(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｓｉ：７質量％≦［Ｓｉ］≦１３．５質量％、
Ｃｕ：３質量％≦［Ｃｕ］≦５質量％、
Ｎｉ：３質量％≦［Ｎｉ］≦６質量％、及び、
Ｆｅ：０．１５質量％≦［Ｆｅ］≦１．５質量％
を含むとともに、更に、
Ｍｇ：［Ｍｇ］≦１．０質量％、
Ｐ：０．００３質量％≦［Ｐ］≦０．０３質量％、及び、
Ｍｎ：［Ｍｎ］≦０．２質量％
からなる群より選択される１種又は２種以上の元素を含み、残部がＡｌ及び不可避不純物からなる組成を有し、
Ｘ線回折パターンにおけるＡｌ３Ｎｉ相の（１０１）面の回折ピークの積分強度をＩ１、Ａｌ３Ｎｉ２相の（１００）面の回折ピークの積分強度をＩ２とするとき、
Ｉ１とＩ１＋Ｉ２との強度比Ｉ１／（Ｉ１＋Ｉ２）が０．３以上である、アルミニウム合金連続鋳造材。
ただし、［  ］は括弧内の元素の含有量（単位：質量％）である。
【請求項２】
前記組成は、更に、
Ｔｉ：０．００１質量％≦［Ｔｉ］≦０．２質量％
を含む請求項１記載のアルミニウム合金連続鋳造材。
【請求項３】
前記組成は、更に、
Ｂ：０．０００１質量％≦［Ｂ］≦０．０１質量％
を含む請求項１又は２記載のアルミニウム合金連続鋳造材。
【請求項４】
Ａｌと、Ｎｉ、Ｆｅ及びＣｕからなる群より選択される１種又は２種以上の元素とを金属間化合物形成元素として少なくとも含んで形成された金属間化合物の平均粒子径が３μｍ以下である請求項１〜３のいずれかに記載のアルミニウム合金連続鋳造材。
【請求項５】
請求項１〜４のいずれかに記載のアルミニウム合金連続鋳造材の製造方法であって、
アルミニウム合金連続鋳造材を、示差走査熱量計により測定された前記連続鋳造材の３５０℃以上の発熱ピーク温度に３０℃を加算した温度以下の熱処理温度で熱処理することを含み、
前記連続鋳造材は、
Ｓｉ：７質量％≦［Ｓｉ］≦１３．５質量％、
Ｃｕ：３質量％≦［Ｃｕ］≦５質量％、
Ｎｉ：３質量％≦［Ｎｉ］≦６質量％、及び、
Ｆｅ：０．１５質量％≦［Ｆｅ］≦１．５質量％
を含むとともに、更に、
Ｍｇ：［Ｍｇ］≦１．０質量％、
Ｐ：０．００３質量％≦［Ｐ］≦０．０３質量％、及び、
Ｍｎ：［Ｍｎ］≦０．２質量％
からなる群より選択される１種又は２種以上の元素を含み、残部がＡｌ及び不可避不純物からなる組成を有している、アルミニウム合金連続鋳造材の製造方法。
ただし、［  ］は括弧内の元素の含有量（単位：質量％）である。
【請求項６】
前記組成は、更に、
Ｔｉ：０．００１質量％≦［Ｔｉ］≦０．２質量％
を含む請求項５記載のアルミニウム合金連続鋳造材の製造方法。
【請求項７】
前記組成は、更に、
Ｂ：０．０００１質量％≦［Ｂ］≦０．０１質量％
を含む請求項５又は６記載のアルミニウム合金連続鋳造材の製造方法。
【請求項８】
請求項１〜４のいずれかに記載のアルミニウム合金連続鋳造材で形成されたピストン素材を鍛造加工することを含む、ピストンの製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、アルミニウム合金連続鋳造材、その製造方法、及び、ピストンの製造方法に関する。
【０００２】
なお、本明細書及び特許請求の範囲において、「連続鋳造」の語は、特に明示しない限り「半連続鋳造」も含む意味で用いられる。
【背景技術】
【０００３】
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る。特開２００５−２９０５４５号公報（特許文献１）、特開２００９−１９１３６７号公報（特許文献２）及び国際公開第２００８／０１６１６９号パンフレット（特許文献３）は、アルミニウム合金製ピストン等のアルミニウム合金成形品の製造方法を開示している。このような用途に用いられるアルミニウム合金には高い高温強度が要求される。
【０００４】
高い高温強度を有するアルミニウム合金として、特開平７−２１６４８７号公報（特許文献４）では、耐摩耗性に寄与するＳｉと、析出強化元素であるＣｕ、Ｍｇとを含有するとともに、更に、高温強度の向上に寄与するＦｅ、Ｎｉと、高温での回復・再結晶抑制効果を奏するＭｎ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｖとを共存させたアルミニウム合金が提案されている。
【０００５】
特開２００４−２７３１６号公報（特許文献５）では、Ｎｉを所定量含有させて晶出物を均一微細に分散させることで高温強度を高めたアルミニウム合金が提案されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開２００５−２９０５４５号公報
【特許文献２】特開２００９−１９１３６７号公報
【特許文献３】国際公開第２００８／０１６１６９号パンフレット
【特許文献４】特開平７−２１６４８７号公報
【特許文献５】特開２００４−２７３１６号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
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、ピストン等の内燃機関の部品の材料に用いられるアルミニウム合金に対して高い高温強度が益々要求されるようになっている。
【０００８】
本発明は、上述した技術背景に鑑みてなされたもので、その目的は、優れた高温強度を有するアルミニウム合金連続鋳造材、その製造方法、及び、優れた高温強度を有するピストンの製造方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本発明は以下の手段を提供する。
【００１０】
［１］  Ｓｉ：７質量％≦［Ｓｉ］≦１３．５質量％、
Ｃｕ：３質量％≦［Ｃｕ］≦５質量％、
Ｎｉ：３質量％≦［Ｎｉ］≦６質量％、及び、
Ｆｅ：０．１５質量％≦［Ｆｅ］≦１．５質量％
を含むとともに、更に、
Ｍｇ：［Ｍｇ］≦１．０質量％、
Ｐ：０．００３質量％≦［Ｐ］≦０．０３質量％、及び、
Ｍｎ：［Ｍｎ］≦０．２質量％
からなる群より選択される１種又は２種以上の元素を含み、残部がＡｌ及び不可避不純物からなる組成を有し、
Ｘ線回折パターンにおけるＡｌ３Ｎｉ相の（１０１）面の回折ピークの積分強度をＩ１、Ａｌ３Ｎｉ２相の（１００）面の回折ピークの積分強度をＩ２とするとき、
Ｉ１とＩ１＋Ｉ２との強度比Ｉ１／（Ｉ１＋Ｉ２）が０．３以上である、アルミニウム合金連続鋳造材。
ただし、［  ］は括弧内の元素の含有量（単位：質量％）である。
【００１１】
［２］  前記組成は、更に、
Ｔｉ：０．００１質量％≦［Ｔｉ］≦０．２質量％
を含む前項１記載のアルミニウム合金連続鋳造材。
【００１２】
［３］  前記組成は、更に、
Ｂ：０．０００１質量％≦［Ｂ］≦０．０１質量％
を含む前項１又は２記載のアルミニウム合金連続鋳造材。
【００１３】
［４］  Ａｌと、Ｎｉ、Ｆｅ及びＣｕからなる群より選択される１種又は２種以上の元素とを金属間化合物形成元素として少なくとも含んで形成された金属間化合物の平均粒子径が３μｍ以下である前項１〜３のいずれかに記載のアルミニウム合金連続鋳造材。
【００１４】
［５］  アルミニウム合金連続鋳造材を、示差走査熱量計により測定された前記連続鋳造材の３５０℃以上の発熱ピーク温度に３０℃を加算した温度以下の熱処理温度で熱処理することを含み、
前記連続鋳造材は、
Ｓｉ：７質量％≦［Ｓｉ］≦１３．５質量％、
Ｃｕ：３質量％≦［Ｃｕ］≦５質量％、
Ｎｉ：３質量％≦［Ｎｉ］≦６質量％、及び、
Ｆｅ：０．１５質量％≦［Ｆｅ］≦１．５質量％
を含むとともに、更に、
Ｍｇ：［Ｍｇ］≦１．０質量％、
Ｐ：０．００３質量％≦［Ｐ］≦０．０３質量％、及び、
Ｍｎ：［Ｍｎ］≦０．２質量％
からなる群より選択される１種又は２種以上の元素を含み、残部がＡｌ及び不可避不純物からなる組成を有している、アルミニウム合金連続鋳造材の製造方法。
ただし、［  ］は括弧内の元素の含有量（単位：質量％）である。
【００１５】
［６］  前記組成は、更に、
Ｔｉ：０．００１質量％≦［Ｔｉ］≦０．２質量％
を含む前項５記載のアルミニウム合金連続鋳造材の製造方法。
【００１６】
［７］  前記組成は、更に、
Ｂ：０．０００１質量％≦［Ｂ］≦０．０１質量％
を含む前項５又は６記載のアルミニウム合金連続鋳造材の製造方法。
【００１７】
［８］  前項１〜４のいずれかの記載のアルミニウム合金連続鋳造材で形成されたピストン素材を鍛造加工することを含む、ピストンの製造方法。
【発明の効果】
【００１８】
本発明は以下の効果を奏する。
【００１９】
前項［１］のアルミニウム合金連続鋳造材は、各成分元素の含有量が所定量に設定されるとともに、更に、Ｉ１とＩ１＋Ｉ２との強度比Ｉ１／（Ｉ１＋Ｉ２）が０．３以上であることにより、優れた高温強度を有している。
【００２０】
前項［２］では、連続鋳造材の組成が、更に、Ｔｉを所定量含むことにより、結晶粒が微細化され、連続鋳造材の高温強度が向上する。
【００２１】
前項［３］では、連続鋳造材の組成が、更に、Ｂを所定量含むことにより、結晶粒が微細化され、連続鋳造材の高温強度が向上する。
【００２２】
前項［４］では、所定の金属間化合物の粗大化によるアルミニウム合金連続鋳造材の加工性の低下を確実に抑制できる。
【００２３】
前項［５］〜［７］のアルミニウム合金連続鋳造材の製造方法では、前項［１］〜［４］のいずれかのアルミニウム合金連続鋳造材を確実に製造することができる。
【００２４】
前項［８］のピストンの製造方法では、優れた高温強度を有するピストンを得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【００２５】
【図１】図１は、本発明の一実施形態に係るアルミニウム合金連続鋳造材の製造工程図である。
【図２】図２は、同連続鋳造材を製造する連続鋳造装置の一例として示したホットトップ鋳造装置の概略断面図である。
【図３】同連続鋳造材のＤＳＣ曲線の概略図である。
【図４】図４は、同連続鋳造材とピストン素材を示す斜視図である。
【図５】図５は、同ピストン素材を鍛造加工する途中の状態を示す概略断面図である。
【図６】図６は、同連続鋳造材のＸ線回折パターンにおけるＡｌ３Ｎｉ２相の（１００）面の回折ピークの概略図である。
【発明を実施するための形態】
【００２６】
次に、本発明の一実施形態について図面を参照して以下に説明する。
【００２７】
本発明の一実施形態に係るアルミニウム合金連続鋳造材は、
Ｓｉ：７質量％≦［Ｓｉ］≦１３．５質量％、
Ｃｕ：３質量％≦［Ｃｕ］≦５質量％、
Ｎｉ：３質量％≦［Ｎｉ］≦６質量％、及び、
Ｆｅ：０．１５質量％≦［Ｆｅ］≦１．５質量％
を含むとともに、更に、
Ｍｇ：［Ｍｇ］≦１．０質量％、
Ｐ：０．００３質量％≦［Ｐ］≦０．０３質量％、及び、
Ｍｎ：［Ｍｎ］≦０．２質量％
からなる群より選択される１種又は２種以上の元素を含み、残部がＡｌ及び不可避不純物からなる組成を有し、
Ｘ線回折パターンにおけるＡｌ３Ｎｉ相の（１０１）面の回折ピークの積分強度をＩ１、Ａｌ３Ｎｉ２相の（１００）面の回折ピークの積分強度をＩ２とするとき、
Ｉ１とＩ１＋Ｉ２との強度比Ｉ１／（Ｉ１＋Ｉ２）が０．３以上である、ものである。
【００２８】
ただし、［  ］は括弧内の元素の含有量であり、その単位は「質量％」である。
【００２９】
本実施形態の連続鋳造材は、優れた高温強度を有している。したがって、本連続鋳造材は、高い高温強度が要求される製品や部材の材料に好適に用いられ、具体的には、内燃機関のピストンの材料をはじめ、その他の内燃機関の部品の材料に特に好適に用いられる。
【００３０】
さらに、本実施形態の連続鋳造材の組成は、
Ｔｉ：０．００１質量％≦［Ｔｉ］≦０．２質量％
を含むことが望ましい。その理由は、結晶粒が微細化されて連続鋳造材の高温強度が向上するし、さらに、金属間化合物の粗大化による連続鋳造材の加工性の低下を確実に抑制できるからである。
【００３１】
さらに、本実施形態の連続鋳造材の組成は、
Ｂ：０．０００１質量％≦［Ｂ］≦０．０１質量％
を含むことが望ましい。その理由は、結晶粒が微細化されて連続鋳造材の高温強度が向上するし、さらに、連続鋳造材の切削性の低下を確実に抑制できるからである。
【００３２】
さらに、本実施形態の連続鋳造材は、Ａｌと、Ｎｉ、Ｆｅ及びＣｕからなる群より選択される１種又は２種以上の元素とを金属間化合物形成元素として少なくとも含んで形成された金属間化合物の平均粒子径が３μｍ以下であることが望ましい。その理由は、金属間化合物の粗大化による連続鋳造材の加工性の低下を確実に抑制できるからである。したがって、金属間化合物の平均粒子径が３μｍ以下であることにより、良好な加工性を有する連続鋳造材を確実に得ることができる。特に望ましい平均粒子径は２μｍ以下である。
【００３３】
上述の金属間化合物を具体的に列挙すると、Ａｌ−Ｎｉ系、Ａｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｃｕ系、Ａｌ−Ｎｉ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｎｉ−Ｃｕ系、Ａｌ−Ｆｅ−Ｃｕ系、及び、Ａｌ−Ｎｉ−Ｆｅ−Ｃｕ系金属間化合物である。
【００３４】
なお、金属間化合物の平均粒子径は、連続鋳造時におけるアルミニウム合金の溶湯の冷却速度に依存し、冷却速度を速くすることで金属間化合物の平均粒子径を小さくすることができる。
【００３５】
次に、本実施形態の連続鋳造材の各成分元素の限定理由について以下に説明する。
【００３６】
＜Ｓｉ：７質量％≦［Ｓｉ］≦１３．５質量％＞
Ｓｉは、連続鋳造材の線膨張係数を小さく抑制するとともに、共晶Ｓｉの分布により連続鋳造材の耐摩耗性を向上させる元素である。さらにＳｉはＭｇと共存してＭｇ2Ｓｉ粒子を形成することで連続鋳造材の強度を向上させる。Ｓｉの含有量が７質量％未満では、Ｓｉを含有させる効果が少ない。Ｓｉの含有量が１３．５質量を超えると、連続鋳造材の延性及び靱性を低下させる。したがって、Ｓｉの含有量は７質量％≦［Ｓｉ］≦１３．５質量％であることが望ましい。特に望ましいＳｉの含有量は９質量％≦［Ｓｉ］≦１３質量％である。
【００３７】
＜Ｃｕ：３質量％≦［Ｃｕ］≦５質量％＞
Ｃｕは、Ａｌ２Ｃｕ粒子を析出して連続鋳造材の高温強度を向上させる元素である。Ｃｕの含有量が３質量％未満では、Ｃｕを含有させる効果が少ない。Ｃｕの含有量が５質量％を超えると、Ａｌ２Ｃｕ粒子が粗大に析出しすぎて連続鋳造材の加工性が悪くなる。したがって、Ｃｕの含有量は３質量％≦［Ｃｕ］≦５質量％であることが望ましい。特に望ましいＣｕの含有量は３．２質量％≦［Ｃｕ］≦４．８質量％である。
【００３８】
＜Ｎｉ：３質量％≦［Ｎｉ］≦６質量％＞
Ｎｉは、Ａｌ−Ｎｉ系及びＡｌ−Ｎｉ−Ｆｅ系金属間化合物を形成し、連続鋳造材の高温強度を向上させる元素である。Ｎｉの含有量が３質量％未満では、Ｎｉを含有させる効果が少ない。Ｎｉの含有量が６質量％を超えると、Ａｌ−Ｎｉ系及びＡｌ−Ｆｅ−Ｎｉ系金属間化合物が粗大に晶出しすぎて連続鋳造材の加工性が悪くなる。したがって、Ｎｉの含有量は３質量％≦［Ｎｉ］≦６質量％であることが望ましい。特に望ましいＮｉの含有量は３．２質量％≦［Ｎｉ］≦５．５質量％である。
【００３９】
＜Ｆｅ：０．１５質量％≦［Ｆｅ］≦１．５質量％＞
Ｆｅは、Ａｌ−Ｆｅ系及びＡｌ−Ｎｉ−Ｆｅ系金属間化合物を形成し、連続鋳造材の高温強度を向上させる元素である。Ｆｅの含有量が０．１５質量％未満では、Ｆｅを含有させる効果が少ない。Ｆｅの含有量が１．５質量％を超えると、Ａｌ−Ｆｅ系及びＡｌ−Ｎｉ−Ｆｅ系金属間加工物が粗大に晶出しすぎて連続鋳造材の加工性が悪くなる。したがって、Ｆｅの含有量は０．１５質量％≦［Ｆｅ］≦１．５質量％であることが望ましい。特に望ましいＦｅの含有量は０．５質量％≦［Ｆｅ］≦１．２質量％である。
【００４０】
＜Ｔｉ：０．００１質量％≦［Ｔｉ］≦０．２質量％＞
Ｔｉは結晶粒を微細化する任意添加元素で、添加することで結晶粒を微細化する。Ｔｉの含有量が０．００１質量％未満では、Ｔｉを含有させる効果が少ない。Ｔｉの含有量が０．２質量％を超えると、粗大な化合物が形成されて連続鋳造材の加工性が悪くなる傾向がある。特に望ましいＴｉの含有量は０．０１質量％≦［Ｔｉ］≦０．２質量％である。更に好ましいＴｉの含有量は０．０３質量％≦［Ｔｉ］≦０．１８質量％である。
【００４１】
＜Ｂ：０．０００１質量％≦［Ｂ］≦０．０１質量％＞
ＢはＴｉと共に結晶粒を微細化する任意添加元素で、添加することで結晶粒を微細化する。Ｂの含有量が０．０００１質量％未満では、Ｂを含有させる効果が少ない。Ｂの含有量が０．０１質量％を超えると、Ｂが硬いために連続鋳造材の切削性が低下する傾向がある。特に望ましいＢの含有量は０．０００５質量％≦［Ｂ］≦０．０１質量％である。更に好ましいＢの含有量は０．０００５質量％≦［Ｂ］≦０．００９質量％である。
【００４２】
＜Ｍｇ：［Ｍｇ］≦１．０質量％＞
Ｍｇは、Ｓｉと共存してＭｇ2Ｓｉ粒子を形成することで連続鋳造材の強度を向上させるとともに、連続鋳造材の加工性を低下させる元素である。Ｍｇの含有量が１．０質量％を超えると、Ｍｇ2Ｓｉ粒子が粗大に晶出しすぎて連続鋳造材の加工性が悪くなる傾向がある。したがって、Ｍｇの含有量は［Ｍｇ］≦１．０質量％であることが望ましい。特に望ましいＭｇの含有量は［Ｍｇ］≦０．９質量％である。
【００４３】
＜Ｐ：０．００３質量％≦［Ｐ］≦０．０３質量％＞
Ｐは、初晶Ｓｉを微細化する効果を有し、連続鋳造材の耐摩耗性を向上させる元素である。Ｐの含有量が０．００３質量％未満では、Ｐを含有させる効果が少ない。Ｐの含有量が０．０３質量％を超えると、初晶Ｓｉの形成量が多くなりすぎて連続鋳造材の加工性が低下する傾向がある。したがって、Ｐの含有量は０．００３質量％≦［Ｐ］≦０．０３質量％であることが望ましい。特に望ましいＰの含有量は０．００７質量％≦［Ｐ］≦０．０２質量％である。
【００４４】
＜Ｍｎ：［Ｍｎ］≦０．２質量％＞
Ｍｎは、Ａｌ−Ｍｎ系及びＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系金属間化合物を形成し、連続鋳造材の高温強度を向上させるとともに、金属間化合物を微細にする元素である。Ｍｎの含有量が０．２質量％を超えると、Ａｌ−Ｍｎ系及びＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系金属間化合物が粗大に晶出しすぎて連続鋳造材の加工性が悪くなる傾向がある。したがって、Ｍｎの含有量は［Ｍｎ］≦０．２質量％であることが望ましい。特に望ましいＭｎの含有量は０．０３質量％≦［Ｍｎ］≦０．０９質量％である。
【００４５】
次に、本実施形態の連続鋳造材において、Ｉ１とＩ１＋Ｉ２との強度比Ｉ１／（Ｉ１＋Ｉ２）の限定理由について以下に説明する。
【００４６】
Ａｌ３Ｎｉ粒子とＡｌ３Ｎｉ２粒子は、ともに、Ａｌ−Ｎｉ系金属間化合物であり、連続鋳造材の高温強度を向上させる効果を有する。特に、Ａｌ３Ｎｉ粒子は、連続鋳造材の高温強度を向上させる効果がＡｌ３Ｎｉ２粒子よりも高い。したがって、連続鋳造材の高温強度を向上させるためには、連続鋳造材のＡｌ３Ｎｉ相の量はなるべく多い方が望ましい。特に、強度比Ｉ１／（Ｉ１＋Ｉ２）が０．３以上である場合は、連続鋳造材の高温強度を向上させるのに十分な量のＡｌ３Ｎｉ相が連続鋳造材に存在しており、したがって連続鋳造材の高温強度は確実に高くなる。特に望ましい強度比Ｉ１／（Ｉ１＋Ｉ２）は０．３２以上である。
【００４７】
Ｘ回折測定に用いる試料の大きさや形状はＸ線回折装置の仕様に合致していれば良い。また試料は通常、連続鋳造材の横断面中央部から採取される。試料の大きさ、厚さはいずれでも構わない。
【００４８】
本実施形態の連続鋳造材の製造方法は、図１に示すように、アルミニウム合金連続鋳造材１０を連続鋳造法により得る工程（連続鋳造工程）Ｓ１を含んでおり、特に望ましくは、連続鋳造工程Ｓ１で得られた連続鋳造材１０を熱処理する工程（熱処理工程）Ｓ２を更に含んでいることが良い。
【００４９】
連続鋳造工程Ｓ１において、連続鋳造法は限定されるものではないか、特に、水平連続鋳造法、ホットトップ鋳造法、縦型連続鋳造法又はＤＣ鋳造法であることが鋳造性に優れている点などで望ましい。
【００５０】
連続鋳造時における鋳造速度は限定されるものではないが、特に、水平連続鋳造法では鋳造速度は３００〜２０００ｍｍ／ｍｉｎであることが特に望ましく、ホットトップ鋳造法、縦型連続鋳造法及びＤＣ鋳造法では鋳造速度は８０〜４００ｍｍ／ｍｉｎであることが特に望ましい。
【００５１】
以下では、連続鋳造法の一例として、図２に示したホットトップ鋳造装置を用いたホットトップ鋳造法によって本実施形態の連続鋳造材を製造する場合について説明する。
【００５２】
同図に示すようにホットトップ鋳造装置は、モールド（鋳型）２、溶湯受容器（ヘッダー）３などを具備している。モールド２はその内部に充満された冷却水４により冷却されている。受容器３は一般に耐火物製であり、モールド２の上側に設置されている。
【００５３】
受容器３内に供給されたアルミニウム合金の溶湯１の組成は、上述した所望する本実施形態の連続鋳造材の組成と同じに設定されている。
【００５４】
受容器３内の溶湯１は、冷却されたモールド２内に下方向に注入されるとともに、モールドから噴出された冷却水４ａにより所定の冷却速度で冷却されて凝固し、更に水槽内の水５（その温度：約２０℃）に浸されて完全に凝固する。これにより、棒状などの長尺な本実施形態の連続鋳造材１０が得られる。連続鋳造材１０の断面形状は例えば円形状である。連続鋳造材１０の直径は限定されるものではないが、特に１０〜３００ｍｍであることが望ましい。
【００５５】
得られた連続鋳造材１０は、上述した組成を有しており、即ち、
Ｓｉ：７質量％≦［Ｓｉ］≦１３．５質量％、
Ｃｕ：３質量％≦［Ｃｕ］≦５質量％、
Ｎｉ：３質量％≦［Ｎｉ］≦６質量％、及び、
Ｆｅ：０．１５質量％≦［Ｆｅ］≦１．５質量％
を含むとともに、更に、
Ｍｇ：［Ｍｇ］≦１．０質量％、
Ｐ：０．００３質量％≦［Ｐ］≦０．０３質量％、及び、
Ｍｎ：［Ｍｎ］≦０．２質量％
からなる群より選択される１種又は２種以上の元素を含み、残部がＡｌ及び不可避不純物からなる組成を有している。
【００５６】
さらに、連続鋳造材１０の組成は、
Ｔｉ：０．００１質量％≦［Ｔｉ］≦０．２質量％
を含むことが望ましい。
【００５７】
さらに、連続鋳造材１０の組成は、
Ｂ：０．０００１質量％≦［Ｂ］≦０．０１質量％
を含むことが望ましい。
【００５８】
溶湯１を冷却する冷却速度は限定されるものではないが、なるべく速い方が望ましい。その理由は、冷却速度が速い条件では、Ｎｉの強制固溶量が増加し、Ａｌ３Ｎｉ粒子の析出量（即ちＡｌ３Ｎｉ相の量）が多くなり、その結果、強度比Ｉ１／（Ｉ１＋Ｉ２）が大きくなって連続鋳造材１０の高温強度が高くなるからである。
【００５９】
さらに、冷却速度は、モールド２内に注入される前のアルミニウム合金の溶湯１の温度から６６０〜６３０℃までの範囲において１００℃／ｓ以上に設定されることが望ましい。こうすることにより、Ａｌ３Ｎｉ粒子の析出量（Ａｌ３Ｎｉ相の量）を確実に多くすることができるし、Ａｌ３Ｎｉ粒子等の金属間化合物を確実に微細に晶出することができ、これにより連続鋳造材１０の高温強度を確実に向上させることができる。冷却速度の上限値は限定されるものではないが、特に望ましい冷却速度の上限値は１０００℃／ｓである。
【００６０】
モールド２内に注入される前のアルミニウム合金の溶湯１の温度は、通常、６７０〜７６０℃に設定される。
【００６１】
熱処理工程Ｓ２では、連続鋳造材１０を熱処理する前に、示差走査熱量計（以下「ＤＳＣ」と記する）により連続鋳造材１０の３５０℃以上の発熱ピーク温度を常法に従って予め測定する。この工程を「ＤＳＣ測定工程Ｓ２ａ」という。図３は、ＤＳＣにより測定された連続鋳造材１０のＤＳＣ曲線の概略図である。同図において「Ｐ」及び「Ｔａ」は、ＤＳＣ曲線の３５０℃以上の発熱ピーク及びその温度（単位：℃）である。
【００６２】
次いで、連続鋳造材１０の均質化処理として、連続鋳造材１０を発熱ピーク温度Ｔａに３０℃を加算した温度｛Ｔａ＋３０℃｝以下の熱処理温度で熱処理することが望ましい。このような熱処理温度で連続鋳造材１０を熱処理する理由は以下のとおりである。
【００６３】
連続鋳造材１０のＤＳＣ曲線の３５０℃以上の発熱ピークＰは、Ｎｉ系化合物（Ａｌ３Ｎｉ及びＡｌ３Ｎｉ２を含む）の析出に起因するものと考えられ、特にＡｌ３Ｎｉ２粒子の析出に起因している可能性が高いと考えられる。ただし、この析出現象は単純ではなく、アルミニウム合金の組成、熱処理条件、加工条件によって複雑に変化する可能性がある。そこで、３５０℃以上の発熱ピーク温度Ｔａに３０℃を加算した温度｛Ｔａ＋３０℃｝以下の熱処理温度で連続鋳造材１０を熱処理することで、Ａｌ３Ｎｉ２粒子の析出量（Ａｌ３Ｎｉ２相の量）を最小限に抑制し、これにより連続鋳造材１０の高い高温強度を確実に維持することができる。特に望ましい熱処理温度の上限値は、３５０℃以上の発熱ピーク温度Ｔａに２０℃を加算した温度｛Ｔａ＋２０℃｝である。
【００６４】
熱処理温度の下限値は、連続鋳造材１０を均質化処理可能な温度であれば限定されるものではないが、特に２５０℃以上であることが望ましい。
【００６５】
熱処理時間は限定されるものではないが、なるべく短い方が望ましく、特に１０時間以下であることが望ましい。
【００６６】
熱処理雰囲気は限定されるものではなく、例えば大気、不活性ガスである。室温から熱処理温度への昇温速度は限定されるものではなく、例えば０．５〜２００℃／ｍｉｎである。
【００６７】
熱処理に用いられる熱処理装置は限定されるものではなく、例えば、均質化処理炉として一般に用いられている熱処理炉を熱処理装置として用いることができる。熱処理装置が例えば熱風循環式の熱処理炉である場合は、熱処理炉として直下炉やラジアントチューブ炉などを用いることができる。熱処理装置が例えば搬送方式の熱処理炉である場合は、熱処理炉として連続炉やバッチ炉などを用いることができる。
【００６８】
本実施形態の連続鋳造材は、必要に応じて所望する製品又は部材の形状に形成されるなどして、所望する連続鋳造体（連続鋳造品を含む）が得られる。
【００６９】
さらに、本実施形態の連続鋳造材は、必要に応じて所定の塑性加工手段（例：鍛造加工、押出加工、圧延加工）により加工されるなどによって、所望する製品や部材が得られる。
【００７０】
次に、本実施形態の連続鋳造材を用いて高い高温強度が要求される製品又は部材として例えば内燃機関のピストン（例：エンジンピストン）を製造する場合について、図４及び５を参照して以下に説明する。
【００７１】
図４に示すように、本実施形態の連続鋳造材１０から円板状乃至円柱状のピストン素材２０を切り出す。連続鋳造材１０の外周面は必要に応じてピーリング処理されている。ピストン素材２０は、本実施形態の連続鋳造材１０から切り出されたものであるから、本実施形態の連続鋳造材１０からなるものである。
【００７２】
次いで、図５に示すように、雌型３０ａ及び雄型３０ｂを備えた鍛造加工用金型３０内にピストン素材２０を配置し、金型３０内でピストン素材２０を雄型３０ｂで押圧してピストン素材２０を冷間乃至熱間鍛造加工する。この工程を「鍛造加工工程」という。これによりピストン用素形材２２が得られる。
【００７３】
次いで、素形材２２を所望するピストンの形状になるように機械加工等により最終仕上げ加工する。その後、ピストンリングなどの他部品が取り付けられてアルミニウム合金ピストンが得られる。
【００７４】
以上で本発明の一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、本発明の要旨を変更しない範囲内で様々に変更可能である。
【００７５】
本発明では、上記実施形態の連続鋳造材の製造方法において熱処理工程Ｓ２を行うことは連続鋳造材を均質化処理できる点で特に望ましいが、必ずしも熱処理工程Ｓ２を行うことを要しない。
【実施例】
【００７６】
次に、本発明の具体的実施例及び比較例について以下に説明する。ただし本発明は下記実施例に限定されるものではない。
【００７７】
＜試料番号１〜７＞
【００７８】
【表１】
0006491452.tif 000002
【００７９】
表１中の「化学成分」欄に示す組成を有する複数種のアルミニウム合金の溶湯をホットトップ鋳造法によって連続鋳造し、これにより複数種のアルミニウム合金連続鋳造材（試料番号１〜７）を得た。各連続鋳造材の直径は８０ｍｍ、その長さは１ｍであった。
【００８０】
なお、表１中の「Ｍｇ」欄において、「−」は、Ｍｇの含有量の検出限界として、Ｍｇの含有量が０．００５質量％未満であることを示している。「Ｔｉ」欄において、「−」は、Ｔｉの含有量の検出限界として、Ｔｉの含有量が０．００１質量％未満であることを示している。「Ｂ」欄において、「−」は、Ｂの含有量の検出限界として、Ｂの含有量が０．０００１質量％未満であることを示している。
【００８１】
次いで、各連続鋳造材の３５０℃以上の発熱ピーク温度をＤＳＣにより測定した。その測定結果を表１中の「発熱ピーク温度」欄に記載した。
【００８２】
次いで、各連続鋳造材を熱処理することにより各連続鋳造材を均質化処理した。この均質化処理に適用した熱処理温度を表１中の「熱処理温度」欄に記載した。
【００８３】
次いで、各連続鋳造材の金属間化合物の平均粒子径を測定した。その測定方法については後述する。その測定結果を表１中の「平均粒子径」欄に記載した。金属間化合物は、Ａｌと、Ｎｉ、Ｆｅ及びＣｕからなる群より選択される１種又は２種以上の元素とを金属間化合物形成元素として少なくとも含んで形成されているものである。
【００８４】
次いで、Ｘ線回折装置を用いて各連続鋳造材に対してＸ線回折測定をし、これにより各連続鋳造材のＸ線回折パターンを得た。そして、Ｘ線回折パターンに基づいてＡｌ3Ｎｉ相の（１０１）面の回折ピークの積分強度Ｉ１とＡｌ３Ｎｉ２相の（１００）面の回折ピークの積分強度Ｉ２とを算出し、強度比Ｉ１／（Ｉ１＋Ｉ２）を求めた。その結果を表１中の「強度比」欄に記載した。なお、Ｘ線回折の測定条件、及び、Ｉ１とＩ２の算出方法については後述する。
【００８５】
次いで、各連続鋳造材について３００℃の温度で引張試験を行うために、各連続鋳造材の安定化処理として各連続鋳造材を引張試験の温度と等しい３００℃の温度に１００時間加熱保持した。そして、各連続鋳造材から採取した試験片について３００℃の温度で引張試験を行うことで、各連続鋳造材の高温強度（高温での機械的特性）として引張強度を測定した。その測定結果を表１中の「引張強度」欄に記載した。
【００８６】
金属間化物合の平均粒子径の測定方法は以下のとおりである。
【００８７】
連続鋳造材の縦断面中央部から組織観察サンプルを切り出し、サンプルの表面をミクロ研磨した。そして、その研磨面を撮像したミクロ写真から、視野１．５８１５ｍｍ2の範囲に存在する金属間化物合の粒子の円相当径を金属間化合物の粒子径として測定した。この測定を連続鋳造材の縦断面中央部の１０箇所について行い、その平均値を金属間化合物の平均粒子径として表１中の「平均粒子径」欄に記載した。
【００８８】
Ｘ線回折測定条件、及び、Ｉ１とＩ２の算出方法は以下のとおりである。
【００８９】
Ｘ線回折測定に用いたＸ線回折装置は、株式会社リガク製の「ＲＩＮＴ１５００」であり、入射Ｘ線はＣｕＫα線（波長：０．１５４ｎｍ）である。Ｘ線回折測定に用いた試料は、連続鋳造材の横断面中央部から切り出した厚板状の試料である。試料の大きさは縦１０ｍｍ×横１５ｍｍ×厚さ５ｍｍであり、試料の縦１０ｍｍ×横１５ｍｍの面にＸ線を照射した。
【００９０】
Ｘ線回折測定により得られたＸ線回折パターンから、Ａｌ３Ｎｉ相の（１０１）面の回折ピークの積分強度Ｉ１と、Ａｌ３Ｎｉ２相の（１００）面の回折ピークの積分強度Ｉ２とをそれぞれ算出した。ただし、Ｘ線回折パターンは、Ｘ線回折装置に起因する回折ピークの位置のずれが予め補正されている。
【００９１】
Ｉ２の具体的な算出方法について図６を参照して説明すると次のとおりである。すなわち、同図に示すように、Ａｌ３Ｎｉ２相の（１００）面の回折ピークは２θ＝２５．０°付近に出現する。そこで、２θ＝２５．０°付近に出現した回折ピークの最大位置に対して±０．５°の範囲の面積（図６中の斜線ハッチング部分）をＩ２とした。ただし、Ｉ２はバックグラウンド(ＢＧ)を除去した積分強度であり、即ちバックグラウンド(ＢＧ)を含んでいない。
【００９２】
Ｉ１についても上述のＩ２の算出方法と同様に算出した。すなわち、Ａｌ３Ｎｉ相の（１０１）面の回折ピークは２θ＝２２．７°付近に出現することから、２θ＝２２．７°付近に出現した回折ピークの最大位置に対して±０．５°の範囲の面積をＩ１とした。ただし、Ｉ１はバックグラウンド(ＢＧ)を除去した積分強度であり、即ちバックグラウンド(ＢＧ)を含んでいない。
【００９３】
試料番号１〜５（実施例）は、本発明の全ての要件を満たしている。
【００９４】
試料番号６、７（比較例）は、いずれも強度比Ｉ１／（Ｉ１＋Ｉ２）が０．３未満であった。
【００９５】
表１に示すように、試料番号１〜５（実施例）は、３００℃の温度での引張強度がいずれも試料番号６、７（比較例）のそれよりも高かった。したがって、試料番号１〜５は優れた高温強度を有していることを確認し得た。
【００９６】
＜試料番号８、９＞
【００９７】
【表２】
0006491452.tif 000003
【００９８】
表２中の「化学成分」欄に示す組成を有する複数種のアルミニウム合金の溶湯をホットトップ鋳造法によって連続鋳造し、これにより複数種のアルミニウム合金連続鋳造材（試料番号８、９）を得た。試料番号８及び９はそれぞれ表１中の試料番号１及び５と同じ組成を有するものであるが、試料番号８及び９では連続鋳造時におけるアルミニウム合金の溶湯の冷却速度を速くし、これにより金属間化合物の平均粒子径を小さくしている。
【００９９】
次いで、各連続鋳造材の３５０℃以上の発熱ピーク温度をＤＳＣにより測定した。その測定結果を表２中の「発熱ピーク温度」欄に記載した。なお、その測定条件は上述した表１の場合と同じである。
【０１００】
次いで、各連続鋳造材を熱処理することにより各連続鋳造材を均質化処理した。この均質化処理に適用した熱処理温度を表２中の「熱処理温度」欄に記載した。
【０１０１】
次いで、各連続鋳造材の金属間化合物の平均粒子径を測定した。その測定結果を表２中の「平均粒子径」欄に記載した。なお、その測定条件は上述した表１の場合と同じである。
【０１０２】
次いで、Ｘ線回折装置を用いて各連続鋳造材に対してＸ線回折測定をし、これにより各連続鋳造材のＸ線回折パターンを得た。そして、Ｘ線回折パターンに基づいてＡｌ３Ｎｉ相の（１０１）面の回折ピークの積分強度Ｉ１とＡｌ３Ｎｉ２相の（１００）面の回折ピークの積分強度Ｉ２とを算出し、強度比Ｉ１／（Ｉ１＋Ｉ２）を求めた。その結果を表２中の「強度比」欄に記載した。なお、その算出方法は上述した表１の場合と同じである。
【０１０３】
次いで、各連続鋳造材について高温強度として３００℃の温度での引張強度を測定した。その測定結果を表２中の「引張強度」欄に記載した。なお、その測定条件は上述した表１の場合と同じである。
【０１０４】
表２に示すように、試料番号８及び９（実施例）は、３００℃の温度での引張強度がいずれも表１中の試料番号６、７（比較例）のそれよりも高かった。したがって、試料番号８及び９は優れた高温強度を有していることを確認し得た。
【産業上の利用可能性】
【０１０５】
本発明は、各種工業製品の材料、特に、高い高温強度が要求される製品や部材の材料として好適に用いられるアルミニウム合金連続鋳造材、その製造方法、及び、ピストンの製造方法に利用可能である。
【符号の説明】
【０１０６】
１：アルミニウム合金の溶湯
１０：アルミニウム合金連続鋳造材
２０：ピストン素材
【図１】
0006491452.tif 000004
【図２】
0006491452.tif 000005
【図３】
0006491452.tif 000006
【図４】
0006491452.tif 000007
【図５】
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【図６】
0006491452.tif 000009