WO2011046196A1 - ブレーキピストンの製造方法 - Google Patents

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康夫 岡本
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昭和電工株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a method for manufacturing a brake piston by cold forging.
  • cup-shaped brake piston (1) shown in FIG. 1 is an example (see Patent Document 1).
  • the drawn rod-shaped material is subjected to a solution treatment, and after aging treatment, the required mechanical strength is obtained, and then the cup is processed by machining. It was molded into a shape.
  • the sliding component described in Patent Document 2 defines the particle size and number of eutectic Si particles dispersed in the matrix of the Al-Si alloy molded product, and determines the thickness and hardness of the anodized film. It is specified.
  • the manufacturing process involves casting a bar made of an aluminum alloy, homogenizing, and then removing the surface of the cast skin (peeling) and cutting it to a predetermined length. , Annealed, bonded, then forged into a cup, and forged with T6 treatment (solution treatment and subsequent aging treatment), further machined (improves dimensional accuracy and solution treatment) After the excision of the strained portion), an anodizing treatment is performed. Moreover, when using what cut
  • FIG. 6 shows the flow of the above process.
  • a billet is cast, a billet is homogenized, a bar having a predetermined diameter is produced by extrusion and drawing, and the bar is cut into a predetermined thickness.
  • the forging material is annealed before cold forging, like the material produced by cutting the cast bar.
  • JP 2002-70902 A JP 2004-232087 (Claims, [0070])
  • the present invention provides a method for manufacturing a brake piston having a required mechanical strength with fewer steps than before.
  • the brake piston manufacturing method of the present invention has the configurations described in [1] to [6] below.
  • Si and Mg are contained, and the Si concentration (C Si mass%) and the Mg concentration (C Mg mass%) are A (0.75, 1.25) in these relationships (C Si , C Mg ). , B (1.4, 1), C (1.4, 0.6), and D (0.75, 0.85).
  • a method for producing a brake piston characterized in that the molded brake piston is age-hardened without subjecting it to a solution treatment.
  • Relative hardness of the bar-shaped ingot Rockwell hardness / standard hardness of the bar-shaped ingot [4]
  • the standard hardness is the Rockwell hardness when the continuously cast bar-shaped ingot is naturally aged for 30 days after continuous casting. 4.
  • Relative hardness of forging material Rockwell hardness of forging material / reference hardness
  • a process up to cold forging is performed within a few days after the casting of the bar-shaped ingot.
  • the bar-shaped ingot is corrected within 3 days after casting, and cold forging is performed with a forging material obtained by cutting the bar-shaped ingot within 7 days.
  • the hardness is low and the workability is good, so that it can be satisfactorily processed without heat treatment before straightening and cold forging.
  • the brake piston formed by cold forging is improved in hardness by solid solution hardening by the elements contained in the aluminum alloy and dispersion of crystallized substances, and by performing cold forging at a processing rate of 25 to 90%.
  • the hardness required as a brake piston can be obtained by aging without performing solution treatment. That is, a brake piston having the necessary hardness can be manufactured without performing homogenization before correction, annealing before cold forging, and solution treatment after cold forging. For this reason, compared with the conventional manufacturing method which performs these heat processing, manufacturing efficiency is good and can reduce energy cost. In addition, since the solution treatment after forging is not performed, quenching distortion does not occur, and machining for removing distortion is unnecessary, so that the waste of material is reduced.
  • the Rockwell hardness when the continuously cast bar-shaped ingot is naturally aged for 30 days after continuous casting is used as the reference hardness, and is expressed as Rockwell hardness / standard hardness of the bar-shaped ingot.
  • the relative hardness at the time of correction is 0.9 or less, and it is supported by the hardness that the correctability is good.
  • the Rockwell hardness when the continuously cast bar-shaped ingot is naturally aged for 30 days after continuous casting is used as the reference hardness, and is expressed as Rockwell hardness / reference hardness of the forging material.
  • the forging material to be produced has a relative hardness of 0.95 or less, and it is supported by the hardness that the correctability is good.
  • FIG. 1 is an embodiment of a cup-shaped brake piston (1) manufactured according to the present invention
  • FIG. 2 is a flowchart showing the manufacturing process of the present invention.
  • the brake piston (1) is, for example, a disc brake that is inserted into a hydraulic cylinder so as to freely advance and retreat, and presses the friction pad against the brake disc at the open end.
  • FIG. 3 shows the transition of the relative hardness with respect to the hardness after 30 days when the hardness of the cast aluminum alloy material is measured over time.
  • the chemical composition of the aluminum alloy used for creating this figure is Si: 1.06% by mass, Mg: 0.86% by mass, Cu: 0.4% by mass, Mn: 0.49% by mass, Cr: 0.00. It contains 14% by mass, Fe: 0.25% by mass, Ti: 0.015% by mass, and the balance is Al and inevitable impurities.
  • the test material was obtained by cutting a cast bar to a thickness of 20 mm immediately after casting and chamfering the end face, and measuring the HRF hardness of the chamfered surface with a Rockwell hardness meter. And the first time (0th day) measurement was performed immediately after producing the 20-mm-thick test material, and HRF hardness was measured by the same chamfering surface every day until the 30th day after that.
  • the relative hardness was calculated according to the following formula, using the HRF hardness on the 30th day, that is, the Rockwell hardness (HRF hardness) when the bar-shaped ingot was naturally aged for 30 days after continuous casting as the standard hardness.
  • Relative hardness Rockwell hardness of each measurement day / reference hardness Note that FIG. 3 shows the hardness transition based on the actual measurement data of the aluminum alloy having the above composition, but the aluminum alloy having the chemical composition defined in the present invention has a similar pattern. Hardness changes. The reason is as follows.
  • FIG. 4 shows the relationship between the Si concentration (C si mass%) and the Mg concentration (C Mg mass%) in the aluminum alloy.
  • a (0.75, 1.25), B (1.4 1), C (1.4, 0.6), D (0.75, 0.85) within the range surrounded by four points indicate the Si concentration and Mg concentration in the aluminum alloy used in the present invention.
  • a straight line (F) shows the the relationship of Si concentration (C si mass%) and Mg concentrations to form a Mg 2 Si crystallized products (C Mg mass%) (F) expression.
  • all of the aluminum alloys used in the present invention are Al—Mg—Si alloys in which the Si concentration exceeds 0.58 ⁇ Mg and contains excess Si with respect to Mg.
  • the aluminum alloy used in the present invention has an aging behavior similar to that of the aluminum alloy whose hardness transition shown in FIG. 3 was actually measured, and after continuous casting, the hardness transition follows the same pattern as in FIG.
  • Fig. 3 shows that the aluminum alloy has low hardness for several days after casting. Paying attention to the fact that the hardness will increase several days after casting, in the present invention, the process up to cold forging is performed within a period with few days elapsed after casting and low hardness and good workability.
  • the pre-processing heat treatment that was performed is not performed.
  • a homogenization process is performed before correction, and annealing is performed before cold forging (see FIG. 6).
  • heat treatment is performed before plastic working because a material whose hardness has been hardened after a long time from casting may be used, or a material with different hardness due to different elapsed time may be processed in the same process This is because the workability of the material is made uniform.
  • conventionally attention has not been paid to the change in hardness of the material to be processed, and as a compensation, homogenization by heat treatment before processing has been performed as an essential process.
  • the homogenization treatment of the bar-shaped ingot, the annealing of the forging material, and the solution treatment of the forged product are essential steps for the following reasons. This is because if the homogenization treatment of the bar-shaped ingot is simply omitted, the straightening process becomes difficult because the hardness remains firm. Further, if the annealing treatment of the forging material is simply omitted, the hardness remains stiff and it becomes difficult to perform cold forging. Further, if the solution treatment of the forged product is simply omitted for simplification of the heat treatment process, the strength of the product is lowered because the forging is not quenched.
  • the present invention is to change the technical idea from the conventional process, and to produce a product having a preferable hardness by making the best use of the effect of quench hardening by the rapid cooling effect during continuous casting instead of solution treatment.
  • the heat treatment process homogenization treatment, annealing treatment
  • the time for straightening and cold forging is omitted to improve strength, and the time for straightening and cold forging to be performed after casting.
  • the material shape was designed to increase the processing rate in cold forging, and the strength was improved by work hardening.
  • the time distribution from casting to straightening to cold forging is made as in the present invention, so there is no inconvenience in straightening and cold forging and the strength is sufficiently satisfactory.
  • Brake piston material that can be produced.
  • the present invention relates to the time for correcting the rod-shaped ingot and the time for cold forging the forging material, the elapsed time after continuous casting or the material hardness during processing, or the elapsed time after continuous casting and the material hardness during processing. It is prescribed by both.
  • the present invention is, for example, A straightening process for straightening the bar-shaped ingot within 3 days after casting, following the casting process; It has a cutting process to cut the straightened bar-shaped ingot to the required thickness to make a forging material,
  • the forging material has a forging process in which a cup-shaped brake piston is formed by cold forging at a processing rate of 25 to 90% within 7 days after casting of the bar-shaped ingot following the cutting process; It can be realized by a brake piston manufacturing method characterized by having an aging treatment step of age hardening the molded brake piston following the forging step.
  • the present invention is described in detail below.
  • the aluminum alloy used in the present invention contains Si, Mg, Cu, Mn, and Ti, Cr and Fe are restricted, and the balance is made of Al and inevitable impurities.
  • FIG. 4 shows the relationship between the Si concentration (C Si mass%) and the Mg concentration (C Mg mass%).
  • the Si concentration (C Si mass%) and the Mg concentration (C Mg mass%) are A (0.75, 1.25), B (1.4, 1) in the relationship (C Si , C Mg ) of these concentrations. ), C (1.4, 0.6), and D (0.75, 0.85).
  • the possible range of Si concentration (C Si mass%) is 0.75 to 1.4 mass%
  • the possible range of Mg concentration (C Mg mass%) is 0.6 to 1.25. % By mass.
  • the Si concentration is less than 0.75 mass% or the Mg concentration is less than 0.6 mass%, the strength improvement effect is small and the strength is insufficient.
  • the Si concentration exceeds 1.4% by mass or the Mg concentration exceeds 1.25% by mass, the workability at the time of straightening and cold forging deteriorates, resulting in processing failure.
  • it is necessary to be within the range surrounded by the four points of ABCD.
  • the Si concentration (C Si mass%) and the Mg concentration (C Mg mass%) in the present invention are in a range satisfying the following four formulas (i), (ii), (iii), and (iv).
  • a ′ (0.9, 1.1), B ′ (1.3, 0.95), C ′ (1.3, 0.7), D ′ (0.9, The range surrounded by 0.85) can be recommended (see FIG. 4).
  • Cu and Mn are also elements added to obtain strength. If the Cu concentration is less than 0.07% by mass and the Mn concentration is less than 0.1, the strength improving effect is small and the strength is insufficient. On the other hand, if the Cu concentration exceeds 0.9% by mass and the Mn concentration exceeds 0.9% by mass, the workability during cold forging deteriorates, resulting in processing failure. A more preferable Cu concentration is 0.2 to 0.7% by mass, and a more preferable Mn concentration is 0.3 to 0.8% by mass.
  • Ti is an element added to refine the cast structure and improve workability in cold forging.
  • the Ti concentration is less than 0.005% by mass, the above-described effect is small.
  • the Ti concentration exceeds 0.15% by mass, a coarse intermetallic compound is formed, and workability in cold forging decreases.
  • a more preferable Ti concentration is 0.008 to 0.1% by mass.
  • Cr and Fe are elements that reduce workability in cold forging, and it is necessary to regulate the Cr concentration to 0.2 mass% or less and the Fe concentration to 0.5 mass% or less.
  • a more preferable Cr concentration is 0.15% by mass or less, and a more preferable Fe concentration is 0.4% by mass or less.
  • the balance of the aluminum alloy containing elements in the above concentration range is Al and inevitable impurities.
  • FIG. 2 showing the manufacturing process of the present invention, the process indicated by the solid line is an essential process, and the process indicated by the broken line is an optional process. Below, each process is explained in full detail, referring the flowchart of FIG.
  • a rod-shaped ingot of aluminum alloy having the above composition is cast.
  • the casting method is not limited, but continuous casting is preferred. Although continuous casting may be either horizontal or vertical, hot top casting can be recommended in that the ingot is rapidly cooled to provide a large quenching effect and a uniform and fine metal structure can be obtained. Moreover, it is preferable to cast at a casting speed of 200 m / min or more. This is because the ingot is rapidly cooled by increasing the casting speed, so that the effect of improving hardness by aging is great. A more preferable casting speed is 250 m / min or more.
  • the straightness is increased by correcting the bending of the bar-shaped ingot.
  • Correction is performed within 3 days (within 72 hours) after casting without applying homogenization.
  • the bending is corrected without performing a homogenization treatment. can do. If age hardening proceeds beyond 3 days after casting, it becomes difficult to correct the bending without performing homogenization. Particularly preferred correction is performed within 2 days after casting.
  • the correction time can be defined by the hardness of the bar-shaped ingot.
  • the Rockwell hardness before correction is less than 76.3.
  • the Rockwell hardness when the continuously cast bar-shaped ingot is naturally aged for 30 days after continuous casting is used as the reference hardness, and the relative hardness of the bar-shaped ingot represented by the following formula is within a period of 0.9 or less. If it is, it can correct, without performing a homogenization process.
  • the relative hardness is within a period of less than 0.889, the hardness is further low, which is suitable for correction.
  • Relative hardness of the bar-shaped ingot Rockwell hardness / standard hardness of the bar-shaped ingot
  • the timing of correcting the bar-shaped ingot is defined by either the number of days elapsed after casting, the Rockwell hardness and / or the relative hardness. be able to. Further, it is possible to temporarily set the correction execution time based on the number of days elapsed after casting, and to prove that the execution time temporarily set based on Rockwell hardness and / or relative hardness is suitable for correction.
  • the straightening method is not limited, and a known straightening method such as pinching with a roller is used.
  • peeling, inspection The straightened bar-shaped ingot is peeled to remove inhomogeneous portions of the surface and then subjected to subsequent inspection. Since peeling and inspection are not essential steps of the present invention, the case where these are not performed is also included in the present invention.
  • Bonding process As a pretreatment for cold forging, the forging material is subjected to a bondage treatment as a lubrication treatment to impart lubricity to the surface. Bonding is not an indispensable step of the present invention, and the present invention includes cases where the bonding process is not performed or lubricity is imparted by other methods.
  • the forging material (2) is cold-forged to form a cup-shaped brake piston (1).
  • the cold forging is performed within 7 days (within 168 hours) after casting the bar-shaped ingot without annealing the forging material (2).
  • the brake piston (1) having high dimensional accuracy without annealing. Can be molded. If age hardening proceeds beyond 7 days after casting, it becomes difficult to forge a brake piston with high dimensional accuracy.
  • Particularly preferred cold forging is performed within 5 days after casting.
  • the time of cold forging can also be defined by the hardness of the forging material.
  • the Rockwell hardness before forging is less than 77.3.
  • the Rockwell hardness when the continuously cast bar-shaped ingot is naturally aged for 30 days after continuous casting is used as a reference hardness, and the relative hardness of the forging material represented by the following formula is within a period of 0.95 or less. If so, it can be cold forged without annealing.
  • the relative hardness is within a period of less than 0.899, the hardness is further low, which is suitable for cold forging.
  • Relative hardness of the forging material Rockwell hardness of the forging material / reference hardness
  • the time for performing the cold forging of the forging material can be defined by either the number of days after casting or the relative hardness. Further, it is possible to temporarily set the cold forging execution time based on the number of days after casting, and to prove that the execution time temporarily set according to Rockwell hardness and / or relative hardness is suitable for cold forging.
  • the cold forging processing rate calculated based on the following formula is 25 to 90%, and the hardness is increased by work hardening. If the processing rate is less than 25%, the work hardening is insufficient and it is difficult to obtain the hardness necessary for the brake piston. On the other hand, if it exceeds 90%, forging defects such as forging cracks tend to occur. A particularly preferable processing rate is 50 to 70%. Forging is preferably sealed forging rather than burr forging.
  • Processing rate (%) ⁇ (h 0 ⁇ h 1 ) / h 0 ⁇ ⁇ 100 h 0 : thickness of the forging material (2) h 1 : thickness of the bottom of the forged brake piston (1)
  • the brake piston that has been cold forged is subjected to an aging treatment without performing a solution treatment to increase the hardness. Although there are no restrictions on the aging treatment conditions, it is recommended to hold at 165 to 185 ° C for 0.5 to 3 hours as a preferable aging condition, and it is recommended to hold at 170 to 180 ° C for 1 to 2.5 hours as a more preferable condition. it can.
  • the age-hardened brake piston is machined for the purpose of improving the dimensional accuracy and surface roughness of the inner and outer diameters.
  • a hard film is formed on the surface by anodizing for the purpose of improving wear resistance. Since machining and anodizing are not essential steps of the present invention, cases where these are not performed are also included in the present invention.
  • the brake piston manufactured according to the present invention has a hardness increased by solid solution hardening by the elements contained in the aluminum alloy and dispersion of the crystallized material, and is work hardened by performing cold forging at a predetermined processing rate, and solution treatment. Even if it does not perform, the required hardness can be obtained after aging.
  • the hardness typically required for a brake piston is 93 or more in terms of Rockwell hardness (HRF), and the above-mentioned hardness can be obtained by the present invention.
  • the required hardness can be obtained without performing the three heat treatments of homogenization before correction, annealing before cold forging, and solution treatment after cold forging, which were performed in the conventional manufacturing process.
  • the brake piston can be manufactured.
  • the manufacturing efficiency is improved and the energy cost is reduced.
  • the solution treatment after forging is not performed, quenching distortion does not occur, so that machining for removing distortion becomes unnecessary. For this reason, since the machining performed after the cold forging only needs to improve the dimensional accuracy, a smaller amount of cutting is required than before, and the waste of materials is reduced.
  • the cup-shaped brake piston was forged in different manufacturing processes using 13 types of aluminum alloys a to m shown in Table 1 (except for Comparative Examples 1, 3 to 6, 10, and 15).
  • the relationship between the Si concentration and the Mg concentration in each aluminum alloy is as shown in FIG. 4, the composition of the aluminum alloys a to g is within the specified range of the present invention, and the composition of the aluminum alloys hm is the present invention. Is out of range.
  • Example 1 to 13 The bending of the bar-shaped ingot was corrected by sandwiching it with a correcting roll without homogenizing the bar-shaped ingot three days after casting (72 hours later). The straightened bar-shaped ingot was peeled, and the inspected bar-shaped ingot was cut to a required thickness to obtain a short columnar material, which was used as a forging material (2).
  • the forging material (2) was subjected to a bond treatment and was cold-forged 7 days after casting (168 hours later) to form a cup-shaped brake piston (1) without annealing.
  • the processing rate in cold working is either 25%, 50%, or 71%, and the processing rate in each example is as shown in Table 2.
  • Example 14 A cup-shaped brake piston (1) was formed in the same process as in Example 1 except that the time for performing the correction and cold forging was changed as described in Table 2.
  • the molded brake piston was subjected to aging treatment by holding at 175 ° C. for 2 hours without performing solution treatment, and was machined to increase the dimensional accuracy of the inner and outer diameters.
  • the aging treatment was performed on the cylindrical material under the same conditions as in the examples without performing cold forging and solution treatment. That is, in these comparative examples, only correction, peeling, inspection, cutting, and aging were performed.
  • a cup-shaped brake piston (1) was formed in the same process as in Example 1 except that the time for performing the correction and cold forging was changed as described in Table 2.
  • Relative hardness of bar ingot before straightening Rockwell hardness of bar ingot / standard hardness
  • Relative hardness of forging material before forging Rockwell hardness of standard forging / standard hardness
  • Forgeability, forgeability, energy saving was evaluated according to the following criteria.
  • Table 2 shows the outline of the manufacturing process and the evaluation results.
  • any of Examples 1 to 15 can produce a brake piston having a Rockwell hardness (HRF) exceeding 93 without performing heat treatment before processing or solution treatment after forging. It was.
  • HRF Rockwell hardness
  • the comparative example in which either the aluminum alloy composition or the processing rate deviates from the range specified in the present invention has either a shortage of hardness, a correction failure due to processing difficulty, or a forging failure.
  • Comparative Example 16 the hardness before straightening and before forging was lower than that of Example 2 (the processing rate of cold forging was the same as that of Comparative Example 16), but the straightening property and forgeability were poor. This is considered to be caused by an increase in the amount of Mg 2 Si crystallized due to the high Si concentration and Mg concentration in the alloy of Comparative Example 16. Although the Mg 2 Si crystallized product does not contribute to the improvement of the hardness of the aluminum base, it deteriorates the correctability and forgeability, and this is the result.
  • Comparative Example 18 the straightness and forgeability deteriorated due to the high hardness of the aluminum alloy, and since the Si concentration was excessive as compared with Comparative Example 16, the hardness increased further, and the straightness and forgeability. Is a bad thing.
  • Comparative Example 19 the straightness and forgeability deteriorated due to the high hardness of the aluminum alloy, and deviated from the Mg concentration and Si concentration ranges of the present invention indicated by ABCD in FIG. 4 and contained excessive Si. The correctability and forgeability deteriorated due to the increase in the amount of Mg 2 Si crystals.
  • the present invention can contribute to energy saving when manufacturing a brake piston.

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Abstract

　所要の機械的強度を有するブレーキピストンを従来よりも少ない工程で製造する。　Ｓｉ濃度（ＣＳｉ質量％）およびＭｇ濃度（ＣＭｇ質量％）がこれらの関係（ＣＳｉ、ＣＭｇ）においてＡ（０．７５、１．２５）、Ｂ（１．４、１）、Ｃ（１．４、０．６）、Ｄ（０．７５、０．８５）の４点で囲まれる範囲内であり、さらにＣｕ濃度が０．０７～０．９質量％、Ｍｎ濃度が０．１～０．９質量％、Ｔｉ濃度が０．００５～０．１５質量％、Ｃｒ濃度が０．２質量％以下、Ｆｅ濃度が０．５質量％であり、残部がＡｌおよび不可避不純物からなるアルミニウム合金の棒状鋳塊を鋳造し、前記棒状鋳塊を、均質化処理を施すことなく、鋳造後３日以内に矯正し、矯正した棒状鋳塊を所要厚さに切断して鍛造用素材とし、前記鍛造用素材を、焼鈍することなく、前記棒状鋳塊の鋳造後７日以内に加工率２５～９０％で冷間鍛造してカップ状に成形し、溶体化処理することなく時効硬化させる。

Description

ブレーキピストンの製造方法
　本発明は、冷間鍛造によるブレーキピストンの製造方法に関する。
　近年、四輪車、二輪車等の車両のディスクブレーキにおいて、高性能化、あるいは低燃費化のために、アルミニウム合金製のブレーキピストンが採用されている。ブレーキピストンは摺動部品であり、優れた機械的強度が要求される。図１に示したカップ状のブレーキピストン（1）はその一例である（特許文献１参照）。このようなカップ状のブレーキピストンの製造においては、従来、ビレットを押出した後さらに引き抜いた棒状素材を溶体化処理し、さらに時効処理により、所要の機械的強度を得た後、機械加工によりカップ状に成形していた。
　しかしながら、上記の製造方法では材料歩留まりが極めて悪いために、カップ状への成形を鍛造で行うことで材料歩留まりを向上させ、かつ熱処理によって所要の機械的強度を得る方法が提案されている（特許文献２参照）。
　特許文献２に記載されている摺動部品は、Ａｌ－Ｓｉ系合金製成形品のマトリックス中に分散する共晶Ｓｉ粒子の粒径および数を規定し、かつ陽極酸化皮膜の厚さおよび硬度を規定したものである。その製造工程は、［００７０］に記載されているように、アルミニウム合金からなる棒材を鋳造し、均質化処理後、鋳肌部を面削除去（ピーリング）し、所定の長さに切断し、焼鈍処理し、ボンデ処理した後、カップ状に鍛造し、Ｔ６処理（溶体化処理とその後の時効処理）を施した鍛造品を、さらに機械加工（寸法精度の向上、および溶体化処理時に生じた歪み部の切除）の後に、陽極酸化処理を行うというものである。また、鍛造用素材として棒材を所定厚さに切断したものを用いる場合は、通常、ピーリング前に棒材の矯正を行い、ピーリング後に検査が行われる。図６は上記工程のフローを示したものである。
　また、鍛造用素材として、ビレットを鋳造し、ビレットを均質化処理した後に押出および引抜きによって所定径の棒材を作製し、この棒材を所定厚さに切断したものを用いることもある。鍛造用素材は、鋳造棒材を切断して作製した素材と同じく、冷間鍛造前に焼鈍される。
特開２００２－７０９０２号公報 特開２００４－２３２０８７号公報（特許請求の範囲、［００７０］）
　上述した摺動部品の製造工程では、鋳造棒材またはビレットの均質化処理、鍛造用素材の焼鈍、鍛造品の溶体化処理、時効処理という複数回の熱処理を行う。このため、工程数が多く、製造効率が悪いという問題点がある。また、省エネルギー、ＣＯ２排出量の削減という観点からも、熱処理回数を減らすことが望まれている。
　本発明は、上述した技術背景に鑑み、所要の機械的強度を有するブレーキピストンを従来よりも少ない工程で製造する方法を提供するものである。
　即ち、本発明のブレーキピストンの製造方法は、下記［１］～［６］に記載の構成を有する。
　［１］ＳｉおよびＭｇを含有し、かつＳｉ濃度（ＣＳｉ質量％）およびＭｇ濃度（ＣＭｇ質量％）がこれらの関係（ＣＳｉ、ＣＭｇ）においてＡ（０．７５、１．２５）、Ｂ（１．４、１）、Ｃ（１．４、０．６）、Ｄ（０．７５、０．８５）の４点で囲まれる範囲内であり、さらにＣｕ濃度が０．０７～０．９質量％、Ｍｎ濃度が０．１～０．９質量％、Ｔｉ濃度が０．００５～０．１５質量％、Ｃｒ濃度が０．２質量％以下、Ｆｅ濃度が０．５質量％であり、残部がＡｌおよび不可避不純物からなるアルミニウム合金の棒状鋳塊を鋳造し、
　前記棒状鋳塊を、均質化処理を施すことなく、鋳造後３日以内に矯正し、
　矯正した棒状鋳塊を所要厚さに切断して鍛造用素材とし、
　前記鍛造用素材を、焼鈍することなく、前記棒状鋳塊の鋳造後７日以内に加工率２５～９０％で冷間鍛造してカップ状ブレーキピストンを成形し、
　成形したブレーキピストンを溶体化処理することなく時効硬化させる
ことを特徴とするブレーキピストンの製造方法。
　［２］前記棒状鋳塊を２００ｍ／分以上の鋳造速度で連続鋳造する前項１に記載のブレーキピストンの製造方法。
　［３］連続鋳造した棒状鋳塊を連続鋳造後３０日間自然時効させたときのロックウェル硬度を基準硬度とし、
　前記棒状鋳塊の矯正を、下記式で表される棒状鋳塊の相対硬度が０．９以下の期間内に行う前項１または２に記載のブレーキピストンの製造方法。
　　棒状鋳塊の相対硬度＝棒状鋳塊のロックウェル硬度／基準硬度
　［４］連続鋳造した棒状鋳塊を連続鋳造後３０日間自然時効させたときのロックウェル硬度を基準硬度とし、
　前記鍛造用素材の冷間鍛造を、下記式で表される鍛造用素材の相対硬度が０．９５以下の期間内に行う前項１～３のいずれかに記載のブレーキピストンの製造方法。
　　鍛造用素材の相対硬度＝鍛造用素材のロックウェル硬度／基準硬度
　上記［１］に記載の発明は、所定組成のアルミニウム合金によるブレーキピストンの製造に際し、棒状鋳塊の鋳造後の経過日数の少ないうちに冷間鍛造までの工程を行う。具体的には、鋳造後３日以内に棒状鋳塊を矯正し、７日以内に棒状鋳塊を切断して得た鍛造用素材で冷間鍛造する。これらの期間は硬度が低く加工性が良好であるから、矯正前および冷間鍛造前に熱処理を行わなくても良好に加工することができる。また、冷間鍛造によって成形されたブレーキピストンは、アルミニウム合金に含有する元素による固溶硬化と晶出物分散によって硬度が高められ、かつ冷間鍛造を２５～９０％の加工率で行うことによる加工硬化により、溶体化処理を行わなくても、時効によりブレーキピストンとして必要な硬度を得ることができる。即ち、矯正前の均質化処理、冷間鍛造前の焼鈍、冷間鍛造後の溶体化処理を行わなくても、必要な硬度を有するブレーキピストンを製造することができる。このため、これらの熱処理を行う従来の製造方法に比べて製造効率が良く、かつエネルギーコストを低減できる。しかも、鍛造後の溶体化処理を行わないことで焼き入れ歪みの発生もないから、歪み取りのための機械加工も不要であるから、材料の無駄が減少する。
　上記［２］に記載の発明によれば、鋳造時に棒状鋳塊が急冷されるので、時効による硬度向上効果が大きい。
　上記［３］に記載の発明によれば、連続鋳造した棒状鋳塊を連続鋳造後３０日間自然時効させたときのロックウェル硬度を基準硬度とし、棒状鋳塊のロックウェル硬度／基準硬度で表される矯正時の相対硬度が０．９以下であり、硬度によっても矯正性が良好であることが裏付けられている。
　上記［４］に記載の発明によれば、連続鋳造した棒状鋳塊を連続鋳造後３０日間自然時効させたときのロックウェル硬度を基準硬度とし、鍛造用素材のロックウェル硬度／基準硬度で表される鍛造用素材の相対硬度が０．９５以下であり、硬度によって矯正性が良好であることが裏付けられている。
ブレーキピストンの斜視図である。 本発明のブレーキピストンの製造工程を示すフロー図である。 鋳造材の硬度推移を示す図である。 本発明に使用するアルミニウム合金におけるＳｉ濃度とＭｇ濃度の関係を示す図である 冷間鍛造のおける素材から鍛造品への形状変化を示す断面図である。 従来のブレーキピストンの製造工程を示すフロー図である。
　図１は本発明によって製造するカップ状のブレーキピストン（1）の一実施形態であり、図２は本発明の製造工程を示すフロー図である。前記ブレーキピストン（1）は、例えばディスクブレーキにおいて液圧シリンダ内に進退自在に嵌挿され、開口端部で摩擦パッドをブレーキディスクに押圧するものである。
　アルミニウム合金は、鋳造直後は硬度が低く、時間経過とともに自然時効によって硬度が増していき、やがては一定の硬度となる。図３は、アルミニウム合金の鋳造材の硬度を時間経過とともに測定し、３０日後の硬度に対する相対硬度の推移を表したものである。本図の作成に用いたアルミニウム合金の化学組成は、Ｓｉ：１．０６質量％、Ｍｇ：０．８６質量％、Ｃｕ：０．４質量％、Ｍｎ：０．４９質量％、Ｃｒ：０．１４質量％、Ｆｅ：０．２５質量％、Ｔｉ：０．０１５質量％を含有し、残部がＡｌおよび不可避不純物である。試験材は、鋳造棒を鋳造直後に厚さ２０ｍｍに切断し、端面を面削したものとし、面削した面をロックウェル硬度計にてＨＲＦ硬度を測定した。そして、厚さ２０ｍｍの試験材を作製後直ちに初回（０日目）の測定を行い、その後は１日毎に３０日目まで同じ面削面でＨＲＦ硬度を測定した。相対硬度は３０日目のＨＲＦ硬度、即ち棒状鋳塊を連続鋳造後３０日間自然時効させたときのロックウェル硬度（ＨＲＦ硬度）を基準硬度とし、下記式で計算した。
　　相対硬度＝各測定日のロックウェル硬度／基準硬度
　なお、図３は上記組成のアルミニウム合金の実測データに基づいた硬度推移であるが、本発明で規定した化学組成のアルミニウム合金は同様のパターンで硬度が推移する。その理由は以下のとおりである。
　図４はアルミニウム合金中のＳｉ濃度（Ｃｓｉ質量％）とＭｇ濃度（ＣＭｇ質量％）との関係を示したものであり、Ａ（０．７５、１．２５）、Ｂ（１．４、１）、Ｃ（１．４、０．６）、Ｄ（０．７５、０．８５）の４点で囲まれる範囲内が本発明に用いるアルミニウム合金中のＳｉ濃度およびＭｇ濃度を示している。また、直線（Ｆ）は、Ｍｇ２Ｓｉ晶出物を形成するＳｉ濃度（Ｃｓｉ質量％）とＭｇ濃度（ＣＭｇ質量％）の関係である（Ｆ）式を示している。
　Ｓｉ濃度（Ｃｓｉ）＝｛Ｓｉ原子量／（Ｍｇ原子量×２）｝×Ｍｇ濃度（ＣＭｇ）
　　　　　　　　　＝０．５８×Ｍｇ濃度（ＣＭｇ）　　　　　　　　　　…（Ｆ）
　図４が示すように、本願発明に用いるアルミニウム合金はいずれもＳｉ濃度が０．５８×Ｍｇ濃度を超え、Ｍｇに対して過剰のＳｉを含むＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ合金である。このため、本発明に用いるアルミニウム合金は図３の硬度推移を実測したアルミニウム合金と類似の時効挙動となり、連続鋳造後は図３と同様のパターンで硬度推移する。
　図３より、アルミニウム合金は鋳造後の数日間は硬度が低いことがわかる。硬度は鋳造から数日後に上昇していく点に着目して、本発明では、この鋳造後の経過日数が少なく硬度が低くて加工性の良い期間内に冷間鍛造までの工程を行い、従来実施していた加工前の熱処理を行わない。従来の製造工程では、矯正前に均質化処理を行い、冷間鍛造前に焼鈍を行っていた（図６参照）。このように塑性加工前に熱処理を施すのは、鋳造から長時間経過して硬度が硬くなった素材を使用したり、経過時間が異なることによる硬度の異なる素材を同一工程で加工することがあるので、素材の加工性を均一化するためである。換言すれば、従来は加工を施す素材の硬度の変化状態に注意が払われておらず、その代償として加工前の熱処理による均一化を必須の工程として行っていた。
　従来の方法において、棒状鋳塊の均質化処理、鍛造用素材の焼鈍、鍛造品の溶体化処理を必須の工程としていたのは以下のような理由からである。単に棒状鋳塊の均質化処理を省略すると、硬度が堅いままなので矯正工程が困難になったためである。また、単に鍛造用素材の焼鈍処理を省略すると、硬度が堅いままなので冷間鍛造の成形が困難になったためである。また、単に熱処理工程簡略化のために鍛造品の溶体化処理を省略すると、焼入れされないので製品の強度が低下してしまうためである。
　一方、本発明は、従来の工程とは技術思想を変えて、溶体化処理に代えて、連続鋳造時の急冷効果による焼入れ硬化の効果を出来るだけ生かして好ましい硬度を有する製品を製造することを技術課題とした。そのために、連続鋳造時の急冷効果による焼入れ硬化を減少させてしまう熱処理工程（均質化処理、焼鈍処理）を省略して強度向上を図るとともに、矯正および冷間鍛造の実施時期を鋳造からの経過時間に基づいて規定し、硬度の低い時期に矯正および冷間鍛造の加工をすることで加工前の熱処理を行うことなく良好な加工性を確保した。さらに、合金組成を調整して強度向上を図った。また、冷間鍛造加工での加工率を大きくするような素材形状設計をして加工硬化による強度向上を図った。具体的には、合金組成を規定した上で、鋳造後～矯正～冷間鍛造の時間配分を本発明のようにすることで、矯正、冷間鍛造成形に不都合なく、かつ強度も充分に満足できるブレーキピストン材を製造することができた。
　本発明は、棒状鋳塊を矯正する時期および鍛造用素材を冷間鍛造する時期を、連続鋳造後の経過時間または加工時の材料硬度、あるいは連続鋳造後の経過時間および加工時の材料硬度の両方によって規定する。
　本発明は、たとえば、
　棒状鋳塊を、鋳造工程に続く鋳造後３日以内に矯正処理する矯正工程を有し、
　矯正した棒状鋳塊を所要厚さに切断して鍛造用素材とする切断工程を有し、
　前記鍛造用素材を、切断工程に続く前記棒状鋳塊の鋳造後７日以内に加工率２５～９０％で冷間鍛造によりカップ状ブレーキピストンを成形する鍛造工程を有し、
鍛造工程に続く成形したブレーキピストンを時効硬化させる時効処理工程を有することを特徴とするブレーキピストンの製造方法で実現できる。
　以下に本発明について詳述する。
〔アルミニウム合金の化学組成〕
　本発明で用いるアルミニウム合金は、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｃｕ、Ｍｎ、Ｔｉを含有し、ＣｒおよびＦｅが規制され、残部がＡｌおよび不可避不純物からなる。
　ＳｉおよびＭｇはブレーキピストンとして必要な強度を得るために添加される元素であり、図４はＳｉ濃度（ＣＳｉ質量％）とＭｇ濃度（ＣＭｇ質量％）との関係を示している。Ｓｉ濃度（ＣＳｉ質量％）およびＭｇ濃度（ＣＭｇ質量％）は、これらの濃度の関係（ＣＳｉ、ＣＭｇ）においてＡ（０．７５、１．２５）、Ｂ（１．４、１）、Ｃ（１．４、０．６）、Ｄ（０．７５、０．８５）の４点で囲まれる範囲内に規定する。上記のＡＢＣＤより、Ｓｉ濃度（ＣＳｉ質量％）の取り得る範囲は０．７５～１．４質量％であり、Ｍｇ濃度（ＣＭｇ質量％）の取り得る範囲は０．６～１．２５質量％である。Ｓｉ濃度が０．７５質量％未満、あるいはＭｇ濃度が０．６質量％未満では、強度向上効果が少なく強度不足となる。一方、Ｓｉ濃度が１．４質量％を超え、あるいはＭｇ濃度が１．２５質量％を超えると、矯正時および冷間鍛造時の加工性が低下して加工不良となる。さらに、強度と加工性の両方が良好であるためには、上記ＡＢＣＤの４点で囲まれた範囲内であることが必要である。
　図４において、２点を通る直線の式は以下のとおり計算される。
　ＡＢを通る直線：ＣＭｇ＝－０．３８５×ＣＳｉ＋１．５３８
　ＢＣを通る直線：ＣＭｇ＝１．４
　ＣＤを通る直線：ＣＭｇ＝－０．３８５×ＣＳｉ＋１．１３８
　ＤＡを通る直線：ＣＭｇ＝０．７５
　従って、本発明におけるＳｉ濃度（ＣＳｉ質量％）およびＭｇ濃度（ＣＭｇ質量％）は下記の４つの式（i）（ii）（iii）（iv）を満たす範囲となる。
　（i）ＣＭｇ≦－０．３８５×ＣＳｉ＋１．５３８
　（ii）ＣＭｇ≦１．４
　（iii）ＣＭｇ≧－０．３８５×ＣＳｉ＋１．１３８
　（iv）ＣＭｇ≧０．７５
　また、さらに好ましい範囲として、Ａ’（０．９、１．１）、Ｂ’（１．３、０．９５）、Ｃ’（１．３、０．７）、Ｄ’（０．９、０．８５）で囲まれた範囲を推奨できる（図４参照）。
　ＣｕおよびＭｎも強度を得るために添加される元素である。Ｃｕ濃度が０．０７質量％未満、Ｍｎ濃度が０．１未満では強度向上効果が少なく、強度不足となる。一方、Ｃｕ濃度が０．９質量％を超え、Ｍｎ濃度が０．９質量％を超えると、冷間鍛造時の加工性が低下して加工不良となる。さらに好ましいＣｕ濃度は０．２～０．７質量％であり、さらに好ましいＭｎ濃度は０．３～０．８質量％である。
　Ｔｉは鋳造組織を微細化して冷間鍛造における加工性を良好にするために添加される元素である。Ｔｉ濃度が０．００５質量％未満では前記効果が少なく、一方０．１５質量％を超えると粗大な金属間化合物が形成されて、冷間鍛造における加工性が低下する。さらに好ましいＴｉ濃度は０．００８～０．１質量％である。
　ＣｒおよびＦｅは冷間鍛造における加工性を低下させる元素であり、Ｃｒ濃度を０．２質量％以下、Ｆｅ濃度を０．５質量％以下に規制する必要がある。さらに好ましいＣｒ濃度は０．１５質量％以下であり、さらに好ましいＦｅ濃度は０．４質量％以下である。
　上記濃度範囲の元素を含有するアルミニウム合金の残部はＡｌおよび不可避不純物である。
〔製造工程〕
　本発明の製造工程を示す図２において、ブロックを実線で示した工程は必須の工程であり、破線で示した工程は任意に行う工程である。以下に、図２のフロー図を参照しつつ、各工程について詳述する。
（鋳造）
　上述した組成のアルミニウム合金の棒状鋳塊を鋳造する。鋳造方法は限定されないが、連続鋳造が好ましい。連続鋳造は水平型および縦型のいずれでも良いが、鋳塊が急冷されて焼入れ効果が大きく、かつ鋳肌が均一で微細な金属組織が得られる点でホットトップ鋳造を推奨できる。また、２００ｍ／分以上の鋳造速度で鋳造することが好ましい。鋳造速度を早くすることで鋳塊が急冷されるため、時効による硬度向上効果が大きいためである。さらに好ましい鋳造速度は２５０ｍ／分以上である。
（矯正）
　棒状鋳塊の曲がりを矯正して真直度を高める。矯正後の棒状鋳塊表面を除去するヒーリング工程において、ピーリングマシンに棒状鋳塊を挿入した際、曲がり部で引っかかり、ピーリングマシンの中で棒状鋳塊が送出すことができなくなるので、ピーリング前に矯正しておく必要がある。矯正は、均質化処理を施すことなく、鋳造後３日以内（７２時間以内）に行う。図３に示したように、鋳造後常温放置状態で３日目の硬度は、３０日目の基準硬度に対する相対硬度が０．９０以下であるため、均質化処理を施さなくても曲がりを矯正することができる。鋳造後３日を超えて時効硬化が進むと、均質化処理を施すことなく曲がりを矯正することが困難になる。特に好ましい矯正の実施時期は鋳造後２日以内である。
　また、均質化処理を施すことなく円滑に曲がりを矯正できるかどうかは、矯正時の硬度に影響されるので、矯正の時期を棒状鋳塊の硬度によって規定することもできる。例えば、矯正前のロックウエル硬度が７６．３未満であることが好ましい。また、例えば、連続鋳造した棒状鋳塊を連続鋳造後３０日間自然時効させたときのロックウェル硬度を基準硬度とし、下記式で表される棒状鋳塊の相対硬度が０．９以下の期間内であれば均質化処理を施すことなく矯正することができる。特に前記相対硬度が０．８８９未満の期間内であればさらに硬度が低いので矯正に好適である。さらに、ロックウエル硬度条件と相対硬度条件の両方を満たすことが好ましい。
　　棒状鋳塊の相対硬度＝棒状鋳塊のロックウェル硬度／基準硬度
　本発明において、棒状鋳塊の矯正の実施時期は、鋳造後の経過日数、ロックウエル硬度および／または相対硬度のどちらによっても規定することができる。さらに、鋳造後の経過日数で矯正実施時期を仮設定し、ロックウエル硬度および／または相対硬度によって仮設定した実施時期が矯正に適していることを裏付けることができる。
　矯正方法は限定されず、ローラで挟んで矯正する等の周知の矯正方法により行う。
（ピーリング、検査）
　矯正した棒状鋳塊はピーリングして表面の不均質部分を除去し、その後の検査を行う。ピーリングおよび検査は本発明の必須の工程ではないので、これらを行わない場合も本発明に含まれる。
（切断）
　棒状鋳塊を所要厚さに切断し、ブレーキピストンの体積に見合う体積の鍛造用素材を作製する。
（ボンデ処理）
　冷間鍛造の前処理として、鍛造用素材に潤滑処理としてボンデ処理を施して表面に潤滑性を付与する。ボンデ処理は本発明の必須の工程ではないので、ボンデ処理を行わない場合あるいは他の方法で潤滑性を付与する場合も本発明に含まれる。
（冷間鍛造）
　図５に示すように、鍛造用素材（2）を冷間鍛造してカップ状のブレーキピストン（1）を成形する。冷間鍛造は、鍛造用素材（2）に焼鈍を施すことなく、棒状鋳塊の鋳造後７日以内（１６８時間以内）に行う。図３に示したように、鋳造後７日目の硬度は、３０日目の基準硬度に対する相対硬度が０．９５以下であるため、焼鈍を施さなくても寸法精度の高いブレーキピストン（1）を成形することができる。鋳造後７日を超えて時効硬化が進むと、寸法精度の高いブレーキピストンを鍛造することが困難になる。特に好ましい冷間鍛造の実施時期は鋳造後５日以内である。
　また、焼鈍を施すことなく円滑に冷間鍛造できるかどうかは、冷間鍛造時の硬度に影響されるので、冷間鍛造の時期を鍛造用素材の硬度によって規定することもできる。例えば、鍛造前のロックウエル硬度が７７．３未満であることが好ましい。また例えば、連続鋳造した棒状鋳塊を連続鋳造後３０日間自然時効させたときのロックウェル硬度を基準硬度とし、下記式で表される鍛造用素材の相対硬度が０．９５以下の期間内であれば焼鈍を施すことなく冷間鍛造することができる。特に前記相対硬度が０．８９９未満の期間内であればさらに硬度が低いので冷間鍛造に好適である。さらに、ロックウエル硬度条件と相対硬度条件の両方を満たすことが好ましい。
　　鍛造素材の相対硬度＝鍛造用素材のロックウェル硬度／基準硬度
　本発明において、鍛造用素材の冷間鍛造の実施時期は、鋳造後の経過日数、相対硬度のどちらによっても規定することができる。さらに、鋳造後の経過日数で冷間鍛造実施時期を仮設定し、ロックウエル硬度および／または相対硬度によって仮設定した実施時期が冷間鍛造に適していることを裏付けることができる。
　また、下記式に基づいて計算される冷間鍛造の加工率は２５～９０％とし、加工硬化によって硬度を高める。加工率が２５％未満では加工硬化が不十分でブレーキピストンとして必要な硬度を得ることが困難である。一方、９０％を超えると、鍛造割れなどの鍛造欠陥が生じやすくなる。特に好ましい加工率は５０～７０％である。鍛造はバリ出し鍛造ではなく、密閉鍛造であることが好ましい。
　　加工率（％）＝｛（ｈ０－ｈ１）／ｈ０｝×１００
　　　ｈ０：鍛造用素材（2）の厚さ
　　　ｈ１：鍛造したブレーキピストン（1）の底部の厚さ
（時効）
　冷間鍛造したブレーキピストンは、溶体化処理を行うことなく時効処理を施し、硬度を高める。時効処理条件に制限はないが、好ましい時効条件として、１６５～１８５℃で０．５～３時間の保持を推奨でき、さらに好ましい条件として１７０～１８０℃で１～２．５時間の保持を推奨できる。
（機械加工、陽極酸化処理）
　時効硬化させたブレーキピストンは、内径および外径の寸法精度および表面粗さの向上を目的として機械加工を行う。また、耐摩耗性向上を目的として陽極酸化処理により表面に硬質皮膜を形成する。機械加工および陽極酸化処理は本発明の必須の工程ではないので、これらを行わない場合も本発明に含まれる。
　本発明によって製造したブレーキピストンは、アルミニウム合金に含有する元素による固溶硬化と晶出物分散によって硬度が高められ、かつ所定の加工率で冷間鍛造を行うことで加工硬化し、溶体化処理を行わなくても時効後に必要な硬度を得ることができる。通常ブレーキピストンとして要求される硬度はロックウェル硬度（ＨＲＦ）で９３以上であり、本発明によって上記硬度が得られる。
　本発明の方法によれば、従来の製造工程で実施していた矯正前の均質化処理、冷間鍛造前の焼鈍、冷間鍛造後の溶体化処理という３つの熱処理を行うことなく、所要硬度のブレーキピストンを製造できる。３つの熱処理を行わないことで、製造効率が向上し、かつエネルギーコストが低減される。しかも、鍛造後の溶体化処理を行わないことで焼き入れ歪みの発生もないから、歪み取りのための機械加工も不要となる。このため、冷間鍛造後に行う機械加工は寸法精度を向上させれば足りるので、従来よりも少量の切削で済み、材料の無駄が減少する。
　表１に示すａ～ｍの１３種類のアルミニウム合金を用い、異なる製造工程でカップ状ブレーキピストンを鍛造した（比較例１、３～６、１０、１５を除く）。
　各アルミニウム合金におけるＳｉ濃度とＭｇ濃度の関係は図４に示したとおりであり、ａ～ｇのアルミニウム合金の組成は本発明の規定範囲内であり、ｈ～ｍのアルミニウム合金の組成は本発明の範囲を逸脱している。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
〔製造工程〕
　各例に共通する工程として、アルミニウム合金をホットトップ連続鋳造機にて、鋳造速度：２５０ｍ／分で断面円形の棒状鋳塊を連続鋳造した。これらの棒状鋳塊を連続鋳造後３０日間自然時効させたときのロックウェル硬度、即ち本発明における基準硬度を表１に示す。
（実施例１～１３）
　棒状鋳塊に対し、鋳造から３日後（７２時間後）に均質化処理することなく、矯正用ロールで挟んで棒状鋳塊の曲がりを矯正した。矯正した棒状鋳塊はピーリングを行い、検査済みの棒状鋳塊は所要の厚さに切断して短い円柱材とし、これを鍛造用素材（2）とした。
　鍛造用素材（2）はボンデ処理を施し、焼鈍を行うことなく、図５に示すように、鋳造から７日後（１６８時間後）に冷間鍛造してカップ状ブレーキピストン（1）に成形した。冷間加工における加工率は、２５％、５０％、７１％のいずれかであり、各例の加工率は表２に示したとおりである。
（実施例１４、１５）
　矯正、冷間鍛造の実施時期を表２に記載したように変更したことを除き、実施例１と同じ工程でカップ状ブレーキピストン（1）を成形した。
　成形したブレーキピストンは、溶体化処理を行うことなく、１７５℃で２時間保持して時効処理を行い、内径および外径の寸法精度を高めるために機械加工を行った。
（比較例１、３～６、１０、１５）
　棒状鋳塊に対し、鋳造から３日後（７２時間後）に均質化処理することなく、矯正用ロールで挟んで棒状鋳塊の曲がりを矯正した。矯正した棒状鋳塊はピーリングを行い、検査済みの棒状鋳塊は所要の厚さに切断して短い円柱材とした。
　この円柱材に対し、冷間鍛造および溶体化処理をすることなく、実施例と同じ条件で時効処理を行った。即ち、これらの比較例は矯正、ピーリング、検査、切断、時効のみを行ったものである。
（比較例２）
　矯正の実施時期を鋳造から７日後（１６８時間後）に行い、冷間鍛造を鋳造から１３日後（３１２時間後）に行ったことを除き、実施例と同じ工程ブレーキピストンを製作した。
（比較例１１）
　鋳造から３日後に行う棒状鋳塊の矯正前に５６０℃×７時間の均質化処理を行い、鋳造用素材にボンデ処理を行う前に３８０℃×４時間の焼鈍を行い、冷間鍛造後に（溶体化処理条件）５３０℃×２．５時間で溶体化処理を行い、水焼入れ後１８０℃×６時間で時効処理を行い、ブレーキピストンを製作した。本例の工程は図６のフロー図に示した従来の製造工程である。
（比較例７～９、１２～１４、１６～１９）
　実施例と同じ工程でブレーキピストンを製作した。これらの比較例は、アルミニウム合金の組成のみが本発明から逸脱する。
（比較例２０，２１）
　矯正、冷間鍛造の実施時期を表２に記載したように変更したことを除き、実施例１と同じ工程でカップ状ブレーキピストン（1）を成形した。
〔硬度および評価〕
　鋳造後の棒状鋳塊、矯正前の棒状鋳塊、鍛造前の鍛造用素材、鍛造後のブレーキピストン、および時効後のブレーキピストンについて、ロックウェル硬度（ＨＲＦ）を測定した。なお、冷間鍛造を行っていない比較例１、３～６、１０、１５は、矯正後で時効処理前に硬度を測定し、この硬度を表２の鍛造前の硬度の欄に記載した。また、矯正前の棒状鋳塊および鍛造前の鍛造用素材の相対硬度を、表1に記載した各合金の基準硬度と下記式とにより計算し、表２に記載した。
　矯正前の棒状鋳塊の相対硬度＝棒状鋳塊のロックウェル硬度／基準硬度
　鍛造前の鍛造用素材の相対硬度＝鍛造用素材のロックウェル硬度／基準硬度
　また、矯正性、鍛造性、省エネルギー性について下記の基準で評価した。
（矯正性）
　棒状鋳造の曲がりについて、長さ１０００ｍｍ当たりの曲がり量を２ｍｍ以下に矯正できたものを矯正性良好（○）と評価し、矯正しても２ｍｍを超える曲がりがあったものを矯正性不良（×）と評価した。
（鍛造性）
　冷間鍛造したブレーキピストンについて、欠肉およびダレの無いものを鍛造性良好（○）と評価し、欠肉またはダレが認められたものを鍛造性不良（×）と評価した。
（省エネルギー性）
　比較例１１は均質化処理、焼鈍、溶体化処理を行ったことで省エネルギー性が悪い（×）と評価し、これらの熱処理を行わなかったものを省エネルギー性が良い（○）と評価した。
　さらに、時効後の機械加工において熱歪み部分の切除の要否について調べた。
　表２に、製造工程の概略および評価結果を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２より、実施例１～１５はいずれも、加工前の熱処理や鍛造後の溶体化処理を行わずとも、ロックウェル硬度（ＨＲＦ）が９３を超える硬度の高いブレーキピストンを製造することができた。
　一方、矯正および／または冷間鍛造の実施時期の遅い比較例２、２０、２１では、加工性が悪いために棒状鋳塊の曲がりを十分に矯正がなされず、また、冷間鍛造における鍛造性も悪いものであった。
　また、冷間鍛造の加工率を０％とした比較例では、加工硬化が不十分であり時効後も硬度不足であった。
　また、アルミニウム合金組成、加工率のいずれかが本発明で規定した範囲を逸脱する比較例は、硬度不足、加工困難による矯正不良または鍛造不良のいずれかの欠点があった。
　また、比較例１１は、実施例に対して３つの熱処理を追加したことでエネルギーコストが高く、かつ溶体化処理を行ったことで熱歪み部分を除去しなければならなかった。
　また、比較例１６は、矯正前および鍛造前の硬度が実施例２（比較例１６と冷間鍛造の加工率が同じ）よりも低いが矯正性および鍛造性が不良であった。これは、比較例１６の合金中のＳｉ濃度およびＭｇ濃度が高いためにＭｇ２Ｓｉ晶出量が増加したことが原因であると考えられる。Ｍｇ２Ｓｉ晶出物はアルミニウム地の硬度向上に寄与しないが、矯正性、鍛造性を悪化させるため、かかる結果となったものである。比較例１８はアルミニウム合金の硬度が高いために矯正性および鍛造性が悪くなったものであり、比較例１６よりもＳｉ濃度が過剰となっているためにさらに硬度が高くなり矯正性および鍛造性が悪くなったものである。比較例１９もアルミニウム合金の硬度が高いために矯正性および鍛造性が悪くなったものであり、図４のＡＢＣＤで示す本発明のＭｇ濃度およびＳｉ濃度の範囲を逸脱し、過剰なＳｉを含むＭｇ２Ｓｉ晶出物量が増加したことにより矯正性および鍛造性が悪くなったものである。
　本願は、２００９年１０月１６日に出願された日本国特許出願の特願２００９－２３９２９５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および表現は、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、ここに示されか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、ブレーキピストンの製造に際して省エネルギー化に貢献できる。
1…ブレーキピストン
2…鍛造用素材
 

Claims (4)

  1. 　ＳｉおよびＭｇを含有し、かつＳｉ濃度（ＣＳｉ質量％）およびＭｇ濃度（ＣＭｇ質量％）がこれらの関係（ＣＳｉ、ＣＭｇ）においてＡ（０．７５、１．２５）、Ｂ（１．４、１）、Ｃ（１．４、０．６）、Ｄ（０．７５、０．８５）の４点で囲まれる範囲内であり、さらにＣｕ濃度が０．０７～０．９質量％、Ｍｎ濃度が０．１～０．９質量％、Ｔｉ濃度が０．００５～０．１５質量％、Ｃｒ濃度が０．２質量％以下、Ｆｅ濃度が０．５質量％であり、残部がＡｌおよび不可避不純物からなるアルミニウム合金の棒状鋳塊を鋳造し、
    　前記棒状鋳塊を、均質化処理を施すことなく、鋳造後３日以内に矯正し、
    　矯正した棒状鋳塊を所要厚さに切断して鍛造用素材とし、
    　前記鍛造用素材を、焼鈍することなく、前記棒状鋳塊の鋳造後７日以内に加工率２５～９０％で冷間鍛造してカップ状ブレーキピストンを成形し、
    　成形したブレーキピストンを溶体化処理することなく時効硬化させる
    ことを特徴とするブレーキピストンの製造方法。
  2. 　前記棒状鋳塊を２００ｍ／分以上の鋳造速度で連続鋳造する請求項１に記載のブレーキピストンの製造方法。
  3. 　連続鋳造した棒状鋳塊を連続鋳造後３０日間自然時効させたときのロックウェル硬度を基準硬度とし、
    　前記棒状鋳塊の矯正を、下記式で表される棒状鋳塊の相対硬度が０．９以下の期間内に行う請求項１または２に記載のブレーキピストンの製造方法。
    　　棒状鋳塊の相対硬度＝棒状鋳塊のロックウェル硬度／基準硬度
  4. 　連続鋳造した棒状鋳塊を連続鋳造後３０日間自然時効させたときのロックウェル硬度を基準硬度とし、
    　前記鍛造用素材の冷間鍛造を、下記式で表される鍛造用素材の相対硬度が０．９５以下の期間内に行う請求項１～３のいずれかに記載のブレーキピストンの製造方法。
    　　鍛造用素材の相対硬度＝鍛造用素材のロックウェル硬度／基準硬度
     
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