JP2017115169A - Manufacturing method for forged piston - Google Patents
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- Continuous Casting (AREA)
Abstract
Description
本発明は、エンジンピストン等のアルミニウム合金製鍛造ピストンの製造方法に関する。 The present invention relates to a method for producing an aluminum alloy forged piston such as an engine piston.
なお、本明細書及び特許請求の範囲では、「連続鋳造」の語は、特に明示する場合を除き、「半連続鋳造」も含む意味で用いられる。 In the present specification and claims, the term “continuous casting” is used to mean “semi-continuous casting” unless otherwise specified.
四輪、二輪自動車等の車両（以下、単に「自動車」という）に搭載される内燃機関では、内燃機関の軽量化による燃焼効率、出力等の向上を図るため、例えばアルミニウム合金製のピストンが用いられている。 In an internal combustion engine mounted on a vehicle such as a four-wheeled vehicle or a two-wheeled vehicle (hereinafter simply referred to as “automobile”), for example, a piston made of an aluminum alloy is used in order to improve combustion efficiency and output by reducing the weight of the internal combustion engine. It has been.
例えば、特開２００９−１９１３６７号公報（特許文献１）は、所定の組成を有する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備えたアルミニウム合金成形品の製造方法を開示しており、アルミニウム合金成形品の一例としてエンジンピストンを挙げている。このようなピストンには高い高温強度が要求される。 For example, Japanese Unexamined Patent Application Publication No. 2009-191367 (Patent Document 1) discloses a method for manufacturing an aluminum alloy molded article having a forging process using a continuous cast bar made of an aluminum alloy having a predetermined composition as a material. An engine piston is cited as an example of an aluminum alloy molded product. Such a piston is required to have high high-temperature strength.
近年、内燃機関の燃焼効率、出力等について更なる向上を図るため、ピストンに対してより高い高温強度が要求されるようになっている。 In recent years, in order to further improve the combustion efficiency, output, and the like of an internal combustion engine, higher high-temperature strength is required for the piston.
そこで本発明の目的は、高い高温強度を有する鍛造ピストンの製造方法を提供することにある。 Therefore, an object of the present invention is to provide a method for producing a forged piston having high high-temperature strength.
本発明者は、上記目的を達成するため、Ｎｉを必須元素として含むアルミニウム合金製鍛造ピストンについて鋭意研究した結果、鍛造ピストンに含まれるＮｉがＡｌ３Ｎｉ２として析出していない固溶状態であることが鍛造ピストンの高温強度の向上に貢献することを見出し、本発明を完成させた。 In order to achieve the above object, the present inventor has conducted intensive research on an aluminum alloy forged piston containing Ni as an essential element. As a result, Ni contained in the forged piston is in a solid solution state in which Al 3 Ni 2 is not precipitated. Has found that this contributes to the improvement of the high-temperature strength of the forged piston, and has completed the present invention.
本発明は以下の手段を提供する。 The present invention provides the following means.
［１］ Ｓｉ：９〜１４質量％、
Ｆｅ：０．１５〜０．８質量％、
Ｃｕ：２〜６質量％、
Ｍｇ：０．３〜１．０質量％、及び
Ｎｉ：１〜５．５質量％
を含み、残部が不可避不純物及びアルミニウムからなる組成を有するアルミニウム合金連続鋳造材からなる鍛造用素材を準備する工程と、
示差走査熱量計により測定された前記素材の４００℃以上の最初の発熱ピーク温度をＴｎ℃とするとき、
前記素材を３００℃〜｛Ｔｎ＋３０｝℃の予備加熱温度で予備加熱する工程と、
前記予備加熱する工程の後で前記素材を３００℃〜｛Ｔｎ＋３０｝℃の鍛造温度で熱間鍛造成形することによりピストン用素形材を得る工程と、
前記素形材を４２０℃〜｛Ｔｎ＋３０｝℃の温度に保持して水焼入れする工程と、
前記水焼入れする工程の後で前記素形材を１８０℃〜２３０℃の時効処理温度で時効処理する工程と、を備えた鍛造ピストンの製造方法。
[1] Si: 9 to 14% by mass,
Fe: 0.15-0.8 mass%,
Cu: 2 to 6% by mass,
Mg: 0.3 to 1.0% by mass, and Ni: 1 to 5.5% by mass
Preparing a forging material composed of an aluminum alloy continuous casting material having a composition comprising the inevitable impurities and aluminum in the balance, and
When the initial exothermic peak temperature of 400 ° C. or more of the material measured by a differential scanning calorimeter is Tn ° C.,
Preheating the material at a preheating temperature of 300 ° C. to {Tn + 30} ° C .;
A step of obtaining a piston shaped material by hot forging at a forging temperature of 300 ° C. to {Tn + 30} ° C. after the preheating step;
Maintaining the raw material at a temperature of 420 ° C. to {Tn + 30} ° C. and water quenching;
And a step of aging the shaped material at an aging treatment temperature of 180 ° C. to 230 ° C. after the water quenching step.
［２］ 前記予備加熱する工程の前に前記素材を｛Ｔｎ＋３０｝℃以下の均質化処理温度で均質化処理する工程を含み、
前記均質化処理する工程の後で前記予備加熱する工程を行う前項１記載の鍛造ピストンの製造方法。
[2] including a step of homogenizing the material at a homogenization temperature of {Tn + 30} ° C. or less before the preheating step;
The method for producing a forged piston according to item 1, wherein the preliminary heating step is performed after the homogenization step.
［３］ 前記組成は、更に、
Ｔｉ：０．０５〜０．２質量％
を含んでいる前項１又は２記載の鍛造ピストンの製造方法。
[3] The composition further comprises:
Ti: 0.05 to 0.2% by mass
The method for producing a forged piston according to the preceding item 1 or 2, comprising:
［４］ 前記組成は、更に、
Ｂ：０．０１〜０．１質量％
を含んでいる前項１〜３のいずれかに記載の鍛造ピストンの製造方法。
[4] The composition further comprises:
B: 0.01 to 0.1% by mass
The manufacturing method of the forge piston in any one of the preceding clauses 1-3 containing.
［５］ 前記予備加熱する工程では、前記素材を４５０℃〜｛Ｔｎ＋３０｝℃の予備加熱温度で予備加熱し、
前記素形材を得る工程では、４００℃〜｛Ｔｎ＋３０｝℃の温度の鍛造金型を用いて、前記素材を前記鍛造金型への抜熱による前記素材の温度低下を３０℃未満に抑えて熱間鍛造成形することにより、４２０℃〜｛Ｔｎ＋３０｝℃の温度の前記素形材を得る前項１〜４のいずれかに記載の鍛造ピストンの製造方法。
[5] In the preheating step, the material is preheated at a preheating temperature of 450 ° C. to {Tn + 30} ° C.,
In the step of obtaining the base material, a temperature reduction of the material due to heat removal from the forging die is suppressed to less than 30 ° C. using a forging die having a temperature of 400 ° C. to {Tn + 30} ° C. The method for producing a forged piston according to any one of the preceding items 1 to 4, wherein the raw material having a temperature of 420 ° C to {Tn + 30} ° C is obtained by hot forging.
［６］ 前記水焼入れする工程では、前記素材を熱間鍛造成形した時から１０秒以内に前記素形材を水焼入れする前項１〜５のいずれかに記載の鍛造ピストンの製造方法。 [6] The method for producing a forged piston according to any one of items 1 to 5, wherein, in the water quenching step, the raw material is water quenched within 10 seconds from the time when the material is hot forged.
前項［１］では、所定の組成を有する素材を予備加熱する工程、熱間鍛造成形する工程、水焼入れする工程、及び時効処理する工程をそれぞれ所定の温度範囲で順次行うことにより、Ａｌ３Ｎｉ２の析出が抑制され、これにより高い高温温強を有する鍛造ピストンを得ることができる。 In the preceding item [1], the step of preheating a material having a predetermined composition, the step of hot forging, the step of water quenching, and the step of aging treatment are sequentially performed in a predetermined temperature range, thereby making Al 3 Ni 2 is suppressed, and a forged piston having high temperature and strength can be obtained.
前記［２］では、鍛造ピストンの高温強度を確実に高めることができる。 In the above [2], the high temperature strength of the forged piston can be reliably increased.
前記［３］では、素材の組成がＴｉを所定量含むことにより、結晶粒が微細化される。これにより鍛造ピストンの高温強度が向上する。 In [3], the composition of the material contains a predetermined amount of Ti, so that the crystal grains are refined. This improves the high temperature strength of the forged piston.
前項［４］では、素材の組成がＢを所定量含むことにより、結晶粒が微細化される。これにより鍛造ピストンの高温強度が向上する。 In the preceding item [4], the composition of the material contains a predetermined amount of B, whereby the crystal grains are refined. This improves the high temperature strength of the forged piston.
前項［５］では、鍛造ピストンの高温強度を確実に高めることができるし、鍛造ピストンの製造時間の短縮及び製造コストの削減を図ることできる。 In the preceding item [5], the high-temperature strength of the forged piston can be reliably increased, and the manufacturing time and manufacturing cost of the forged piston can be reduced.
前項［６］では、鍛造ピストンの高温強度を更に確実に高めることができるし、鍛造ピストンの製造時間の短縮及び製造コストの削減を更に図ることできる。 In the preceding item [6], the high-temperature strength of the forged piston can be further increased, and the manufacturing time and manufacturing cost of the forged piston can be further reduced.
本発明の一実施形態について以下に説明する。 One embodiment of the present invention will be described below.
本実施形態に係る鍛造ピストンの製造方法は、
Ｓｉ：９〜１４質量％、
Ｆｅ：０．１５〜０．８質量％、
Ｃｕ：２〜６質量％、
Ｍｇ：０．３〜１．０質量％、及び
Ｎｉ：１〜５．５質量％
を必須元素として含み、残部が不可避不純物及びアルミニウムからなる組成を有するアルミニウム合金連続鋳造材からなる鍛造用素材を準備する工程と、
示差走査熱量計（Differential ScanningCalorimetry、DSC）により測定された素材の４００℃以上の最初の発熱ピーク温度をＴｎ℃とするとき、
素材を３００℃〜｛Ｔｎ＋３０｝℃の予備加熱温度で予備加熱する工程と、
予備加熱する工程の後で素材を３００℃〜｛Ｔｎ＋３０｝℃の鍛造温度で熱間鍛造成形することによりピストン用素形材を得る工程と、
素形材を４２０℃〜｛Ｔｎ＋３０｝℃の温度に保持して水焼入れする工程と、
水焼入れする工程の後で素形材を１８０℃〜２３０℃の時効処理温度で時効処理する工程と、を備える。
The method for manufacturing a forged piston according to this embodiment is as follows:
Si: 9 to 14% by mass,
Fe: 0.15-0.8 mass%,
Cu: 2 to 6% by mass,
Mg: 0.3 to 1.0% by mass, and Ni: 1 to 5.5% by mass
Preparing a forging material comprising an aluminum alloy continuous casting material having a composition comprising the inevitable impurities and aluminum, the essential elements as
When the initial exothermic peak temperature of the material measured by a differential scanning calorimeter (DSC) of 400 ° C or higher is Tn ° C,
Preheating the material at a preheating temperature of 300 ° C. to {Tn + 30} ° C .;
A step of obtaining a piston shaped material by hot forging at a forging temperature of 300 ° C. to {Tn + 30} ° C. after the preheating step;
Maintaining the raw material at a temperature of 420 ° C. to {Tn + 30} ° C. and water quenching;
And aging treatment of the shaped material at an aging treatment temperature of 180 ° C. to 230 ° C. after the water quenching step.
さらに、鍛造ピストンの製造方法は、予備加熱する工程の前に素材を｛Ｔｎ＋３０｝℃以下の均質化処理温度で均質化処理する工程を含み、
均質化処理する工程の後で予備加熱する工程を行うことが望ましい。
Furthermore, the method for producing a forged piston includes a step of homogenizing the material at a homogenization temperature of {Tn + 30} ° C. or less before the step of preheating,
It is desirable to perform a preheating step after the homogenization step.
さらに、連続鋳造材の組成は、
Ｔｉ：０．０５〜０．２質量％
を含んでいることが望ましい。
Furthermore, the composition of the continuous casting material is
Ti: 0.05 to 0.2% by mass
It is desirable to contain.
さらに、連続鋳造材の組成は、
Ｂ：０．０１〜０．１質量％
を含んでいることが望ましい。
Furthermore, the composition of the continuous casting material is
B: 0.01 to 0.1% by mass
It is desirable to contain.
さらに、予備加熱する工程では、素材を４５０℃〜｛Ｔｎ＋３０｝℃の予備加熱温度で予備加熱し、素形材を得る工程では、４００℃〜｛Ｔｎ＋３０｝℃の温度の鍛造金型を用いて、素材を鍛造金型への抜熱による素材の温度低下を３０℃未満に抑えて鍛造成形することにより４２０℃〜｛Ｔｎ＋３０｝℃の温度の素形材を得ることが望ましい。 Further, in the step of preheating, the material is preheated at a preheating temperature of 450 ° C. to {Tn + 30} ° C., and in the step of obtaining a shaped material, a forging die having a temperature of 400 ° C. to {Tn + 30} ° C. is used. It is desirable to obtain a shaped material having a temperature of 420 ° C. to {Tn + 30} ° C. by forging the material while suppressing the temperature drop of the material due to heat removal to the forging die to less than 30 ° C.
さらに、水焼入れする工程では、素材を熱間鍛造成形した時から１０秒以内に素形材を水焼入れすることが望ましい。 Further, in the water quenching step, it is desirable to water quench the base material within 10 seconds after the material is hot forged.
また、Ｔｎは４３０℃以上４５０℃未満であることが望ましい。 Further, Tn is desirably 430 ° C. or higher and lower than 450 ° C.
次に、素材を構成するアルミニウム合金連続鋳造材の組成の成分元素の含有量についてその限定理由を以下に説明する。 Next, the reason for limitation of the content of the component elements of the composition of the aluminum alloy continuous cast material constituting the material will be described below.
＜Ｓｉ：９〜１４質量％＞
Ｓｉの含有量が９質量％未満では、強度及び耐摩耗性、耐熱性が不足する。Ｓｉの含有量が１４質量％を超えると、粗大な初晶Ｓｉが発生し、この初晶Ｓｉが疲労強度の起点となり機械的強度及び疲労強度が低下する原因となる。特に望ましいＳｉの含有量は１０質量％以上１２質量％以下である。
<Si: 9 to 14% by mass>
If the Si content is less than 9% by mass, strength, wear resistance and heat resistance are insufficient. When the Si content exceeds 14% by mass, coarse primary crystal Si is generated, and this primary crystal Si becomes a starting point of fatigue strength, which causes a decrease in mechanical strength and fatigue strength. A particularly desirable Si content is 10% by mass or more and 12% by mass or less.
＜Ｆｅ：０．１５〜０．８質量％＞
Ｆｅは、融点の高い金属間化合物により高温域での機械的特性を高める作用がある。Ｆｅの含有量が０．１５質量％未満では、後熱処理工程の温度において、高温での転位を止めるネットワーク組織の残存する量が減り、高温域での高温特性が不足する。Ｆｅの含有量が０．８質量％を超えると、金属間化合物が粗大化し、成形性、機械的強度及び疲労強度が低下する原因となる。特に望ましいＦｅの含有量は０．２質量％以上０．５質量％以下である。
<Fe: 0.15 to 0.8 mass%>
Fe has an effect of enhancing mechanical properties in a high temperature range by an intermetallic compound having a high melting point. When the Fe content is less than 0.15% by mass, the remaining amount of the network structure that stops dislocation at a high temperature decreases at the temperature of the post-heat treatment step, and the high temperature characteristics in the high temperature range are insufficient. If the Fe content exceeds 0.8% by mass, the intermetallic compound becomes coarse, which causes a decrease in moldability, mechanical strength, and fatigue strength. A particularly desirable Fe content is 0.2% by mass or more and 0.5% by mass or less.
＜Ｃｕ：２〜６質量％＞
Ｃｕの含有量が２〜６質量％であることにより、後熱処理工程にてＡｌ２Ｃｕが析出し、強度を向上させる効果がある。Ｃｕの含有量が２質量％未満では、熱熱処理工程の溶体化温度範囲でＣｕが母相に固溶したとしてもその固溶量が少なく強度が不足する。Ｃｕの含有量が６質量％を超えると、粗大な晶出物の発生による疲労強度や耐食性の低下等が起こる。特に望ましいＣｕの含有量は３質量％以上５質量％以下である。
<Cu: 2 to 6% by mass>
When the Cu content is 2 to 6% by mass, Al 2 Cu is precipitated in the post-heat treatment step, and the strength is improved. When the Cu content is less than 2% by mass, even if Cu is dissolved in the matrix phase in the solution temperature range of the thermal heat treatment step, the solid solution amount is small and the strength is insufficient. When the Cu content exceeds 6% by mass, fatigue strength and corrosion resistance decrease due to generation of coarse crystals. A particularly desirable Cu content is 3% by mass or more and 5% by mass or less.
＜Ｍｇ：Ｍｇ：０．３〜１．０質量％＞
Ｍｇの含有量が０．３〜１．０質量％であることにより、後熱処理工程にてＭｇはＳｉと化合してＭｇ２Ｓｉ化合物を形成し、その析出により母材強度を向上させる。Ｍｇの含有量が０．３質量％未満では、後熱処理工程の溶体化温度範囲でＭｇが母相に固溶したとしても析出量が少なく前述の効果が少ない。Ｍｇの含有量が１．０質量％を超えると、伸びが低下し、加工性が低下する。特に望ましいＭｇの含有量は０．４質量％以上０．８質量％以下である。
<Mg: Mg: 0.3 to 1.0 mass%>
When the content of Mg is 0.3 to 1.0% by mass, Mg combines with Si to form a Mg 2 Si compound in the post heat treatment step, and the base material strength is improved by the precipitation. When the Mg content is less than 0.3% by mass, the amount of precipitation is small and the above-described effects are small even if Mg is dissolved in the matrix phase in the solution temperature range of the post-heat treatment step. If the Mg content exceeds 1.0% by mass, the elongation decreases and the workability decreases. Particularly desirable Mg content is 0.4 mass% or more and 0.8 mass% or less.
＜Ｎｉ：１〜５．５質量％＞
Ｎｉの含有量が１〜５．５質量％であることにより、融点の高い金属間化合物により高温域での機械的特性を高める作用がある。Ｎｉの含有量が１質量％未満では、後熱処理工程の温度おいて、高温での転位を止めるネットワーク組織の残存する量が減り、高温域での高温特性が不足する。Ｎｉの含有量が５．５質量％を超えると、金属間化合物が粗大化し、成形性、機械的強度及び疲労強度が低下する原因となる。特に望ましいＮｉの含有量は２質量％以上４．５質量％以下である。
<Ni: 1 to 5.5% by mass>
When the Ni content is 1 to 5.5% by mass, an intermetallic compound having a high melting point has an effect of enhancing mechanical properties in a high temperature range. When the Ni content is less than 1% by mass, the remaining amount of the network structure that stops dislocation at a high temperature is reduced at the temperature of the post heat treatment step, and the high temperature characteristics in the high temperature range are insufficient. When the Ni content exceeds 5.5% by mass, the intermetallic compound becomes coarse, which causes a decrease in formability, mechanical strength, and fatigue strength. A particularly desirable Ni content is 2% by mass or more and 4.5% by mass or less.
＜Ｔｉ：０．０５〜０．２質量％＞
Ｔｉの含有量が０．０５〜０．２質量％であることにより、結晶粒の微細化により機械的特性が確実に向上する。特にＴｉが０．２質量％以下であることにより、金属間化合物の粗大化による成形性、機械的強度及び疲労強度の低下を確実に抑制しうる。特に望ましいＴｉの含有量は０．０５質量％以上０．１質量％以下である。
<Ti: 0.05 to 0.2% by mass>
When the content of Ti is 0.05 to 0.2% by mass, the mechanical characteristics are reliably improved by refining crystal grains. In particular, when Ti is 0.2% by mass or less, it is possible to reliably suppress a decrease in formability, mechanical strength, and fatigue strength due to coarsening of the intermetallic compound. A particularly desirable Ti content is 0.05% by mass or more and 0.1% by mass or less.
＜Ｂ：０．０１〜０．１質量％＞
Ｂの含有量が０．０１〜０．１質量％であることにより、結晶粒の微細化により機械的特性が確実に向上する。特にＢが０．１質量％以下であることにより、金属間化合物の粗大化による成形性、機械的強度及び疲労強度の低下を確実に抑制しうる。特に望ましいＢの含有量は０．０１質量％以上０．０５質量％以下である。
<B: 0.01 to 0.1% by mass>
When the content of B is 0.01 to 0.1% by mass, the mechanical characteristics are surely improved by refining crystal grains. In particular, when B is 0.1% by mass or less, it is possible to reliably suppress a decrease in formability, mechanical strength, and fatigue strength due to coarsening of the intermetallic compound. A particularly desirable B content is 0.01% by mass or more and 0.05% by mass or less.
なお本実施形態では、連続鋳造材の組成はＭｎ：０〜０．３質量％、Ｖ：０〜０．３質量％及びＺｒ：０〜０．３質量％からなる群より選択される少なくとも一つの元素を任意元素として含んでいても良い。 In the present embodiment, the composition of the continuous cast material is at least one selected from the group consisting of Mn: 0 to 0.3 mass%, V: 0 to 0.3 mass%, and Zr: 0 to 0.3 mass%. One element may be included as an arbitrary element.
次に、鍛造アルミニウムの製造方法の各工程における温度範囲について規定した理由を以下に説明する。 Next, the reason why the temperature range in each step of the method for producing forged aluminum is specified will be described below.
上述の組成を有するアルミニウム合金連続鋳造材を試料として用い、試料を様々な温度に加熱したのち略室温まで冷却し、連続鋳造材の発熱ピーク温度Ｔｎに対する試料の最大熱履歴相対温度と、試料中に含まれるＡｌ３Ｎｉ２量と、試料の３００℃での高温強度との関係を調べ、その結果を図１及び２に示した。 The aluminum alloy continuous cast material having the above composition is used as a sample. The sample is heated to various temperatures and then cooled to about room temperature. The maximum heat history relative temperature of the sample with respect to the exothermic peak temperature Tn of the continuous cast material, The relationship between the amount of Al 3 Ni 2 contained in the sample and the high temperature strength of the sample at 300 ° C. was examined, and the results are shown in FIGS.
図１において、横軸は連続鋳造材のＴｎに対する試料の最大熱履歴相対温度であり、縦軸は試料中に含まれる１／Ａｌ３Ｎｉ２量（相対量）である。 In FIG. 1, the horizontal axis represents the maximum thermal history relative temperature of the sample with respect to Tn of the continuous cast material, and the vertical axis represents the 1 / Al 3 Ni 2 amount (relative amount) contained in the sample.
図２において、横軸は連続鋳造材のＴｎに対する試料の最大熱履歴相対温度であり、縦軸は試料の３００℃での高温強度である。 In FIG. 2, the horizontal axis represents the maximum thermal history relative temperature of the sample with respect to Tn of the continuous cast material, and the vertical axis represents the high temperature strength at 300 ° C. of the sample.
ここで、Ｔｎとは、上述したように示差走査熱量計により測定された連続鋳造材の４００℃以上の最初の発熱ピーク温度（単位：℃）であり、詳述すると、示差走査熱量計により測定された連続鋳造材のＤＳＣ曲線における４００℃以上の温度域で昇温時に最初に見られた発熱ピーク温度である。 Here, Tn is the first exothermic peak temperature (unit: ° C.) of 400 ° C. or higher of the continuous cast material measured by the differential scanning calorimeter as described above, and more specifically, measured by the differential scanning calorimeter. It is the exothermic peak temperature first observed when the temperature is raised in the temperature range of 400 ° C. or higher in the DSC curve of the continuous cast material.
このピークは、連続鋳造材に含まれるＮｉが固溶状態からＡｌ３Ｎｉ２として析出した状態に変化した時に熱エネルギーが相変態に消費されることに伴って生じたものであると推測される。 This peak is presumed to have occurred due to the consumption of heat energy to the phase transformation when Ni contained in the continuous casting material changed from a solid solution state to a precipitated state as Al 3 Ni 2. .
Ａｌ３Ｎ２量は、試料のＸ線回折分析によるＡｌ３Ｎｉ２に対応する回折ピークの積分面積とした。 The amount of Al 3 N 2 was defined as the integrated area of the diffraction peak corresponding to Al 3 Ni 2 by X-ray diffraction analysis of the sample.
３００℃での高温強度とは、３００℃の温度における試料の引張強度である。 The high temperature strength at 300 ° C. is the tensile strength of the sample at a temperature of 300 ° C.
図２から分かるように、３００℃での高温強度は、Ｔｎに対する最大熱履歴相対温度が｛Ｔｎ＋３０｝℃を境にこれを超えると急減に低下している。 As can be seen from FIG. 2, the high-temperature strength at 300 ° C. decreases rapidly when the maximum thermal history relative temperature to Tn exceeds {Tn + 30} ° C. as a boundary.
図１から分かるように、Ａｌ３Ｎｉ２量は、Ｔｎに対する最大熱履歴相対温度が｛Ｔｎ＋３０｝℃を境にこれを超えると急減に増加している（即ち、１／Ａｌ３Ｎｉ２量の値が急減に小さくなっている）している。 As can be seen from FIG. 1, the amount of Al 3 Ni 2 increases sharply when the maximum thermal history relative temperature with respect to Tn exceeds {Tn + 30} ° C. (that is, the amount of 1 / Al 3 Ni 2 increases). The value is decreasing rapidly).
また、Ａｌ３Ｎｉ２の析出現象は、準安定相から安定相への析出変化であるために不可逆現象であり、試料が一度でもその熱履歴を受けるとその後それ以下の温度で温度変化させてもそれ以前のＮｉ固溶状態に戻らないことを確認した。 Moreover, the precipitation phenomenon of Al 3 Ni 2 is an irreversible phenomenon because it is a precipitation change from the metastable phase to the stable phase, and once the sample receives its thermal history, the temperature is changed at a temperature below that temperature. Also confirmed that it did not return to the previous Ni solid solution state.
以上の結果から、上述した所定の組成を有するアルミニウム合金連続鋳造材からなる素材から鍛造ピストンを製造する場合において、その製造工程全般にわたり素材が｛Ｔｎ＋３０｝℃を超えた温度の熱履歴を受けないようにピストンを製造することにより、Ａｌ３Ｎｉ２の析出を抑制することができ、これにより、高い高温強度を有する鍛造ピストンを得られることが分かる。 From the above results, when manufacturing a forged piston from a material made of an aluminum alloy continuous cast material having the above-described predetermined composition, the material does not receive a thermal history at a temperature exceeding {Tn + 30} ° C. throughout the manufacturing process. By manufacturing the piston as described above, it is understood that precipitation of Al 3 Ni 2 can be suppressed, and thus a forged piston having high high-temperature strength can be obtained.
次に、本実施形態の鍛造ピストンの製造方法の概要について以下に説明する。 Next, the outline | summary of the manufacturing method of the forge piston of this embodiment is demonstrated below.
本実施形態の鍛造ピストンの製造方法の工程例は次のとおりである。なお、この工程例で得られる鍛造ピストンは、例えば内燃機関に用いられるエンジンピストンである。 The process example of the manufacturing method of the forged piston of this embodiment is as follows. Note that the forged piston obtained in this process example is an engine piston used in, for example, an internal combustion engine.
１）連続鋳造→２）｛Ｔｎ＋３０｝℃以下で均質化処理→３）ロール矯正→４）ピーリング→５）切断→６）３００℃〜｛Ｔｎ＋３０｝℃で予備加熱→７）３００℃〜｛Ｔｎ＋３０｝℃で熱間鍛造成形→８）溶体化処理→９）水焼入れ →１０）１８０℃〜２３０℃で時効処理→１１）機械加工。 1) Continuous casting → 2) Homogenization treatment below {Tn + 30} ° C. → 3) Roll correction → 4) Peeling → 5) Cutting → 6) Preheating at 300 ° C. to {Tn + 30} ° C. → 7) 300 ° C. to {Tn + 30 } Hot forging at 8 ° C. → 8) Solution treatment → 9) Water quenching → 10) Aging at 180 ° C. to 230 ° C. → 11) Machining.
ここで、８）溶体化処理の工程及び９）水焼入れの工程では、ピストンの特にピンボス部やスカート部に要求される３００℃以下での高い高温強度を得るために、溶体化処理温度をなるべく高温にして素形材を水焼入れすることが望ましく、そのため、熱間鍛造成形後の素形材をその温度をなるべく低下させないで直接的に水焼入れすることが良い。さらに、こうすることにより水焼入れの前に素材の温度を再度上昇させる必要がなくなるので、製造時間の短縮及び製造コストの削減を図りうる点でも望ましい。 Here, in the solution treatment step 8) and the water quenching step 9), in order to obtain a high high-temperature strength at 300 ° C. or less, particularly required for the pin boss portion and the skirt portion of the piston, the solution treatment temperature is preferably as much as possible. It is desirable to water quench the raw material at a high temperature. Therefore, it is preferable to directly water quench the raw material after hot forging without lowering its temperature as much as possible. Furthermore, this eliminates the need to raise the temperature of the material again before water quenching, which is desirable in terms of reducing manufacturing time and manufacturing costs.
このような利点を確実に得るようにするため、６）予備加熱の工程では素材を４５０℃〜｛Ｔｎ＋３０｝℃の予備加熱温度で予備加熱し、そして、７）熱間鍛造成形の工程では４００℃〜｛Ｔｎ＋３０｝℃の温度の鍛造金型を用いて素材を鍛造金型への抜熱による素材の温度低下を３０℃未満に抑えて熱間鍛造成形することにより、素形材の温度を４２０℃〜｛Ｔｎ＋３０｝℃とし、この温度で素形材を素材を熱間鍛造成形した時から１０秒以内に水焼入れすることが望ましい。 In order to ensure that such advantages are obtained, the material is preheated at a preheating temperature of 450 ° C. to {Tn + 30} ° C. in the 6) preheating step, and 7) 400 in the hot forging step. By using a forging die having a temperature of from ℃ to {Tn + 30} ℃, the temperature of the raw material is reduced by lowering the temperature of the material to less than 30 ° C. due to heat removal to the forging die, thereby forming the temperature of the base material. It is desirable that the temperature is set to 420 ° C. to {Tn + 30} ° C., and the raw material is water-quenched within 10 seconds after the raw material is hot forged at this temperature.
次に、本実施形態の鍛造ピストンの製造方法の具体例を図３を参照して以下に説明する。 Next, a specific example of the method for producing the forged piston according to the present embodiment will be described below with reference to FIG.
図３は、本実施形態の鍛造ピストンの製造方法を実現する鍛造品の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。同図において、鍛造品の生産システムは、所定の組成を有するアルミニウム合金溶湯から丸棒状の連続鋳造材を連続鋳造により垂直方向に製造して所定の長さに切断する連続鋳造装置（詳述すると垂直連続鋳造装置）８１と、この連続鋳造装置８１で得られた連続鋳造材を均質化処理する均質化処理装置８２と、この均質化処理装置８２で均質化処理されて連続鋳造材が曲がった場合に連続鋳造材の曲がりを矯正する矯正装置８３と、この矯正装置８３で矯正された連続鋳造材の外周部分を除去するピーリング装置（例：旋盤加工機）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材を、鍛造品を鍛造成形により製造するのに必要な長さに切断し円板状乃至円柱状の鍛造用素材を得る切断装置８５と、この切断装置８５で得られた素材を据え込み加工のために予備加熱し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加工された素材を潤滑剤液中に浸漬したり据え込み加工された素材に潤滑剤（例：黒鉛系潤滑剤）をスプレー塗布したりすることにより据え込み加工された素材に潤滑剤を被覆する潤滑剤被覆装置８６ａ、８６ｂと、この潤滑剤被覆装置８６ａ、８６ｂで潤滑剤が被覆された素材を予備加熱する予備加熱装置８７と、この予備加熱装置８７で予備加熱された素材を熱間鍛造成形して鍛造品を得る熱間鍛造装置８８と、この熱間鍛造装置８８で得られた鍛造品を後熱処理する後熱処理装置８９、９０、９１と、を具備している。 FIG. 3 is a diagram showing a forging production system that is an example of a forging product production line that realizes the forging piston manufacturing method of the present embodiment. In the figure, a production system for forged products is a continuous casting apparatus (manufacturing details) that manufactures a round bar-like continuous cast material from a molten aluminum alloy having a predetermined composition in a vertical direction by continuous casting and cuts it to a predetermined length. Vertical continuous casting apparatus) 81, a homogenization processing apparatus 82 for homogenizing the continuous cast material obtained by this continuous casting apparatus 81, and the continuous casting material bent by the homogenization processing by this homogenization processing apparatus 82. In this case, the straightening device 83 for correcting the bending of the continuous casting material, the peeling device (for example, a lathe machine) 84 for removing the outer peripheral portion of the continuous casting material corrected by the straightening device 83, and the outer periphery by the peeling device 84 A cutting device 85 that cuts the continuous cast material from which a portion has been removed to a length necessary for manufacturing a forged product by forging, and obtains a disk-shaped or columnar forging material, and this cutting device 85 The upsetting device (not shown) that preheats and upsets the processed material for upsetting, and the material upset by this upsetting device is immersed or upset in the lubricant liquid. Lubricant coating devices 86a and 86b that coat the lubricant on the material that has been subjected to upsetting by spraying a lubricant (eg, graphite-based lubricant) onto the raw material, and these lubricant coating devices 86a and 86b A pre-heating device 87 for pre-heating the material coated with the lubricant, a hot forging device 88 for obtaining a forged product by hot forging the material pre-heated by the pre-heating device 87, and this hot Post-heat treatment devices 89, 90, and 91 for post-heat-treating the forged product obtained by the forging device 88 are provided.
後熱処理装置８９、９０、９１は、例えば、鍛造品に溶体化処理を施す溶体化加熱装置８９と、この溶体化加熱装置８９で加熱した鍛造品を水焼入れする水焼入れ装置９０と、この水焼入れ装置９０で水焼入れした鍛造品を時効処理する時効処理装置９１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８９を設けず、熱間鍛造装置８８の後に、水焼入れ装置９０及び時効処理装置９１を設けることが好ましい。 The post heat treatment devices 89, 90, 91 are, for example, a solution heating device 89 that performs a solution treatment on the forged product, a water quenching device 90 that quenches the forged product heated by the solution heating device 89, and this water. An aging treatment device 91 for aging treatment of a forged product water-quenched by the quenching device 90 can be used. When the solution treatment is omitted, it is preferable to provide the water quenching device 90 and the aging treatment device 91 after the hot forging device 88 without providing the solution heating device 89.
なお、矯正装置８３、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。また、各装置間の搬送は自動搬送装置で行うことができる。また潤滑剤被覆装置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）８６ｃに置きかえることができる。 The correction device 83, the peeling device 84, and the upsetting device can be omitted. Moreover, the conveyance between each apparatus can be performed by an automatic conveyance apparatus. The lubricant coating process in the lubricant coating apparatuses 86a and 86b can be replaced with a bonde process (phosphate film process) 86c.
ここで、均質化処理装置８２は、素材の温度を｛Ｔｎ＋３０｝℃以下（好ましくは４００℃〜｛Ｔｎ＋３０｝℃）に２〜１２時間保持する機能を有している。 Here, the homogenizing apparatus 82 has a function of keeping the temperature of the material at {Tn + 30} ° C. or lower (preferably 400 ° C. to {Tn + 30} ° C.) for 2 to 12 hours.
予備加熱装置８７は、素材の温度を３００℃〜｛Ｔｎ＋３０｝℃（好ましくは４５０℃〜｛Ｔｎ＋３０｝℃）とする機能を有している。 The preheating device 87 has a function of setting the temperature of the material to 300 ° C. to {Tn + 30} ° C. (preferably 450 ° C. to {Tn + 30} ° C.).
熱間鍛造装置８８は鍛造時の素材の温度（即ち鍛造温度）を３００℃〜｛Ｔｎ＋３０｝℃（好ましくは４００℃〜｛Ｔｎ＋３０｝℃）とする機能を有している。さらに熱間鍛造装置８８は鍛造金型の温度を４００℃〜｛Ｔｎ＋３０｝℃（好ましくは４５０℃〜｛Ｔｎ＋３０｝℃）に保持し、鍛造金型への抜熱による素材の温度低下を３０℃未満（好ましくは２０℃未満）に抑える機能を有している。 The hot forging device 88 has a function of setting the temperature of the material during forging (that is, the forging temperature) to 300 ° C. to {Tn + 30} ° C. (preferably 400 ° C. to {Tn + 30} ° C.). Further, the hot forging device 88 maintains the temperature of the forging die at 400 ° C. to {Tn + 30} ° C. (preferably 450 ° C. to {Tn + 30} ° C.), and the temperature drop of the material due to heat removal to the forging die is 30 ° C. It has the function to suppress to less than (preferably less than 20 degreeC).
後熱処理装置８９、９０、９１における溶体化加熱装置８９及び水焼入れ装置９０は、鍛造品の溶体化のための鍛造品の温度を４２０℃〜｛Ｔｎ＋３０｝℃（好ましくは４５０℃〜｛Ｔｎ＋３０｝℃）に１〜６時間保持した後に鍛造品を水焼入れする機能を有している。 The solution heating apparatus 89 and the water quenching apparatus 90 in the post-heat treatment apparatuses 89, 90, 91 have a forged product temperature of 420 ° C. to {Tn + 30} ° C. (preferably 450 ° C. to {Tn + 30}). C.) for 1 to 6 hours and then forging the forged product with water.
後熱処理装置８９、９０、９１における時効処理装置９１は、鍛造品の温度を１８０℃〜２３０℃に１〜１２時間保持する機能を有している。 The aging treatment apparatus 91 in the post heat treatment apparatuses 89, 90, 91 has a function of maintaining the temperature of the forged product at 180 ° C. to 230 ° C. for 1 to 12 hours.
上述の鍛造生産システムを用いた鍛造ピストンの製造方法は、
上述した所定の組成を有するアルミニウム合金連続鋳造材からなる鍛造用素材を均質化処理装置８２により｛Ｔｎ＋３０｝℃以下（好ましくは４００℃〜｛Ｔｎ＋３０｝℃）の均質化処理温度で均質化処理する工程と、
均質化処理する工程の後で素材を予備加熱装置８７により３００℃〜｛Ｔｎ＋３０｝℃（好ましくは４５０℃〜｛Ｔｎ＋３０｝℃）の予備加熱温度で予備加熱する工程と、
予備加熱する工程の後で素材を熱間鍛造装置８８により３００℃〜｛Ｔｎ＋３０｝℃（好ましくは４００℃〜｛Ｔｎ＋３０｝℃）の鍛造温度でピストンの形状に熱間鍛造成形することによりピストン用素形材を得る工程と、
素形材を溶体化加熱装置８９及び水焼入れ装置９０により４２０℃〜｛Ｔｎ＋３０｝℃（好ましくは４５０℃〜｛Ｔｎ＋３０｝℃）の温度に保持して水焼入れする工程と、
水焼入れする工程の後で素形材を時効処理装置９１により１８０℃〜２３０℃（好ましくは１９０〜２２０℃）の時効処理温度で時効処理する工程と、を少なくとも備える。
The forging piston manufacturing method using the forging production system described above,
The forging material made of the aluminum alloy continuous cast material having the predetermined composition described above is homogenized at a homogenization temperature of {Tn + 30} ° C. or lower (preferably 400 ° C. to {Tn + 30} ° C.) by the homogenizer 82. Process,
A step of preheating the material at a preheating temperature of 300 ° C. to {Tn + 30} ° C. (preferably 450 ° C. to {Tn + 30} ° C.) by a preheating device 87 after the step of homogenizing;
For the piston by hot forging into the shape of the piston at a forging temperature of 300 ° C. to {Tn + 30} ° C. (preferably 400 ° C. to {Tn + 30} ° C.) by the hot forging device 88 after the preheating step. Obtaining a shaped material; and
A step of water quenching by holding the shaped material at a temperature of 420 ° C. to {Tn + 30} ° C. (preferably 450 ° C. to {Tn + 30} ° C.) with a solution heating device 89 and a water quenching device 90;
And a step of aging treatment of the shaped material at an aging treatment temperature of 180 ° C. to 230 ° C. (preferably 190 to 220 ° C.) by the aging treatment apparatus 91 after the water quenching step.
均質化処理する工程では、素材を｛Ｔｎ＋３０｝℃以下（好ましくは４００℃〜｛Ｔｎ＋３０｝℃）の均質化処理温度に２〜１２時間保持することが望ましい。 In the step of homogenizing, it is desirable to hold the material at a homogenizing temperature of {Tn + 30} ° C. or lower (preferably 400 ° C. to {Tn + 30} ° C.) for 2 to 12 hours.
水焼入れする工程では、素形材を４２０℃〜｛Ｔｎ＋３０｝℃（好ましくは４５０℃〜｛Ｔｎ＋３０｝℃）の温度に１〜６時間保持した後に水焼入れすることが望ましい。 In the water quenching step, it is desirable that the raw material is water quenched after being held at a temperature of 420 ° C. to {Tn + 30} ° C. (preferably 450 ° C. to {Tn + 30} ° C.) for 1 to 6 hours.
時効処理する工程では、水焼入れされた素形材を１８０℃〜２３０℃（好ましくは１９０〜２２０℃）に１〜１２時間保持することが望ましい。 In the aging process, it is desirable to hold the water-quenched raw material at 180 ° C. to 230 ° C. (preferably 190 to 220 ° C.) for 1 to 12 hours.
水焼入れする工程及び時効処理する工程は、熱間鍛造成形する工程の後１週間以内に行うことができる。 The step of water quenching and the step of aging treatment can be performed within one week after the step of hot forging.
ここで、上述したように、予備加熱する工程では素材を４５０℃〜｛Ｔｎ＋３０｝℃の予備加熱温度で予備加熱し、熱間鍛造成形する工程では４００℃〜｛Ｔｎ＋３０｝℃の温度の鍛造金型を用いて素材を鍛造金型への抜熱による素材の温度低下を３０℃未満に抑えて熱間鍛造成形することにより、素形材の温度を４２０℃〜｛Ｔｎ＋３０｝℃とし、水焼入れする工程ではこの温度の素形材を素材を熱間鍛造成形した時から１０秒以内に水焼入れすることが望ましい。こうすることにより溶体化処理を省略することができる。 Here, as described above, in the preheating step, the raw material is preheated at a preheating temperature of 450 ° C. to {Tn + 30} ° C., and in the hot forging step, the forging gold at a temperature of 400 ° C. to {Tn + 30} ° C. Using a mold, the temperature of the raw material is set to 420 ° C. to {Tn + 30} ° C. by hot forging by suppressing the temperature drop of the material due to heat removal to the forging die to less than 30 ° C., and water quenching In this step, it is desirable to quench the water at this temperature within 10 seconds from the time when the material is hot forged. By doing so, the solution treatment can be omitted.
熱間鍛造成形する工程において、鍛造金型の温度が上述した所定の範囲であることが望ましい理由は、熱間鍛造成形時に充分な塑性流動を得ることができるからである。具体的には、ヒータを備えた鍛造金型を用いることにより、鍛造金型の温度を上述した所定の範囲に設定することができる。 In the hot forging process, it is desirable that the temperature of the forging die is in the predetermined range described above because a sufficient plastic flow can be obtained during hot forging. Specifically, by using a forging die provided with a heater, the temperature of the forging die can be set within the predetermined range described above.
ここで、均質化処理する工程は省略しても良いが、均質化処理する工程を行うことにより鍛造ピストンの高温強度を確実に高めることができる。 Here, the step of homogenizing may be omitted, but the high temperature strength of the forged piston can be reliably increased by performing the step of homogenizing.
時効処理する工程を経て得られた素形材は、旋盤、マシニングセンター等を用いた機械加工により最終製品形状（即ち最終のピストン形状）に仕上げ加工される。 The shaped material obtained through the aging process is finished into a final product shape (ie, final piston shape) by machining using a lathe, a machining center, or the like.
ここで本実施形態では、均質化処理する工程と予備加熱する工程との間に、素材を据え込み加工のために予備加熱し据え込み加工する工程を設けても良い。 Here, in the present embodiment, a step of preheating and upsetting the material for upsetting may be provided between the step of homogenizing and the step of preheating.
さらに、据え込み加工する工程と予備加熱する工程との間に、素材に潤滑剤を被覆する工程を設けても良い。 Further, a step of coating the material with a lubricant may be provided between the step of upsetting and the step of preheating.
また、熱間鍛造成形する工程では、鍛造金型内で熱間鍛造成形されて得られた素形材は鍛造金型からノックアウト機構により排出される。 In the process of hot forging, the raw material obtained by hot forging in the forging die is discharged from the forging die by a knockout mechanism.
また、予備加熱する工程では予備加熱温度を上述した所定の範囲に設定することにより、素材に含まれるＮｉがＡｌ３Ｎｉ２として析出していない固溶状態を維持しながら素材の変形態が向上し、熱間鍛造成形時に複雑な形状に成形するのが容易になる。 In the preheating step, the preheating temperature is set to the above-described predetermined range, so that the deformation of the material is improved while maintaining the solid solution state in which Ni contained in the material is not precipitated as Al 3 Ni 2. In addition, it becomes easy to form a complicated shape during hot forging.
本実施形態の製造方法により得られた素形材の合金組成はＮｉの析出が進み難く、素形材には連続鋳造時に形成された好ましいＮｉ固溶状態（即ちＮｉがＡｌ３Ｎｉ２として析出していない固溶状態）が熱間鍛造成形後及び後熱処理後でも部分的に残存している。したがって、素形材を最終仕上げ加工することにより高温機械的強度に優れた鍛造ピストンを得ることができる。 The alloy composition of the shaped material obtained by the manufacturing method of the present embodiment is difficult to precipitate Ni, and the shaped material has a preferable Ni solid solution state formed during continuous casting (that is, Ni is precipitated as Al 3 Ni 2). The solid solution state that has not been partially remained even after hot forging and post heat treatment. Therefore, a forged piston excellent in high-temperature mechanical strength can be obtained by final finishing the shaped material.
連続鋳造材を製造する方法としては、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。 As a method for producing the continuous casting material, any of the known hot top continuous casting method, vertical continuous casting method, horizontal continuous casting method, and DC casting method can be used.
連続鋳造材は、連続鋳造材に含まれるＮｉがＡｌ３Ｎｉ２として析出していない固溶状態を有する細径棒状の連続鋳造材であることが望ましい。所定の組成を有するアルミニウム合金の溶湯を、鋳造速度を１５０〜３００ｍｍ／ｍｉｎに設定し且つ及び得られる連続鋳造材の直径を５０〜９０ｍｍに設定して連続鋳造することにより、Ｎｉが急冷凝固により固溶した状態に確実になるので、好ましいＮｉ固溶状態（即ちＮｉがＡｌ３Ｎｉ２として析出していない固溶状態）を有する連続鋳造材を確実に得ることができる。 The continuous cast material is desirably a thin rod-shaped continuous cast material having a solid solution state in which Ni contained in the continuous cast material is not precipitated as Al 3 Ni 2 . By continuously casting a molten aluminum alloy having a predetermined composition at a casting speed of 150 to 300 mm / min and a continuous cast material diameter of 50 to 90 mm, Ni is rapidly solidified. Since the solid solution state is ensured, a continuous cast material having a preferable Ni solid solution state (that is, a solid solution state in which Ni is not precipitated as Al 3 Ni 2 ) can be reliably obtained.
特に、連続鋳造材の直径をＤ（ｍ）、鋳造速度をＶ（ｍ／ｍｉｎ）としたとき、Ｄ２Ｖ＝Ｃで定義される１分間当たりの溶湯供給量Ｃ（ｍ３／ｍｉｎ）が１〜３ｍ３／ｍｉｎの範囲で溶湯を鋳造することが望ましい。こうすることにより、好ましいＮｉ固溶状態を有する連続鋳造材を更に確実に得ることができる。 In particular, when the diameter of the continuous casting material is D (m) and the casting speed is V (m / min), the molten metal supply amount C (m 3 / min) per minute defined by D 2 V = C is It is desirable to cast the molten metal in the range of 1 to 3 m 3 / min. By carrying out like this, the continuous casting material which has a preferable Ni solid solution state can be obtained still more reliably.
次に、本実施形態の連続鋳造材の製造方法をホットトップ垂直連続鋳造法により連続鋳造材を製造する場合で図４を参照して以下に説明する。 Next, the manufacturing method of the continuous casting material of this embodiment is demonstrated below with reference to FIG. 4 in the case of manufacturing a continuous casting material by the hot top vertical continuous casting method.
同図において、１１は溶湯受槽を示し、アルミニウム合金の溶湯Ｍが供給されるものであり、溶湯Ｍを流出させる流出口１２が下側に設けられている。２１は鋳型を示し、溶湯受槽１１の下側に気密状態で取り付けられ、流出口１２に同軸で連通する、溶湯Ｍを鋳造する円筒状内周面２２が設けられている。 In the figure, 11 indicates a molten metal receiving tank, to which a molten metal M of aluminum alloy is supplied, and an outlet 12 through which the molten metal M flows out is provided on the lower side. Reference numeral 21 denotes a mold, which is provided with a cylindrical inner peripheral surface 22 for casting the molten metal M, which is attached in an airtight state to the lower side of the molten metal receiving tank 11 and communicates coaxially with the outlet 12.
３１は冷却媒体流路を示し、鋳型２１内に周回させて設けられた環状流路部分３１ａと、この環状流路部分３１ａを鋳型２１の外側へ連通させる導入部分３１ｂとで構成され、鋳型２１を冷却するための冷却媒体として水Ｗが供給される。３２は噴出孔を示し、鋳塊Ｉを冷却させるために鋳塊Ｉの外周へ冷却媒体としての水Ｗを吹き付けることができるように、環状流路部分３１ａに連通させて、鋳型２１に複数、または周回させて設けられている。 Reference numeral 31 denotes a cooling medium flow path, which is composed of an annular flow path portion 31 a provided around the mold 21 and an introduction portion 31 b that allows the annular flow path portion 31 a to communicate with the outside of the mold 21. Water W is supplied as a cooling medium for cooling the water. 32 indicates an ejection hole, and in order to cool the ingot I, water W as a cooling medium can be sprayed to the outer periphery of the ingot I. Or it is provided to circulate.
３３は気体流路を示し、円筒状内周面２２の溶湯受槽１１との接合部分へ気体、例えば空気Ａを供給できるように、鋳型２１に周回させて設けられた環状流路部分３３ａと、この環状流路部分３３ａを外側へ連通させる導入部分３３ｂとで構成されている。３４は潤滑剤流路を示し、円筒状内周面２２へ液体潤滑剤（例：潤滑油）Ｏを供給できるように、鋳型２１に周回させて設けられた環状流路部分３４ａと、この環状流路部分３４ａを外側へ連通させる導入部分３４ｂとで構成されている。 33 indicates a gas flow path, and an annular flow path portion 33a provided around the mold 21 so that gas, for example, air A, can be supplied to the joint portion of the cylindrical inner peripheral surface 22 with the molten metal receiving tank 11, The annular flow passage portion 33a is constituted by an introduction portion 33b that communicates with the outside. Reference numeral 34 denotes a lubricant flow path. An annular flow path portion 34 a provided around the mold 21 so as to supply a liquid lubricant (eg, lubricating oil) O to the cylindrical inner peripheral surface 22, and the annular flow path 34 a. It is comprised with the introduction part 34b which connects the flow-path part 34a to the outer side.
次に、鋳造方法を説明する。所望の組成に調整された溶湯Ｍは溶湯受槽１１に供給される。そして、鋳造温度が７５０℃±５０℃とされた溶湯Ｍは、流出口１２から鋳型２１内へ押し出されながら、冷却媒体流路３１へ供給された水Ｗによって一次冷却された後、噴出孔３２から噴出された水Ｗによって二次冷却されることにより、１０℃／秒以上の冷却速度で、より好ましくは２０℃／秒以上の冷却速度で冷却されて凝固し、これにより鋳塊Ｉとなる。 Next, a casting method will be described. The molten metal M adjusted to a desired composition is supplied to the molten metal receiving tank 11. The molten metal M having a casting temperature of 750 ° C. ± 50 ° C. is primarily cooled by the water W supplied to the cooling medium flow path 31 while being extruded into the mold 21 from the outlet 12, and then the ejection holes 32. Is cooled at a cooling rate of 10 ° C./second or more, more preferably at a cooling rate of 20 ° C./second or more, and solidifies, thereby forming an ingot I. .
そしてこの鋳塊Ｉは、鋳塊Ｉを支える、図示を省略した底板を一定の速度、すなわち鋳造速度２４０±５０ｍｍ／ｍｉｎで下降させることにより、下方へ連続的に引き抜かれる。そして、鋳塊Ｉの長さが一定の長さに達すると、鋳造は中断されて丸棒状の連続鋳造材が得られ、そして連続鋳造材が上方へ引き抜かれる。このように、溶湯Ｍを鋳造して丸棒状の連続鋳造材を順次製造する。 The ingot I is continuously drawn downward by lowering a bottom plate (not shown) that supports the ingot I at a constant speed, that is, a casting speed of 240 ± 50 mm / min. When the length of the ingot I reaches a certain length, casting is interrupted to obtain a round bar-like continuous cast material, and the continuous cast material is drawn upward. In this way, the molten metal M is cast to sequentially produce round bar-like continuous cast materials.
なお、鋳造の際に気体流路３３へ供給される空気Ａは、鋳型２１の円筒状内周面２２に供給され、鋳型２１と溶湯Ｍとの接触を断つ機能を有する。そして、余分な空気Ａは、鋳型２１と鋳塊Ｉとの間を下側へ流れる。また、潤滑剤流路３４へ供給される潤滑剤Ｏは、鋳型２１の円筒状内周面２２に供給され、溶湯Ｍの円筒状内周面２２への焼き付きを防止し、気化して鋳型２１と溶湯Ｍとの接触を断つ機能を有する。この空気Ａと潤滑剤Ｏとにより、健全な鋳肌をもつ鋳塊Ｉ（即ち連続鋳造材）が得られる。 In addition, the air A supplied to the gas flow path 33 at the time of casting is supplied to the cylindrical inner peripheral surface 22 of the mold 21 and has a function of cutting off the contact between the mold 21 and the molten metal M. Then, excess air A flows downward between the mold 21 and the ingot I. Further, the lubricant O supplied to the lubricant flow path 34 is supplied to the cylindrical inner peripheral surface 22 of the mold 21 to prevent the molten metal M from being seized to the cylindrical inner peripheral surface 22 and to be vaporized. And the function of cutting off the contact with the molten metal M. With the air A and the lubricant O, an ingot I (that is, a continuous cast material) having a sound casting surface is obtained.
上記した鋳造温度が７００℃未満では、鋳造前の溶湯Ｍの温度が低く、凝固時の温度勾配がなだらかになり、高温に保持された溶湯Ｍ中で粗大化した結晶粒がそのまま鋳造されるため、鋳塊Ｉの一部に粗大な結晶粒が存在する浮遊晶が発生する。これに対し、鋳造温度が８００℃を超えると、凝固時の温度勾配が急になり、微細化材の効果が低下するため、通常の粒状晶に比べて羽毛状晶の結晶粒径が大きくなり、強度および延性が低下する。したがって、鋳造温度は、７５０℃±５０℃とするのが好ましく、より好ましくは７５０℃±２０℃とし、さらに好ましくは７５０℃とするのがよい。 When the casting temperature is less than 700 ° C., the temperature of the molten metal M before casting is low, the temperature gradient during solidification becomes gentle, and the coarsened crystal grains are cast as they are in the molten metal M kept at a high temperature. A floating crystal in which coarse crystal grains are present in a part of the ingot I is generated. On the other hand, when the casting temperature exceeds 800 ° C., the temperature gradient during solidification becomes steep and the effect of the refined material decreases, so that the crystal grain size of feathery crystals becomes larger than that of normal granular crystals. , Strength and ductility are reduced. Therefore, the casting temperature is preferably 750 ° C. ± 50 ° C., more preferably 750 ° C. ± 20 ° C., and further preferably 750 ° C.
図４では、冷却媒体流路３１を介して鋳型２１の強制冷却のための冷却水、鋳塊Ｉの強制冷却のため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。 In FIG. 4, cooling water for forced cooling of the mold 21 and cooling water for forced cooling of the ingot I are supplied via the cooling medium flow path 31, but cooling water may be supplied separately. it can.
鋳型２１の材質はアルミニウム、銅、もしくはそれらの合金から選ばれる１種または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。 The material of the mold 21 is preferably one or a combination of two or more selected from aluminum, copper, or alloys thereof. A combination of materials can be selected in terms of thermal conductivity, heat resistance, and mechanical strength.
溶湯Ｍの合金成分の組成比は、例えば、ＪＩＳ Ｈ １３０５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。 The composition ratio of the alloy components of the molten metal M can be confirmed by, for example, a method using a photoelectric photometric emission spectroscopic analyzer (device example: PDA-5500 manufactured by Shimadzu Corp.) as described in JIS H 1305.
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。環境への悪影響が小さいので好ましい。 As the lubricant, vegetable oil which is a lubricating oil can be used. For example, rapeseed oil, castor oil, salad oil can be mentioned. This is preferable because it has little adverse effect on the environment.
潤滑剤の供給量は０．０５〜５ｍＬ／ｍｉｎ（より好ましくは０．１〜１ｍＬ／ｍｉｎ）であるのが好ましい。 The supply amount of the lubricant is preferably 0.05 to 5 mL / min (more preferably 0.1 to 1 mL / min).
冷却媒体としての水の噴出量は鋳型当り５〜３０Ｌ／ｍｉｎ（より好ましくは２５〜３０Ｌ／ｍｉｎ）であるのが好ましい。 The ejection amount of water as a cooling medium is preferably 5 to 30 L / min (more preferably 25 to 30 L / min) per mold.
溶湯受槽１１から鋳型２１内へ流入する溶湯Ｍの平均温度はアルミニウム合金の液相線＋４０℃〜＋２３０℃（より好ましくは液相線＋６０℃〜＋２００℃、さらに好ましくは液相線＋６０℃〜＋１５０℃）であるのが良い。 The average temperature of the molten metal M flowing into the mold 21 from the molten metal receiving tank 11 is the liquidus + 40 ° C. to + 230 ° C. of the aluminum alloy (more preferably the liquidus + 60 ° C. to + 200 ° C., more preferably the liquidus + 60 ° C. to + 150 ° C. ° C).
これらの鋳造条件で溶湯Ｍを連続鋳造することにより、好ましいＮｉ固溶状態を有する連続鋳造材を更に確実に得ることができる。こうすることにより、このＮｉ固溶状態を維持するように制御するこの後の各熱処理の効果が有効に発揮されるので好ましい。 By continuously casting the molten metal M under these casting conditions, a continuous cast material having a preferable Ni solid solution state can be obtained more reliably. By carrying out like this, since the effect of each subsequent heat processing which controls to maintain this Ni solid solution state is exhibited effectively, it is preferable.
得られた連続鋳造材は、上述した所定の均質化処理温度で均質化処理され、そして所定の長さに切断されることで円板状乃至円柱状の鍛造用素材が得られる。その後、素材は上述した所定の予備加熱温度で予備加熱される。なお、上述したように均質化処理は省略可能である。 The obtained continuous cast material is homogenized at the predetermined homogenization temperature described above, and cut into a predetermined length to obtain a disk-shaped or columnar forging material. Thereafter, the material is preheated at the predetermined preheating temperature described above. As described above, the homogenization process can be omitted.
このように前熱処理（均質化処理、予備加熱）された素材を熱間鍛造成形すると、連続鋳造時に形成された好ましいＮｉ固溶状態が熱間鍛造成形後及び後熱処理後にも部分的に残留する素形材が得られる。この好ましいＮｉ固溶状態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、３００℃以上（更には３００℃を超え）４００℃以下の高温時であっても優れた機械的強度が得られる。すなわち、アルミニウム生地が軟化する高温下で好ましいＮｉ固溶状態が変形に対する抵抗となるため、高温機械的強度に優れた素形材が得られる。一方、前熱処理温度（均質化処理温度、予備加熱温度）が上述した所定の範囲の上限よりも高いと、好ましいＮｉ固溶状態が失われ、ＮｉがＡｌ３Ｎｉ２として析出した状態となる。その結果、高温下でのアルミニウム生地の変形に対するＮｉ固溶状態の抵抗力が低下し、高温機械的強度も上げられなくなる。 When the material preheated (homogenized and preheated) in this way is hot forged, the preferred Ni solid solution formed during continuous casting partially remains after hot forging and after heat treatment. A raw material is obtained. This preferable Ni solid solution state acts as a resistance to deformation of the aluminum fabric at high temperature, and as a result, excellent mechanical strength is obtained even at a high temperature of 300 ° C. or higher (more than 300 ° C.) and 400 ° C. or lower. can get. That is, since a preferable Ni solid solution state at a high temperature at which the aluminum fabric is softened becomes resistance to deformation, a shaped material having excellent high-temperature mechanical strength can be obtained. On the other hand, when the pre-heat treatment temperature (homogenization treatment temperature, preheating temperature) is higher than the upper limit of the predetermined range described above, a preferable Ni solid solution state is lost, and Ni is precipitated as Al 3 Ni 2 . As a result, the resistance of the Ni solid solution state to the deformation of the aluminum fabric at high temperatures is reduced, and the high temperature mechanical strength cannot be increased.
すなわち、本実施形態の素形材は、上述した合金組成を有するものであり、且つ、アルミニウム生地が軟化して非常に変形し易くなる３００℃を超え４００℃以下の高温域でアルミニウム生地の変形に抵抗するＮｉ固溶状態を残留させることによって、高温機械的強度が高められているものである。 That is, the base material of the present embodiment has the above-described alloy composition, and the aluminum material is deformed in a high temperature range exceeding 300 ° C. and 400 ° C. or less at which the aluminum material is softened and very easily deformed. The high-temperature mechanical strength is enhanced by leaving the Ni solid solution state that resists heat resistance.
特開２００２−２９４３８３号公報に開示されているアルミニウム合金は、６０００系合金に属するものであり、均質化処理温度を抑制したり均質化処理を省略したりしている目的は、高い高温特性を得るためではなく、再結晶を抑制して常温の機械的特性を改良するためである。さらに、同公報のアルミニウム合金は、本実施形態のアルミニウム合金とは合金系も異なり、高温強度に寄与する遷移金属の固溶状態はあまり見られない。そして、同公報に開示された発明は、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、Ａｌ−Ｃｒ系化合物を微細に析出させるものである。よって、同公報の発明は本実施形態とは異なるものである。 The aluminum alloy disclosed in Japanese Patent Laid-Open No. 2002-294383 belongs to the 6000 series alloy, and the purpose of suppressing the homogenization treatment temperature or omitting the homogenization treatment is to have high high temperature characteristics. It is not for obtaining, but for improving the mechanical properties at room temperature by suppressing recrystallization. Further, the aluminum alloy disclosed in the publication is different from the alloy system of the present embodiment, and the solid solution state of the transition metal contributing to the high temperature strength is not so much seen. The invention disclosed in the publication is for finely precipitating Al—Mn and Al—Cr-based compounds that suppress recrystallization by lowering and suppressing the homogenization treatment. Therefore, the invention of this publication is different from the present embodiment.
さらに、先行技術文献として挙示された上記特開２００９−１９１３６７号公報（特許文献１）に開示された発明は、光学顕微鏡で観察可能な晶出物や金属間化合物のネットワーク組織を維持するために前熱処理工程を低温で実施するものである。よって、同公報の発明は本発明とは異なるものである。 Furthermore, the invention disclosed in the above Japanese Patent Application Laid-Open No. 2009-191367 (Patent Document 1) listed as a prior art document is for maintaining a network structure of crystallized substances and intermetallic compounds that can be observed with an optical microscope. The pre-heat treatment step is performed at a low temperature. Therefore, the invention of the publication is different from the present invention.
本実施形態において、前熱処理工程（均質化処理、予備加熱処理）は、鋳造後から熱間鍛造成形の工程を行う前までの間に設ければ良い。例えば、鋳造後１日以内に前熱処理工程を行い、前熱処理工程を行った後１週間以内に熱間鍛造成形の工程が行われる。またその間に矯正工程及びピーリング工程が必要に応じて行われる。 In the present embodiment, the pre-heat treatment step (homogenization treatment, preheating treatment) may be provided after casting until before the hot forging forming step. For example, a pre-heat treatment process is performed within one day after casting, and a hot forging process is performed within one week after performing the pre-heat treatment process. In addition, a correction process and a peeling process are performed as needed.
以上で本発明の実施形態を説明したが、本発明は上記実施形態に限定されるものではなく、本発明の要旨を逸脱しない範囲で様々に変更可能である。 Although the embodiments of the present invention have been described above, the present invention is not limited to the above-described embodiments, and various modifications can be made without departing from the scope of the present invention.
次に、本発明の具体的な実施例及び比較例を以下に示す。ただし本発明は以下の実施例に限定されるものではない。 Next, specific examples and comparative examples of the present invention are shown below. However, the present invention is not limited to the following examples.
表１に示した組成を有するアルミニウム合金Ａ〜Ｇの連続鋳造材を準備した。その製造方法は次のとおりである。 Continuous casting materials of aluminum alloys A to G having the compositions shown in Table 1 were prepared. The manufacturing method is as follows.
表１に示した組成を有するアルミニウム合金の溶湯を、気体加圧式ホットトップ連続鋳造装置により鋳造温度８００℃以上及び鋳造速度２００ｍｍ／ｍｉｎの鋳造条件で垂直連続鋳造し、これにより直径８４ｍｍの細径丸棒状の連続鋳造材を得た。なお、アルミニウム合金の組成分析は発光分析により行った。 A molten aluminum alloy having the composition shown in Table 1 is vertically continuous cast by a gas pressure type hot top continuous casting apparatus at a casting temperature of 800 ° C. or more and a casting speed of 200 mm / min. A round bar-shaped continuous cast material was obtained. The composition analysis of the aluminum alloy was performed by emission analysis.
連続鋳造材をＸ線回折分析したところ、いずれもＡｌ３Ｎｉ２に対応する回折ピークは見られなかった。 As a result of X-ray diffraction analysis of the continuous cast material, no diffraction peak corresponding to Al 3 Ni 2 was observed.
また、連続鋳造材を示差走査熱量計により測定し、そのＤＳＣ曲線における４００℃以上の高温域で昇温時に最初に見られた発熱ピーク温度Ｔｎ（℃）を調べた。その結果を表１中の「Ｔｎ（℃）」欄に示した。ここで、合金Ｇの連続鋳造材は発熱ピークが見られなかった。その理由は、Ｎｉの含有量が少なく、そのため合金Ｇの連続鋳造材は好ましいＮｉ固溶状態を有していないからであると推測される。 Further, the continuous cast material was measured with a differential scanning calorimeter, and the exothermic peak temperature Tn (° C.) first observed at the time of temperature rise in a high temperature region of 400 ° C. or higher in the DSC curve was examined. The results are shown in the “Tn (° C.)” column of Table 1. Here, the exothermic peak was not seen in the continuous cast material of the alloy G. The reason for this is presumed to be that the Ni content is small, and therefore the continuous cast material of the alloy G does not have a preferable Ni solid solution state.
次いで、連続鋳造材を均質化処理した。その際に適用した均質化処理温度を表２中の「均質化処理温度」欄に示した。また、均質化処理温度の保持時間は４〜１２時間であった。ここで、実施例９では連続鋳造材を均質化処理しなかった。 Subsequently, the continuous cast material was homogenized. The homogenization treatment temperature applied at that time is shown in the “homogenization treatment temperature” column of Table 2. Moreover, the holding time of the homogenization treatment temperature was 4 to 12 hours. Here, in Example 9, the continuous casting material was not homogenized.
その後、連続鋳造材をロール矯正機によりロール矯正し連続鋳造材の曲がりを除去した。 Thereafter, the continuous cast material was roll-corrected by a roll straightening machine to remove the bending of the continuous cast material.
次いで、連続鋳造材の外周部分を旋盤加工機により切削除去し、これにより連続鋳造材の直径を８０ｍｍにした。 Subsequently, the outer peripheral part of the continuous cast material was cut and removed by a lathe machine, thereby making the diameter of the continuous cast material 80 mm.
その後、連続鋳造材を切断機により所定の長さに切断し、これにより鍛造用素材を得た。 Thereafter, the continuous cast material was cut into a predetermined length by a cutting machine, thereby obtaining a forging material.
次いで、素材をガス雰囲気炉内にて予備加熱した。この際に適用した予備加熱温度を表２中の「予備加熱温度」欄に示した。また、予備加熱温度の保持時間は２０ｍｉｎであった。なお比較例２、３では、素材を予備加熱せず、更に、後述する熱間鍛造成形、水焼入れ（溶体化処理）及び時効処理も行わなかった。 Next, the material was preheated in a gas atmosphere furnace. The preheating temperature applied at this time is shown in the “Preheating Temperature” column in Table 2. Moreover, the holding time of the preheating temperature was 20 min. In Comparative Examples 2 and 3, the material was not preheated, and further, hot forging forming, water quenching (solution treatment) and aging treatment described later were not performed.
そして、素材を密閉熱間鍛造装置によりピストンの形状に熱間鍛造成形してピストン用素形材を得た。その際に適用した素材の鍛造温度を表２中の「鍛造温度」欄に示した。また、その際の金型温度は４２０℃であった。金型には素材を鍛造成形する前に黒鉛系潤滑剤が予め塗布されていた。比較例４では、４９０℃に予備加熱した素材を鍛造成形する前に空冷して４５０℃で素材を熱間鍛造成形した。 Then, the raw material was hot forged into a piston shape by a sealed hot forging device to obtain a piston shaped material. The forging temperature of the material applied at that time is shown in the “forging temperature” column of Table 2. The mold temperature at that time was 420 ° C. Prior to forging the material, a graphite-based lubricant was previously applied to the mold. In Comparative Example 4, the material preheated to 490 ° C. was air cooled before forging and the material was hot forged at 450 ° C.
熱間鍛造成形した直後の素形材の温度は、金型への抜熱の影響で鍛造温度より１０℃低下していた。 The temperature of the shaped material immediately after hot forging was 10 ° C. lower than the forging temperature due to the effect of heat removal from the mold.
そして、密閉熱間鍛造装置の横に隣接して設置された水槽内の水（水温４０℃）中に素形材を、素材を熱間鍛造成形した時から１０秒以内に浸漬して水焼入れした。なお、実施例６では、素形材を再度加熱することでその温度を４９０℃にしてから素形材を水焼入れした。 Then, the raw material is immersed in water (water temperature: 40 ° C.) in the water tank installed adjacent to the side of the sealed hot forging device and immersed in water within 10 seconds from the time when the material is hot forged. did. In Example 6, the shaped material was water-quenched after the shaped material was heated again to 490 ° C.
次いで、素形材をエアーブローにより水切りし、その後、素形材を時効処理炉内で時効処理した。その際に適用した時効処理温度を表２中の「時効温度」欄に示した。そして、時効処理後に素形材を時効処理炉から取り出して略室温まで空冷した。 Next, the shaped material was drained by air blow, and then the shaped material was aged in an aging furnace. The aging treatment temperature applied at that time is shown in the “aging temperature” column of Table 2. After the aging treatment, the base material was taken out from the aging treatment furnace and air-cooled to about room temperature.
その後、素形材について３００℃の温度で引張試験を行い、これにより素形材の３００℃での高温強度を評価した。その結果を表２中の「３００℃での引張強度」欄に示した。 Thereafter, a tensile test was performed on the shaped material at a temperature of 300 ° C., thereby evaluating the high-temperature strength of the shaped material at 300 ° C. The results are shown in the column “Tensile strength at 300 ° C.” in Table 2.
同欄中の符号の意味は次のとおりである。 The meanings of the symbols in the same column are as follows.
「○」：３００℃での引張強度が７５ＭＰａ以上であり、且つ、均質化処理する前の連続鋳造材に対する３００℃での引張強度比が０．９以上であった。 “◯”: The tensile strength at 300 ° C. was 75 MPa or more, and the tensile strength ratio at 300 ° C. to the continuous cast material before homogenization was 0.9 or more.
「×」：３００℃での引張強度が７５ＭＰａ未満であるか、又は／且つ、均質化処理する前の連続鋳造材に対する３００℃での引張強度比が０．９未満であった。 “X”: The tensile strength at 300 ° C. was less than 75 MPa, and / or the tensile strength ratio at 300 ° C. with respect to the continuous cast material before homogenization was less than 0.9.
表２中の「３００℃での引張強度」欄から分かるように、実施例１〜９ではいずれも素形材は高い高温強度（引張強度）を有していた。一方、比較例１〜６ではいずれも素形材の高温強度（引張強度）は低かった。 As can be seen from the “Tensile strength at 300 ° C.” column in Table 2, in each of Examples 1 to 9, the shaped material had high high-temperature strength (tensile strength). On the other hand, in Comparative Examples 1-6, the high temperature strength (tensile strength) of the shaped material was low.
本発明は、内燃機関等に用いられる鍛造ピストンの製造方法に利用可能である。 The present invention can be used in a method for producing a forged piston used in an internal combustion engine or the like.
Ｍ：溶湯
Ｉ：鋳塊（連続鋳造材）
M: Molten metal I: Ingot (continuous casting material)
Claims (6)
Ｆｅ：０．１５〜０．８質量％、
Ｃｕ：２〜６質量％、
Ｍｇ：０．３〜１．０質量％、及び
Ｎｉ：１〜５．５質量％
を含み、残部が不可避不純物及びアルミニウムからなる組成を有するアルミニウム合金連続鋳造材からなる鍛造用素材を準備する工程と、
示差走査熱量計により測定された前記素材の４００℃以上の最初の発熱ピーク温度をＴｎ℃とするとき、
前記素材を３００℃〜｛Ｔｎ＋３０｝℃の予備加熱温度で予備加熱する工程と、
前記予備加熱する工程の後で前記素材を３００℃〜｛Ｔｎ＋３０｝℃の鍛造温度で熱間鍛造成形することによりピストン用素形材を得る工程と、
前記素形材を４２０℃〜｛Ｔｎ＋３０｝℃の温度に保持して水焼入れする工程と、
前記水焼入れする工程の後で前記素形材を１８０℃〜２３０℃の時効処理温度で時効処理する工程と、を備えた鍛造ピストンの製造方法。 Si: 9 to 14% by mass,
Fe: 0.15-0.8 mass%,
Cu: 2 to 6% by mass,
Mg: 0.3 to 1.0% by mass, and Ni: 1 to 5.5% by mass
Preparing a forging material composed of an aluminum alloy continuous casting material having a composition comprising the inevitable impurities and aluminum in the balance, and
When the initial exothermic peak temperature of 400 ° C. or more of the material measured by a differential scanning calorimeter is Tn ° C.,
Preheating the material at a preheating temperature of 300 ° C. to {Tn + 30} ° C .;
A step of obtaining a piston shaped material by hot forging at a forging temperature of 300 ° C. to {Tn + 30} ° C. after the preheating step;
Maintaining the raw material at a temperature of 420 ° C. to {Tn + 30} ° C. and water quenching;
And a step of aging the shaped material at an aging treatment temperature of 180 ° C. to 230 ° C. after the water quenching step.
前記均質化処理する工程の後で前記予備加熱する工程を行う請求項１記載の鍛造ピストンの製造方法。 Including a step of homogenizing the material at a homogenization temperature of {Tn + 30} ° C. or less before the preheating step,
The forged piston manufacturing method according to claim 1, wherein the preliminary heating step is performed after the homogenization step.
Ｔｉ：０．０５〜０．２質量％
を含んでいる請求項１又は２記載の鍛造ピストンの製造方法。 The composition further comprises:
Ti: 0.05 to 0.2% by mass
The method for producing a forged piston according to claim 1 or 2, comprising:
Ｂ：０．０１〜０．１質量％
を含んでいる請求項１〜３のいずれかに記載の鍛造ピストンの製造方法。 The composition further comprises:
B: 0.01 to 0.1% by mass
The manufacturing method of the forge piston in any one of Claims 1-3 containing.
前記素形材を得る工程では、４００℃〜｛Ｔｎ＋３０｝℃の温度の鍛造金型を用いて、前記素材を前記鍛造金型への抜熱による前記素材の温度低下を３０℃未満に抑えて熱間鍛造成形することにより、４２０℃〜｛Ｔｎ＋３０｝℃の温度の前記素形材を得る請求項１〜４のいずれかに記載の鍛造ピストンの製造方法。 In the preheating step, the material is preheated at a preheating temperature of 450 ° C. to {Tn + 30} ° C.,
In the step of obtaining the base material, a temperature reduction of the material due to heat removal from the forging die is suppressed to less than 30 ° C. using a forging die having a temperature of 400 ° C. to {Tn + 30} ° C. The method for producing a forged piston according to any one of claims 1 to 4, wherein the shaped material having a temperature of 420 ° C to {Tn + 30} ° C is obtained by hot forging.
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