤滑剤に浸漬する、又は、被覆させる潤滑装置86A,86Bと、更に予備加熱装置87で加熱された潤滑剤を付着させた素材から鍛造製品(素形材)を鍛造する鍛造装置88と、この鍛造装置88で鍛造した鍛造済品(鍛造製品)に後熱処理を施す後熱処理装置89と、で構成されている。
後熱処理装置89は、例えば、鍛造済品に溶体化処理を施す溶体化加熱装置90と、この溶体化加熱装置90で加熱した鍛造製品を焼入れする焼入装置91と、この焼入装置91で焼入れした鍛造製品に時効処理を施す時効処理装置92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90と、焼入装置91を設けず、鍛造装置88の後に、時効処理装置92を設けることが好ましい。
尚、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。又、各装置間の搬送は自動搬送装置で行うことができる。又、潤滑装置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)装置86Cに置き換えることができる。
ここで、前熱処理装置82は、素材温度を−10℃〜480℃に2時間〜6時間保持する機能を有している。予備加熱装置87は、素材温度を380℃〜480℃とする機能を有している。後熱処理装置89の溶体化加熱装置90及び焼入装置91は、鍛造済品(成形品)の溶体化の為の温度を480℃〜520℃とした後に焼入れする機能を有している。後熱処理装置89の時効処理装置92は、鍛造済品(成形品)の温度を170℃〜230℃に保持する機能を有している。
本発明の生産システムを用いた製造方法は、アルミニウム合金を連続鋳造法により鋳造して得られた丸棒に、前熱処理を施す工程、前熱処理したものを素材として熱間塑性加工により素形材を成形する工程、塑性加工後に後熱処理する工程、を含む成形品の製造方法であって、前熱処理の温度が−10℃〜480℃、熱間塑性加工時の素材温度が380℃〜480℃、後熱処理工程では、溶体化加熱は素形材温度を480℃〜520℃に、又は溶体化処理を施さずに直接170℃〜230℃の温度条件を満足する温度管理をし、成形品を鋳造工程から各熱処理工程を含めて一貫して製造する。その結果、好ましい機械的強度を有する成形品を安定して製造することができる。
上記塑性加工として鍛造加工を挙げることができるが、本発明の製造方法は、前熱処理の温度、熱間塑性加工時の素材温度、後熱処理の温度の条件を満たすものであれば転造加工、押出し加工と組み合わせることもできる。何れの場合も、組織や晶出物のネットワークの制御において、本発明の作用効果を得ることができるからである。
本発明のアルミニウム合金成形品は、高温時の機械的強度を要求される部品として好適に使用することができる。そのため、例えば、エンジンピストン、バルブリフター、バルブリテーナー、シリンダーライナー等の形状の成形品を本発明により製造し、該成型品を必要に応じて旋盤、マシニングセンター等で更に機械加工を行うことにより所望の形状に成形し、各種製品用の部品として使用することができる。
本発明で用いる製造方法の、基本的な凝固方法の部分には、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。例えば、中心軸が横方向になるように保持された強制冷却を有した筒状鋳型の内壁面に気体、液体潤滑剤、その加熱分解気体から選ばれる何れか1種又は2種以上の流体を供給し、筒状鋳型の一端にSiを含有するアルミニウム合金溶湯を供給して柱状金属溶湯を形成し、柱状金属溶湯を筒状鋳型で凝固させて形成した鋳塊を、筒状鋳型の他端から引き抜く水平連続鋳造法とすることができる。以下に、本発明を水平連続鋳造法に適用した場合について説明する。
第2図は本発明に用いる連続鋳造装置の鋳型付近の一例を示す図である。タンディッシュ250中に貯留された合金溶湯255が耐火物製板状体210を経て筒状鋳型201に供給されるように、タンディッシュ250、耐火物製板状体210、筒状鋳型201が配置されている。筒状鋳型201は鋳型中心軸220がほぼ水平になるように保持されている。合金溶湯255が凝固鋳塊216となるように、筒状鋳型201の内部には強制冷却手段、筒状鋳型201の出口には凝固鋳塊216の強制冷却手段が配設されている。図2では、凝固鋳塊216を強制冷却する手段の例として、冷却水シャワー装置205が設けられている。筒状鋳型201の出口の近くには、強制冷却された凝固鋳塊216が一定速度で引き出されて連続的に鋳造されるように駆動装置(図示せず)が設置されている。更に、引き出された鋳造棒を所定の長さに切断する同調切断機(図示せず)が配設されている。
本発明に用いる装置の鋳型付近の他の一例を第3図を用いて説明する。第3図は、DC鋳造機の一例が概略的な断面図で示されている。このDC鋳造機においては、アルミニウム合金溶湯1が樋2、ディップ・チューブ3及びフロート分配器4を介してアルミニウム合金製又は銅製の固定の水冷鋳型5内に導入される。水冷鋳型5は、冷却水5Aによって冷却されている。水冷鋳型5内に導入されたアルミニウム合金溶湯6は、水冷鋳型5に接する部分において凝固殻7を形成して収縮し、凝固したアルミニウム合金鋳塊7Aは下型9によって水冷鋳型5から下方に引き出される。このとき、アルミニウム合金鋳塊7Aは水冷鋳型5から供給される水冷ジェット8によって更に冷却され、完全に凝固させられる。下型9が動き得る下端部に達すれば、アルミニウム合金鋳塊7Aは所定の位置で切断されて取り出される。
第2図に戻って説明を続けると、筒状鋳型201は、鋳型中心軸220がほぼ水平(状)になるように保持され、鋳型冷却水キャビティ204内に冷却水202を通して鋳型壁面を冷却することにより、筒状鋳型201内に充満した柱状金属溶湯215の熱を鋳型壁に接触する面から奪ってその表面に凝固殻を形成する筒状鋳型201の強制冷却手段と、筒状鋳型201の出口側端末において凝固鋳塊216に直接冷却水を当てるように冷却水シャワー装置205から冷却水を放出して筒状鋳型210内の柱状金属溶湯215を凝固させる強制冷却手段を有した筒状鋳型201である。更に、筒状鋳型201は、その冷却水シャワー装置205の噴出口と反対側の一端が耐火物製板状体210を介してタンディッシュ250に接続されている。
第2図では、冷却水供給管203を介して筒状鋳型201の強制冷却の為の冷却水、凝固鋳塊216の強制冷却の為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。
冷却水シャワー装置205の噴出口の中心軸の延長線が鋳造された凝固鋳塊216表面に当たる位置から、筒状鋳型201と耐火物製板状体210との接触面までの長さを有効モールド長(図4の符合L参照)と言い、15mm〜70mmであるのが好ましい。この有効モールド長が15mm未満では良好な皮膜が形成されない等から鋳造不可となり、70mmを超えると強制冷却の効果が無く、鋳型壁による凝固が支配的になって筒状鋳型201と柱状金属溶湯215若しくは凝固殻との接触抵抗が大きくなって鋳肌に割れが生じたり、筒状鋳型201内部で千切れたりする等、鋳造が不安定になるので好ましくはない。
筒状鋳型201の材質はアルミニウム、銅、若しくはそれらの合金から選ばれる1種又は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。
更に、筒状鋳型201の柱状金属溶湯215と接触する面にリング状に、自己潤滑性を保有した浸透性多孔質材222を装填した鋳型であるのが好ましい。リング状とは、筒状鋳型201の内壁面221の円周方向の全体に装着した状態である。浸透性多孔質材222の通気度が0.005〔L(リットル)/(cm2/min)〕〜0.03〔L/(cm2/min)〕、より好ましくは0.07〔L/(cm2/min)〕〜0.02〔L/(cm2/min)〕であるのが好ましい。装着する浸透性多孔質材222の厚さは特に限定されないが、2mm〜10mm、より好ましくは3mm〜8mmであることが好ましい。浸透性多孔質材222として、例えば、通気度が0.008〔L/(cm2/min)〕〜0.012〔L/(cm2/min)〕の黒鉛を用いることができる。ここで、通気度とは5mmの厚さの試験片に対して圧力2kg/cm2の空気の、毎分の通気量を測定したものである。
有効モールド長の内の5mm〜15mmに浸透性多孔質材222が装着されている筒状鋳型201を用いることが好ましい。筒状鋳型201、耐火物製板状体210、浸透性多孔質材222の合わせ面にOリング213を配設するのが好ましい。
筒状鋳型201の半径方向断面の内壁面221の形状は、円状以外に、三角形や矩形断面形状若しくは対称軸や対称面を持たない異形断面形状を有した形状でも良い。或いは、中空鋳塊を成形する場合は、鋳型内部に中子を保持したものでも良い。そして、筒状鋳型201は、両端が開放された筒状の鋳型であって、耐火物製板状体210に穿設された注湯口211を介して一端から筒状鋳型201の内部へ合金溶湯255が進入し、他端から凝固鋳塊216が押し出され、又は引き出される。
筒状鋳型201の内壁面221は凝固鋳塊216の引き出し方向に向けて鋳型中心軸220と0度〜3度、より好ましくは0度〜1度の仰角で形成されている。仰角0度未満では凝固鋳塊216が筒状鋳型201から引き出される際に筒状鋳型201の出口で抵抗を受ける為に鋳造が不可能となり、一方3度を越えると、筒状鋳型201の内壁面221の柱状金属溶湯215への接触が不充分になり、柱状金属溶湯215や凝固殻から筒状鋳型201への抜熱効果が低下することによって凝固が不充分となる。その結果、凝固鋳塊216の表面に再溶融肌が生じ又は筒状鋳型201の端部から未凝固の合金溶湯255が噴出するなどの鋳造トラブルにつながる可能性が高くなるので好ましくない。
タンディッシュ250は、外部の溶解炉等によって規定の合金成分に調整されたアルミニウム合金溶湯を受ける溶湯流入部251、溶湯保持部252、筒状鋳型201への流出部253から構成されている。タンディッシュ250は、合金溶湯255の液面レベル254を筒状鋳型201の上面より高い位置に維持し、かつ多連鋳造の場合には、各筒状鋳型201に合金溶湯255を安定的に分配するものである。タンディッシュ250内の溶湯保持部252に保持された合金溶湯255は耐火物製板状体210に設けられた注湯口211から筒状鋳型201に注湯される。
耐火物製板状体210は、タンディッシュ250と筒状鋳型201とを隔てる為のものであり、耐火断熱性を備えている材質のものを用いることができ、例えば、(株)ニチアス製ルミボード、フォセコ(株)製インシュラル、イビデン(株)製ファイバーブランケットボードを挙げることができる。耐火物製板状体210は注湯口211を形成できるような形状を有している。注湯口211は耐火物製板状体210が筒状鋳型201の内壁面221より内側に張り出した部分に1個又は1個以上形成することができる。
符号208は流体を供給する流体供給管である。流体としては潤滑流体を挙げることができる。流体は、気体、液体潤滑剤から選ばれる何れか1種又は2種以上の流体とすることができる。気体、液体潤滑剤の供給管は別々に設けることが好ましい。
流体供給管208から加圧供給された流体は環状通路224を通って筒状鋳型201と耐火物製板状体210との間の隙間に供給される。筒状鋳型201が耐火物製板状体210に面する部位に200μm以下の隙間が形成されているのが好ましい。この隙間は、合金溶湯255が差し込まない程度で、流体が筒状鋳型201の内壁面221へ流出できる程度の大きさである。図2に示した形態では、環状通路224は筒状鋳型201に装着された浸透性多孔質材222の外周面側に対峙して穿設され、流体はかけられた圧力によって浸透性多孔質材222の内部に浸透して柱状合金溶湯215と接触する浸透性多孔質材222の全面に送られ、筒状鋳型201の内壁面221に供給される。液体潤滑剤は加熱されて分解気体となり、筒状鋳型201の内壁面221に供給される場合もある。
その結果、筒状鋳型201の浸透性多孔質面と、柱状金属溶湯215外周面及び凝固殻外周面と間の潤滑を良くすることができる。浸透性多孔質材222をリング状に装着することにより、より良好な潤滑効果が得られ、アルミニウム合金連続鋳造棒を容易に鋳造することができる。
供給された気体、液体潤滑剤、液体潤滑剤の分解した気体から選ばれる何れか1種又は2種以上により、隅部空間230が形成される。
本発明の製造方法に含まれる鋳造工程について説明する。
第2図において、タンディッシュ250中の合金溶湯255は耐火物製板状体210を経て、鋳型中心軸220がほぼ水平になるように保持された筒状鋳型201に供給され、筒状鋳型201の出口にて強制冷却されて凝固鋳塊216となる。凝固鋳塊216は筒状鋳型201の出口近くに設置された駆動装置によって一定速度で引き出される為、連続的に鋳造されて鋳造棒になる。引き出された鋳造棒は同調切断機によって所定の長さに切断される。即ち、連続鋳造棒は、合金溶湯255の平均温度が液相線+40℃〜+230℃のアルミニウム合金を、鋳造速度を300(mm/min)〜2000(mm/min)にして連続鋳造法により鋳造して得られる。この条件範囲にすると晶出物が微細分散し、鍛造成形性に優れ、かつ高温機械的強度に優れた成形品となる。ホットトップ連続鋳造法、縦型連続鋳造法、DC鋳造法の場合は、80(mm/min)〜400(mm/min)の鋳造速度が好ましい。従って、鋳造速度は80(mm/min)〜2000(mm/min)が好ましい。
タンディッシュ250内に貯留するアルミニウム合金の合金溶湯255の組成について説明する。
合金溶湯255は、10.5質量%〜13.5質量%(好ましくは11.5質量%〜13質量%)のSi、2.5質量%〜6質量%(好ましくは3.5質量%〜5.5質量%)のCu、0.3質量%〜1.5質量%(好ましくは0.5質量%〜1.3質量%)のMg、0.8質量%〜4質量%(好ましくは1.8質量%〜3.5質量%)のNi含み、かつNi(質量%)≧〔−0.68×Cu(質量%)+AA(質量%)〕(但し、AAは定数であって、AA≧4.2。好ましくはAA≧4.7。)なる関係式を満足するアルミニウム合金である。
この合金溶湯255は、0.1質量%〜1質量%(好ましくは0.2質量%〜0.5質量%)のMn、0.05質量%〜0.5質量%(好ましくは0.1質量%〜0.3質量%)のCr、0.04質量%〜0.3質量%(好ましくは0.1質量%〜0.2質量%)のZr、0.01質量%〜0.15質量%(好ましくは0.05質量%〜0.1質量%)のV、0.01質量%〜0.2質量%(好ましくは0.02質量%〜0.1質量%)のTiの内の1種又は2種以上を含有することが好ましい。
更に、Feを0.15質量%〜0.65質量%(好ましくは0.3質量%〜0.5質量%)含むことが好ましい。
又、Pを0.003質量%〜0.02質量%(好ましくは0.007質量%〜0.016質量%)含むことが好ましい。
又、0.003質量%〜0.03質量%(好ましくは0.01質量%〜0.02質量%)のSr、0.1質量%〜0.35質量%(好ましくは0.15質量%〜0.25質量%)のSb、0.0005質量%〜0.015質量%(好ましくは0.001質量%〜0.01質量%)のNa、0.001質量%〜0.02質量%(好ましくは0.005質量%〜0.01質量%)のCaの内の1種又は2種以上を含有することが、共晶Siの微細化効果があり、好ましい。
タンディッシュ250内に貯留された合金溶湯255の液面レベル254の高さと筒状鋳型201の内壁面221における上面との高さの差を0mm〜250mm、より好ましくは50mm〜170mmとする。両者に差を持たせることにより、筒型鋳型201内に供給される合金溶湯255の圧力と潤滑油及び潤滑油が気化したガスとが好適にバランスする為、鋳造性が安定し、アルミニウム合金連続鋳造棒を容易に製造できるからである。合金溶湯255の液面レベル254の高さを測定し、モニターする為のレベルセンサーをタンディッシュ250に設けることにより、精度良くこの差を管理して所定の値に維持することができる。
液体潤滑剤は、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。これらは環境への悪影響が小さいので好ましい。
潤滑油供給量は0.05(mL/min)〜5(mL/min)〔より好ましくは0.1(mL/min)〜1(mL/min)〕であるのが好ましい。供給量が過少だと潤滑不足によって鋳塊のブレークアウトが発生し、過多だと余剰分が鋳塊中に混入して結晶粒径分布の均一性を妨げる恐れがある為である。
筒状鋳型201から凝固鋳塊216を引き抜く速度である鋳造速度は300(mm/min)〜2000(mm/min)〔より好ましくは600(mm/min)〜2000(mm/min)〕であるのが好ましい。鋳造で形成される晶出物のネットワーク組織が均一微細となり、高温下でのアルミニウム生地の変形に対する抵抗が増し、高温機械的強度が向上する為に好ましい。勿論、本発明の作用効果は鋳造速度に限定されないが、鋳造速度を速くしたときにその効果が顕著になる。
冷却水シャワー装置205から放出される冷却水量は鋳型当り5(L/min)〜30(L/min)〔より好ましくは25(L/min)〜30(L/min)〕であるのが好ましい。冷却水量が過少だとブレークアウトが生じたり、凝固鋳塊216の表面が再溶融して不均一な組織が形成され、結晶粒径分布の均一性を妨げる恐れがある。一方、冷却水量が過多だと筒状鋳型201の抜熱が大き過ぎて鋳造不可になる為である。勿論、本発明の作用効果は冷却水量に限定されないが、冷却能を大きくして凝固界面から筒状鋳型201内への温度勾配を大きくしたときにその効果が顕著になる。
タンディッシュ250内から筒状鋳型201へ流入する合金溶湯255の平均温度は液相線+40℃〜+230℃(より好ましくは液相線+60℃〜+200℃)であるのが好ましい。合金溶湯255の温度が低すぎると筒状鋳型201及びそれ以前で粗大な晶出物を形成して結晶粒径分布の均一性を妨げる恐れがある。一方、合金溶湯255の温度が高すぎると合金溶湯255中に大量の水素ガスが取り込まれ、凝固鋳塊216中にポロシティーとして取り込まれ、結晶粒径分布の均一性を妨げる恐れがあるからである。
本発明では、これらの鋳造条件は、鋳造品の組織の共晶Siや金属間化合物がほとんど凝集球状化せず、連続鋳造時に形成された晶出物のネットワーク組織又は針状晶出物又は晶出物の集合体となるように制御されるので、この後の各熱処理の効果が有効に発揮され、好ましい。
本発明では、鋳造後の鋳造棒は、素材として鍛造成形工程に投入する前に前熱処理として−10℃〜480℃(好ましくは−10℃〜370℃)に2時間〜6時間保持することが肝要である。温度条件は室温であるのがより好ましいが、それ以下であってもその効果を得ることができる。
前熱処理を上記のようにすると、組織において連続鋳造時に形成された晶出物のネットワーク組織又は針状晶出物又は晶出物の集合体が成形・熱処理後にも部分的に残留するアルミニウム成形品となり、これらの形状の晶出物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、250℃〜400℃の高温時であっても優れた機械的強度が得られる。即ち、アルミニウム生地が軟化する高温下で晶出物のネットワーク組織又は針状晶出物又は晶出物の集合体が変形に対する抵抗となる為、高温機械的強度に優れたアルミニウム成形品となる。一方、前熱処理温度が高く、成形率が高いと晶出物のネットワーク組織又は針状晶出物又は晶出物の集合体が分断され、粒状に凝集し、晶出物が高温下で軟化したアルミニウム生地中に均一に分散している状態となる。この為、高温下でのアルミニウム生地の変形に対する晶出物の抵抗力が低下し、高温機械的強度も上げられなくなる。
本発明は、前述した合金組成であって、アルミニウム生地が軟化し、非常に変形しやすくなる250℃〜400℃の更なる高温域でアルミニウム生地の変形に抵抗する晶出物のネットワーク組織や針状組織や集合体を部分的に残留させることによって高温機械的強度を高めているものである。
晶出物のネットワークや針状組織があまり見られない比較的晶出物の少ない低濃度合金である6000系合金などで、均質化処理を抑制したり省略する場合、それは再結晶の抑制や工程の簡素化を図るものであり、本発明のような晶出物が多く、鋳造時にネットワークや針状組織が見られる高Si系合金で、ネットワークや針状組織をなるべく維持して高温の改良を図るものとは異なる。
上記の背景技術の欄で述べたように、特許文献1(特開2002−294383号公報)に開示されているものは、6000系合金に関するものであり、均質化処理の温度を抑制したり省略しているのは、高温特性を得る為ではなく、再結晶を抑制して常温の機械的特性を改良する為である。もともと合金系も異なり、比較的晶出物の少ない低濃度合金で、晶出物のネットワーク組織や針状組織はあまり見られない。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系、Al−Cr系化合物を、微細に析出させる為のものである。本発明のような晶出物が多く、鋳造時にネットワーク組織や針状組織が見られる高Si系合金で、ネットワーク組織や針状組織をなるべく維持して高温の改良を図るものとは異なっている。
特に、素材の高温機械的強度を高め、鍛造性を向上させる場合には、前熱処理の保持温度が200℃〜370℃であることが好ましい。この温度範囲にすると前熱処理時の共晶Siや金属間化合物の凝集球状化が進み難く、連続鋳造時に形成された晶出物のネットワーク組織又は針状晶出物又は晶出物の集合体が鍛造成形、後熱処理後でも部分的に残存しており、高温機械的強度に優れたアルミニウム成形品となる。
又、特に、素材の高温機械的強度をより高める場合には、前熱処理の保持温度が−10℃〜200℃であることが好ましい。この温度範囲にすると前熱処理時の共晶Siや金属間化合物がほとんど凝集球状化せず、連続鋳造時に形成された晶出物のネットワーク組織又は針状晶出物又は晶出物の集合体が鍛造成形、後熱処理後でも部分的に残存しており、高温機械的強度に優れたアルミニウム成形品となる。
更に、素材の鍛造成形性をより高める場合には、前熱処理の保持温度が370℃〜480℃であることが好ましい。この温度範囲にすると前熱処理時の共晶Siや金属間化合物がある程度凝集球状化し、鋳造時の変形抵抗が低下する為、鍛造成形性に優れたアルミニウム成形品となる。かつ、この温度範囲では、連続鍛造時に形成された晶出物のネットワーク組織又は針状晶出物又は晶出物の集合体が鍛造成形、後熱処理後でも部分的に残存しており、高温機械的性質に優れたアルミニウム成形品が得られる。
前熱処理工程は、鋳造後から鍛造工程の間に設ければ良く、例えば、鋳造後1日以内に処理する、又は処理後1週間以内に鍛造工程に投入すれば良い。その間に矯正処理、ピーリング処理を施すことができる。
次に、本発明に含まれる鍛造工程の一例を説明する。1)連続鋳造丸棒を所定の長さに切断する工程と、2)切断した素材を予備加熱して据え込みする工程と、3)据え込んだ素材を潤滑する工程と、4)素材を金型に投入して鍛造成形する工程と、5)ノックアウト機構により鍛造製品を金型内から排出する工程とを含む製造方法である。
鍛造用素材に潤滑剤を塗布し、更に据え込み処理の投入前に加熱しておくこともできる。尚、据え込み工程を省略することができる。
潤滑剤処理は水溶性潤滑剤の塗布、又はボンデ処理とすることができる。例えば、素材にボンデ処理を施した後、予備加熱として380℃〜480℃に加熱して鍛造装置に投入するのが好ましい。380℃〜480℃に予備加熱すると、素材の変形態が向上し、複雑な形状に成形するのが容易になる。
潤滑剤として水性潤滑剤が好ましく、水溶性黒鉛潤滑剤を用いるのがより好ましい。黒鉛が素材に良く焼き付くからである。この場合、例えば、70℃〜350℃の素材に潤滑剤を塗布した後、素材を常温に冷ました後(例えば、2時間〜4時間保持した後)、素材を380℃〜480℃に加熱して鍛造装置に投入するのが好ましい。潤滑剤として水性潤滑剤が好ましく、水溶性黒鉛潤滑剤を用いるのがより好ましい。黒鉛が素材に良く焼き付くからである。
素材を投入する前に、金型表面へ潤滑剤を塗布する。潤滑剤量はスプレーの吹き付け時間を調整することで、上金型とダイスの組み合わせに合わせてより適切な状態にすることができる。潤滑剤として油性潤滑剤を用いるのが好ましい。例えば、鉱物油を用いることができる。水性潤滑油では金型温度が下がることがあるが、それを抑えることができるからである。油性潤滑剤が黒鉛と鉱物油混合物であるのが潤滑効果が高まるのでより好ましい。
金型の加熱温度は150℃〜250℃とするのが好ましい。充分な塑性流動を得ることができるからである。
本発明では、鍛造成形における、耐高温疲労強度の要求される部位の加工率が90%以下(好ましくは70%以下)であることが好ましい。この加工率以下にすると晶出物のネットワーク組織又は針状晶出物又は晶出物の集合体の分断を抑制し、高温機械的強度に優れた成形品となる。
尚、成形品において、高温機械的強度が要求される部位がこの加工率を満たしていれば良い。
尚、鍛造前に据え込み工程などの塑性加工が施された場合は、加工率はそれらのトータルとして考えるのが好ましい。例えば、複雑な形状を有する成形品の場合、1回の加工当たりの加工率が10%〜80%(より好ましくは10%〜50%)で、複数回(好ましくは2回)とするのが好ましい。例えば、1回目10%〜50%(より好ましくは10%〜30%)とするのが好ましい。
ここで加工率とは、次のように定義する。
加工率=(塑性加工前の厚さ−塑性加工後の厚さ)/(塑性加工前の厚さ)×100%
鍛造済品に後熱処理を施す。後熱処理としては、溶体化処理、時効処理を組み合わせて用いることができる。後熱処理は、加工後1週間以内とすることができる。
具体的には、例えば、480℃〜520℃(好ましくは490℃〜510℃)で3時間保持の条件で、鍛造済品を溶体化処理することができる。
上記以外の後熱処理として、JIS規格のT5熱処理或いはT6熱処理を鍛造済品に対して施すことができる。
本発明では、取り出した鍛造製品を溶体化、焼入れを施すことなく、時効処理として170℃〜230℃(好ましくは190℃〜220℃)に1時間〜10時間保持することが好ましい。晶出物ネットワーク又は針状晶出物又は晶出物の集合体の分断、凝集を抑えることができ、高温機械的強度に優れた成形品となるので好ましい。
このような方法で製造された、成形品の合金組織は、共晶Siや金属間化合物の凝集球状化が進み難く、連続鋳造に形成された晶出物のネットワーク組織又は針状晶出物又は晶出物の集合体が鍛造成形、後熱処理後でも部分的に残存しており、高温機械的強度に優れたアルミニウム成形品となる。
又、合金組成は、10.5質量%〜13.5質量%(好ましくは11.5質量%〜13質量%)のSi、2.5質量%〜6質量%(好ましくは3.5質量%〜5.5質量%)のCu、0.3質量%〜1.5質量%(好ましくは0.5質量%〜1.3質量%)のMg、0.8質量%〜4質量%(好ましくは1.8質量%〜3.5質量%)のNiを含み、かつNi(質量%)≧〔−0.68×Cu(質量%)+AA(質量%)〕(但し、AAは定数であって、AA≧4.2。好ましくはAA≧4.7。)なる関係式を満足するアルミニウム合金である。
合金組成は、0.1質量%〜1質量%(好ましくは0.2質量%〜0.5質量%)のMn、0.05質量%〜0.5質量%(好ましくは0.1質量%〜0.3質量%)のCr、0.04質量%〜0.3質量%(好ましくは0.1質量%〜0.2質量%)のZr、0.01質量%〜0.15質量%(好ましくは0.05質量%〜0.1質量%)のV、0.01質量%〜0.2質量%(好ましくは0.02質量%〜0.1質量%)のTiの内の1種又は2種以上を含有することが好ましい。
更に、Feを0.15質量%〜0.65質量%(好ましくは0.3質量%〜0.5質量%)含むことが好ましい。
又、Pを0.003質量%〜0.02質量%(好ましくは0.007質量%〜0.016質量%)含むことが好ましい。
又、0.003質量%〜0.03質量%(好ましくは0.01質量%〜0.02質量%)のSr、0.1質量%〜0.35質量%(好ましくは0.15質量%〜0.25質量%)のSb、0.0005質量%〜0.015質量%(好ましくは0.001質量%〜0.01質量%)のNa、0.001質量%〜0.02質量%(好ましくは0.005質量%〜0.01質量%)のCaの内の1種又は2種以上を含有することが、共晶Siの微細化効果があり、好ましい。
以下、実施例により、本発明を具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
(実施例1〜16)
〔製造条件〕
第1図に示す生産システムを用いて、表1に示す実施例1〜16及び表2に示す比較例1〜10のアルミニウム合金成形品を製造した。
該生産システムを構成する連続鋳造装置81として、第5図に示すホットトップ連続鋳造機を用いて、表1に示す組成を有する実施例1〜16及び表2に示す比較例1〜10のアルミニウム合金の85φ(mm)の連続鋳造丸棒をそれぞれ鋳造した。上記ホットトップ連続鋳造機は、気体加圧ホットトップ鋳造法を用いた鋳造機であって、ヘッダーと鋳型とのクリアランスに気体及び潤滑油を導入し、鋳型内に供給される合金溶湯の圧力と潤滑油及び潤滑油が気化したガスとが好適にバランスするように構成されている。この構成によって、アルミニウム溶湯が鋳型と接触する領域が狭くなるため、合金溶湯を冷却水による急冷凝固することができ、安定的にアルミニウム合金連続鋳造棒を鋳造できる。
次いで、前熱処理工程として、各連続鋳造丸棒に対して表1及び表2に示す温度で均質化処理を行った。各連続鋳造丸棒は、20mm、又は80mmの厚さに切断されて、鍛造用素材とした。次いで、該鍛造用素材を420℃に予備加熱した後、表1及び表2に示す所定の据え込み加工率で据え込み工程を行い、所定の形状に塑性加工した。
尚、実施例5〜7、10〜13に対し、据込加工率を55%とした場合の割れ発生率を評価した。この評価結果を表3に示す。表3中、○印及び△印は、据え込み工程による割れ発生率がそれぞれ1%未満及び1%以上であったことを示す。
その後、塑性加工された上記素材に対して、表1及び表2に示す所定の後熱処理工程を行い、上記各実施例及び上記各比較例をそれぞれ製造した。
尚、上記後熱処理工程は、塑性加工品を水焼き入れし、210℃で6時間保持するT5熱処理、或いは、塑性加工品を500℃で2.5時間保持後、水焼き入れし、210℃で6時間保持するT6熱処理のいずれかにより行われた。
〔疲労強度評価〕
上記各実施例及び各比較例に対し、次の方法により疲労強度を評価した。
各実施例及び各比較例から試験片を機械加工で製作し、小野式回転曲げ疲労試験機により、試験片に300℃或いは350℃で100時間の予備加熱を施した後に、300℃及び350℃のそれぞれの環境下において、試験片に対し疲労強度を評価した。1000万回の繰り返し応力を付与して、破損しない応力を測定した。
各実施例及び各比較例における組成、熱処理条件、据込加工率、疲労強度評価結果及びNi(質量%)=〔−0.68×Cu(質量%)+AA(質量%)〕で定義される関係式を満たす定数AAを表1及び表2に示す。また、各実施例及び各比較例の組成中のNiとCuの含有率の関係を第6図に示す。尚、第6図中、実施例1〜14の各AA値をそれぞれS1〜S14の符号で表し、比較例1〜10(比較例6を除く。)の各AA値をそれぞれC1〜C10の符号で表した。
実施例1〜16は、いずれも本発明の製造方法により製造されたものであって、表1から分かるように、350℃において33MPa以上の疲労強度を有する。このように、本発明の製造方法により製造された実施例1〜16は、いずれも目標とする疲労強度を有しているので、高温時の機械的強度を要求される部品に好適に使用することができる。
本発明の製造方法において用いられるアルミニウム合金は、Ni及びCuの含有量が第6図中のA−B−C−D−E−Aで囲まれる領域に含まれる組成を必須とする。
Ni及びCuの含有量がD−E−H−I−Dで囲まれる領域に含まれる実施例6、実施例10〜13は、表3に示すように、いずれも55%超の据込加工率にて良好に加工することができる。このように、本発明において、Niの含有量が2.0wt%以下であってAA≧4.2となるようにCuを含有するアルミニウム合金を使用することが、より好ましい。
これに対して、本発明の製造方法において定められる合金組成の範囲外の組成を有する比較例1〜5、7〜10は、表2に示されるように、いずれも目標とする疲労強度を有していなかった。比較例8及び10は更に塑性加工性が劣り、据込時に割れが発生した。表2に表示された”*1”は、比較例の試験片を採取できなかったことを示す。尚、比較例1〜4のAA値は4.2未満であった。また、本発明の製造方法において定められる温度範囲外の温度で前熱処理工程が施された比較例6も、目標とする疲労強度を有していなかった。
〔金属組織の評価〕
表1の各実施例及び表2の各比較例の縦断面中央部から組織観察サンプルを切り出し、ミクロ研磨し、ミクロ写真から晶出物のネットワーク組織を観察することにより、各実施例及び各比較例の金属組織を評価した。
実施例の組織においては、連続鋳造時に形成された晶出物のネットワーク組織又は針状晶出物又は晶出物の集合体が成形・熱処理後にも部分的に残留しているのが確認できた。
又、実施例においては、共晶Siの面積占有率が8%以上、共晶Siの平均粒径が5μm以下、共晶Si針状比1.4以上のものが25%以上、金属間化合物の面積占有率が1.2%以上、金属間化合物の平均粒径が1.5μm以上、金属間化合物の長さ又は接触する金属間化合物の集合体の長さが3μm以上のものが30%以上となっていた。
特に、Ni及びCuを上記好適な濃度で含有する実施例10及び13は、表4に示すように、いずれも、共晶Siの平均粒径が2.5μm以下であって、共晶Si針状比1.4以上のものを80%程度有しており、金属間化合物の集合体の長さが3μm以上のものを90%程度有していることが分かる。
また、表1及び表4の結果によると、定数AAが4.7より大きい実施例13は、定数AAが4.7未満の実施例10に比較して高温強度に寄与するネットワーク状又は針状の金属間化合物の発生量が多く、疲労強度も実施例10を上回っていることが分かる。このように、本発明において、定数AAが4.7以上になるように調製されたアルミニウム合金成形品が、好ましい。
これに対して、上記各比較例は、共晶Si針状比1.4以上のものの含有率、金属間化合物の長さ又は接触する金属間化合物の集合体の長さが、実施例に比べて小さかった。例えば、表4に示されるように、比較例6は、共晶Si針状比1.4以上のものを22%程度しか有さず、金属間化合物の長さ又は接触する金属間化合物の集合体の長さが3μm以上のものを28%程度しか有していなかった。
(実施例17、18)
〔製造条件〕
実施例17、18及び比較例11、12をそれぞれ、表5に示す組成及び製造条件で、実施例1〜16及び比較例1〜10と同様の製造方法にて、製造した。尚、比較例13は粉末状の押出鋳造材から成形されており、アルミニウム合金の連続鋳造丸棒から成形されず、均質化処理が行われなかった点を除き、比較例11及び12と同様の製造方法で製造された。実施例17、18及び比較例11〜13はいずれも、第7図(a)〜(c)に示すように直径80mm、厚さ8mmの冠面10を有するピストン1の形状を有するアルミニウム合金成形品として成形された。
〔疲労強度評価〕
実施例17、18及び比較例11〜13に対し、次の方法により疲労強度を評価した。
まず、各実施例及び各比較例のピストン1に対し、300℃或いは350℃で100時間の予備加熱を施した後、各実施例及び各比較例の冠面10の中心部から試験片11を切り出した。上記予備加熱温度に対応するそれぞれの温度環境下において、片振り引張疲労試験により、各試験片11に対し疲労強度を評価した。上記疲労試験において、応力比R=−0.1とし、1000万回で未破断の最大応力を疲労強度とした。実施例17、18及び比較例11〜13の疲労強度評価結果を表5に示す。
表5から分かるように、実施例17、18は、350℃での疲労強度が、高温時の機械的強度を要求する部品において好ましいとされる43MPaを超えており、更に、300℃での疲労強度が55MPaを超えている。また、実施例17及び18は、形状を除き同じ製造条件が用いられている実施例10及び13に対応しており、評価方法によらず、高温時において安定的な機械的強度を有することが分かる。
これに対し、比較例11は、AA値が4.2未満であり、形状を除き同じ製造条件が用いられている比較例2に対応する。表2の比較例2及び表5の比較例11の疲労強度評価結果から、比較例11は、高温時の機械的強度の信頼性に欠けると考えられる。
また、比較例12はAA=1.68であり、350℃での疲労強度が43MPaよりも著しく低い。
尚、粉末状の押出鋳造材から成形された比較例13はAA=1.7であるにも関わらず、実施例17、18よりも高い疲労強度を有するが、押し固めにより成形されたものは細かい部分、例えば、スカート部12が脆くなりやすいという欠点がある。このように、粉末状の押出鋳造材が用いられた成形品は、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有するアルミニウム合金成形品に比べて、延性及び靱性が劣る。
本発明の製造方法により製造されたアルミニウム合金成形品は、延性、靱性及び疲労強度に優れており、内燃機関ピストンの冠面部位等に好適に使用することができる。
(実施例1〜16)
〔製造条件〕
第1図に示す生産システムを用いて、表1に示す実施例1〜16及び表2に示す比較例1〜10のアルミニウム合金成形品を製造した。
次いで、前熱処理工程として、各連続鋳造丸棒に対して表1及び表2に示す温度で均質化処理を行った。各連続鋳造丸棒は、20mm、又は80mmの厚さに切断されて、鍛造用素材とした。次いで、該鍛造用素材を420℃に予備加熱した後、表1及び表2に示す所定の据え込み加工率で据え込み工程を行い、所定の形状に塑性加工した。
尚、実施例5〜7、10〜13に対し、据込加工率を55%とした場合の割れ発生率を評価した。この評価結果を表3に示す。表3中、○印及び△印は、据え込み工程による割れ発生率がそれぞれ1%未満及び1%以上であったことを示す。
尚、上記後熱処理工程は、塑性加工品を水焼き入れし、210℃で6時間保持するT5熱処理、或いは、塑性加工品を500℃で2.5時間保持後、水焼き入れし、210℃で6時間保持するT6熱処理のいずれかにより行われた。
〔疲労強度評価〕
上記各実施例及び各比較例に対し、次の方法により疲労強度を評価した。
各実施例及び各比較例から試験片を機械加工で製作し、小野式回転曲げ疲労試験機により、試験片に300℃或いは350℃で100時間の予備加熱を施した後に、300℃及び350℃のそれぞれの環境下において、試験片に対し疲労強度を評価した。1000万回の繰り返し応力を付与して、破損しない応力を測定した。
各実施例及び各比較例における組成、熱処理条件、据込加工率、疲労強度評価結果及びNi(質量%)=〔−0.68×Cu(質量%)+AA(質量%)〕で定義される関係式を満たす定数AAを表1及び表2に示す。また、各実施例及び各比較例の組成中のNiとCuの含有率の関係を第6図に示す。尚、第6図中、実施例1〜14の各AA値をそれぞれS1〜S14の符号で表し、比較例1〜10(比較例6を除く。)の各AA値をそれぞれC1〜C10の符号で表した。
実施例1〜16は、いずれも本発明の製造方法により製造されたものであって、表1から分かるように、350℃において33MPa以上の疲労強度を有する。このように、本発明の製造方法により製造された実施例1〜16は、いずれも目標とする疲労強度を有しているので、高温時の機械的強度を要求される部品に好適に使用することができる。
本発明の製造方法において用いられるアルミニウム合金は、Ni及びCuの含有量が第6図中のA−B−C−D−E−Aで囲まれる領域に含まれる組成を必須とする。
Ni及びCuの含有量がD−E−H−I−Dで囲まれる領域に含まれる実施例6、実施例10〜13は、表3に示すように、いずれも55%超の据込加工率にて良好に加工することができる。このように、本発明において、Niの含有量が2.0wt%以下であってAA≧4.2となるようにCuを含有するアルミニウム合金を使用することが、より好ましい。
これに対して、本発明の製造方法において定められる合金組成の範囲外の組成を有する比較例1〜5、7〜10は、表2に示されるように、いずれも目標とする疲労強度を有していなかった。比較例8及び10は更に塑性加工性が劣り、据込時に割れが発生した。表2に表示された”*1”は、比較例の試験片を採取できなかったことを示す。尚、比較例1〜4のAA値は4.2未満であった。また、本発明の製造方法において定められる温度範囲外の温度で前熱処理工程が施された比較例6も、目標とする疲労強度を有していなかった。
〔金属組織の評価〕
表1の各実施例及び表2の各比較例の縦断面中央部から組織観察サンプルを切り出し、ミクロ研磨し、ミクロ写真から晶出物のネットワーク組織を観察することにより、各実施例及び各比較例の金属組織を評価した。
実施例の組織においては、連続鋳造時に形成された晶出物のネットワーク組織又は針状晶出物又は晶出物の集合体が成形・熱処理後にも部分的に残留しているのが確認できた。
又、実施例においては、共晶Siの面積占有率が8%以上、共晶Siの平均粒径が5μm以下、共晶Si針状比1.4以上のものが25%以上、金属間化合物の面積占有率が1.2%以上、金属間化合物の平均粒径が1.5μm以上、金属間化合物の長さ又は接触する金属間化合物の集合体の長さが3μm以上のものが30%以上となっていた。
特に、Ni及びCuを上記好適な濃度で含有する実施例10及び13は、表4に示すように、いずれも、共晶Siの平均粒径が2.5μm以下であって、共晶Si針状比1.4以上のものを80%程度有しており、金属間化合物の集合体の長さが3μm以上のものを90%程度有していることが分かる。
また、表1及び表4の結果によると、定数AAが4.7より大きい実施例13は、定数AAが4.7未満の実施例10に比較して高温強度に寄与するネットワーク状又は針状の金属間化合物の発生量が多く、疲労強度も実施例10を上回っていることが分かる。このように、本発明において、定数AAが4.7以上になるように調製されたアルミニウム合金成形品が、好ましい。
これに対して、上記各比較例は、共晶Si針状比1.4以上のものの含有率、金属間化合物の長さ又は接触する金属間化合物の集合体の長さが、実施例に比べて小さかった。例えば、表4に示されるように、比較例6は、共晶Si針状比1.4以上のものを22%程度しか有さず、金属間化合物の長さ又は接触する金属間化合物の集合体の長さが3μm以上のものを28%程度しか有していなかった。
〔製造条件〕
実施例17、18及び比較例11、12をそれぞれ、表5に示す組成及び製造条件で、実施例1〜16及び比較例1〜10と同様の製造方法にて、製造した。尚、比較例13は粉末状の押出鋳造材から成形されており、アルミニウム合金の連続鋳造丸棒から成形されず、均質化処理が行われなかった点を除き、比較例11及び12と同様の製造方法で製造された。実施例17、18及び比較例11〜13はいずれも、第7図(a)〜(c)に示すように直径80mm、厚さ8mmの冠面10を有するピストン1の形状を有するアルミニウム合金成形品として成形された。
〔疲労強度評価〕
実施例17、18及び比較例11〜13に対し、次の方法により疲労強度を評価した。
まず、各実施例及び各比較例のピストン1に対し、300℃或いは350℃で100時間の予備加熱を施した後、各実施例及び各比較例の冠面10の中心部から試験片11を切り出した。上記予備加熱温度に対応するそれぞれの温度環境下において、片振り引張疲労試験により、各試験片11に対し疲労強度を評価した。上記疲労試験において、応力比R=−0.1とし、1000万回で未破断の最大応力を疲労強度とした。実施例17、18及び比較例11〜13の疲労強度評価結果を表5に示す。
表5から分かるように、実施例17、18は、350℃での疲労強度が、高温時の機械的強度を要求する部品において好ましいとされる43MPaを超えており、更に、300℃での疲労強度が55MPaを超えている。また、実施例17及び18は、形状を除き同じ製造条件が用いられている実施例10及び13に対応しており、評価方法によらず、高温時において安定的な機械的強度を有することが分かる。
また、比較例12はAA=1.68であり、350℃での疲労強度が43MPaよりも著しく低い。
尚、粉末状の押出鋳造材から成形された比較例13はAA=1.7であるにも関わらず、実施例17、18よりも高い疲労強度を有するが、押し固めにより成形されたものは細かい部分、例えば、スカート部12が脆くなりやすいという欠点がある。このように、粉末状の押出鋳造材が用いられた成形品は、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有するアルミニウム合金成形品に比べて、延性及び靱性が劣る。
本発明の製造方法により製造されたアルミニウム合金成形品は、延性、靱性及び疲労強度に優れており、内燃機関ピストンの冠面部位等に好適に使用することができる。
以上説明したように、本発明は、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有するアルミニウム合金成形品の製造方法であって、上記アルミニウム合金がSi、Cu、Mg及びNiを含んでいるので、本発明によれば、高温疲労強度と鍛造性、延性、靱性が良好な成形品を得ることができる。又、NiとCuとが、Ni(質量%)≧〔−0.68×Cu(質量%)+4.2(質量%)〕なる関係式を満足するので、より高温での疲労強度特性を向上させることができる。
本発明のアルミニウム合金成形品を用いることにより、従来の内燃機関ピストンよりも薄肉化することができ、内燃機関ピストンの軽量化が可能になる。そして、市場から求められている軽量化に答えることができ、内燃機関の燃費低減、出力向上が実現することができる。
本発明のアルミニウム合金成形品を用いることにより、従来の内燃機関ピストンよりも薄肉化することができ、内燃機関ピストンの軽量化が可能になる。そして、市場から求められている軽量化に答えることができ、内燃機関の燃費低減、出力向上が実現することができる。
Claims (16)
- 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有するアルミニウム合金成形品の製造方法において、
アルミニウム合金が、10.5質量%〜13.5質量%のSi、2.5質量%〜6質量%のCu、0.3質量%〜1.5質量%のMg及び0.8質量%〜4質量%のNiを含み、かつNi(質量%)≧〔−0.68×Cu(質量%)+4.2(質量%)〕なる関係式を満足し、
素材に対する前熱処理工程、素材に対する鍛造加工前予備加熱工程、アルミニウム合金成形品に対する後熱処理工程からなる熱処理・加熱工程を含み、
前熱処理工程が−10℃〜480℃に2時間〜6時間保持する処理を含む、ことを特徴とするアルミニウム合金成形品の製造方法。 - 前熱処理工程の熱処理温度が200℃〜370℃である、請求項1に記載のアルミニウム合金成形品の製造方法。
- 前熱処理工程の熱処理温度が−10℃〜200℃である、請求項1に記載のアルミニウム合金成形品の製造方法。
- 前熱処理工程の熱処理温度が370℃〜480℃である、請求項1に記載のアルミニウム合金成形品の製造方法。
- 後熱処理工程が、溶体化処理を施すことなく170℃〜230℃に1時間〜10時間保持する、請求項1から請求項4の何れか1項に記載のアルミニウム合金成形品の製造方法。
- アルミニウム合金が0.15質量%〜0.65質量%のFeを含む、請求項1から請求項5の何れか1項に記載のアルミニウム合金成形品の製造方法。
- アルミニウム合金が0.003質量%〜0.02質量%のPを含む、請求項1から請求項6の何れか1項に記載のアルミニウム合金成形品の製造方法。
- アルミニウム合金が、0.003質量%〜0.03質量%のSr、0.1質量%〜0.35質量%のSb、0.0005質量%〜0.015質量%のNa、0.001質量%〜0.02質量%のCaの何れか1種又は2種以上の組み合わせを含む、請求項1から請求項7の何れか1項に記載のアルミニウム合金成形品の製造方法。
- アルミニウム合金が、0.1質量%〜1.0質量%のMn、0.05質量%〜0.5質量%のCr、0.04質量%〜0.3質量%のZr、0.01質量%〜0.15質量%のV、0.01質量%〜0.2質量%のTiの何れか1種又は2種以上の組み合わせを含む、請求項1から請求項8の何れか1項に記載のアルミニウム合金成形品の製造方法。
- 鍛造成形工程における、耐高温疲労強度の要求される部位の加工率が90%以下である、請求項1から請求項9の何れか1項に記載のアルミニウム合金成形品の製造方法。
- 鍛造成形工程における、加工前予備加熱温度が380℃〜480℃である、請求項1から請求項10の何れか1項に記載のアルミニウム合金成形品の製造方法。
- 連続鋳造棒は、溶湯の平均温度が液相線+40℃〜+230℃のアルミニウム合金を、鋳造速度を80(mm/min)〜2000(mm/min)にして連続鋳造法により鋳造して得られたものである、請求項1から請求項11の何れか1項に記載のアルミニウム合金成形品の製造方法。
- 請求項1から請求項12の何れか1項に記載された製造方法で製造されたアルミニウム合金成形品であって、
組織において連続鋳造時に形成された晶出物のネットワーク組織又は針状晶出物又は晶出物の集合体が成形・熱処理後にも部分的に残留する、
ことを特徴とするアルミニウム合金成形品。 - 請求項1から請求項12の何れか1項に記載された製造方法で製造されたアルミニウム合金成形品であって、
共晶Siの面積占有率が8%以上、共晶Siの平均粒径が5μm以下、共晶Si針状比1.4以上のものが25%以上、金属間化合物の面積占有率が1.2%以上、金属間化合物の平均粒径が1.5μm以上、金属間化合物の長さ又は接触する金属間化合物の集合体の長さが3μm以上のものが30%以上である、
ことを特徴とするアルミニウム合金成形品。 - 冠面部位、スカート部を有するアルミニウム合金製エンジンピストンであって、
前記冠面部位の高温疲労強度が50MPa以上である、
ことを特徴とする、請求項13若しくは14に記載のアルミニウム合金成形品。 - 溶湯からアルミニウム合金成形品までの一連の工程を連続ラインとして構築し、少なくともその工程に、請求項1から請求項12の何れか1項に記載されたアルミニウム合金成形品の製造方法による工程を含む、ことを特徴とする生産システム。
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