(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
シリコンを７質量％以上１３質量％以下、鉄を０．００１質量％以上０．３質量％以下、銅を２．０質量％以上５．０質量％以下、マグネシウムを０．３質量％以上１．０質量％以下、マンガンを０．００１質量％以上０．３質量％以下、クロムを０．００１質量％以上０．３質量％以下、ストロンチウムを０．００３質量％以上０．０３質量％以下、チタンを０．００５質量％以上０．０５質量％以下含み、残部がアルミニウムと不可避不純物からなり、内部に存在するシリコン粒子の大きさが平均値で１０μｍ以下、最大値で３０μｍ以下、表層から深さ１．５ｍｍまでの範囲におけるシリコン粒子の大きさが最大値で６μｍ以下の範囲にあり、かつ、アルミニウム合金の結晶組織が熱間圧延組織、熱間圧延後に得られる再結晶組織、および、熱間圧延組織と熱間圧延後に得られる再結晶組織の混合組織からなる群より選ばれた１種の組織である、耐摩耗性アルミニウム合金長尺体。
【請求項２】
鉄を０．２質量％を超え、０．３質量％以下含む、請求項１に記載の耐摩耗性アルミニウム合金長尺体。
【請求項３】
表面硬度がロックウエル硬さのＦスケールで５０以上９０以下の範囲内にある、請求項１または請求項２に記載の耐摩耗性アルミニウム合金長尺体。
【請求項４】
表面粗さがＲｍａｘで１０μｍ以下である、請求項１から請求項３までのいずれか１項に記載の耐摩耗性アルミニウム合金長尺体。
【請求項５】
ダイス皮剥ぎ処理が施された表面を有する、請求項１から請求項４までのいずれか１項に記載の耐摩耗性アルミニウム合金長尺体。
【請求項６】
請求項１から請求項５までのいずれか１項に記載の耐摩耗性アルミニウム合金長尺体を備えたカーエアコンディショナ用ピストン。
【請求項７】
デンドライトの２次枝間隔が４０μｍ以下となるようにアルミニウム合金を連続鋳造することによって鋳造体を得る工程と、
３５０℃以上５００℃以下の温度範囲で４０％以上の加工度で前記鋳造体を熱間圧延することによって圧延体を得る工程と、
３００℃以上４８０℃以下の温度範囲で２時間以上５０時間以下、前記圧延体を熱処理する工程とを備える、耐摩耗性アルミニウム合金長尺体の製造方法。
【請求項８】
前記熱処理する工程の後、前記圧延体の表面にダイス皮剥ぎ処理を施す工程をさらに備える、請求項７に記載の耐摩耗性アルミニウム合金長尺体の製造方法。
【請求項９】
前記ダイス皮剥ぎ処理を施す工程の前において、前記圧延体の表面硬度がロックウエル硬さのＦスケールで４５以上８５以下の範囲内に制御する、請求項８に記載の耐摩耗性アルミニウム合金長尺体の製造方法。
【請求項１０】
前記ダイス皮剥ぎ処理を施す工程において、ダイスによる皮剥ぎ量は１ｍｍ以下である、請求項８または請求項９に記載の耐摩耗性アルミニウム合金長尺体の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、シャー切断性に優れた耐摩耗性アルミニウム合金長尺体およびその製造方法、ならびにその耐摩耗性アルミニウム合金長尺体を備えたカーエアコンディショナ用ピストンに関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
シリコンを７〜１３質量％、銅を２．０〜５．０質量％、マグネシウムを０．３〜１．０質量％含む鋳造アルミニウム合金は、軽量であるとともに、その優れた耐摩耗性と機械的特性から、これらの要求特性の高いカーエアコンディショナ用ピストン等の部材に使用されている。この種の合金では、耐摩耗性と機械的特性とを両立させるために、晶出するシリコン粒子の量を制御している。
【０００３】
たとえば、特開昭６４−１７８３４号公報には、その代表的な、高強度・耐摩耗性アルミニウム合金が提案されている。この公報に開示されたアルミニウム合金は、固定鋳型方式の連続鋳造法、半連続鋳造法により、高い冷却速度で鋳造して製造されるものである。この製法にて製造された鋳造棒の内部組織は、晶出したシリコン粒子の大きさが８μｍ以下であり、その大きさが揃い、かつ均一に分布したものである。このアルミニウム合金の場合、シリコン粒子の微細化のために、チタンとボロンをその合計で０．２５質量％以下添加し、鋳造後、４℃／ｓｅｃ以上の速度で冷却して製造される。その結果、表面硬度はロックウエル硬さのＦスケールで６７〜７５に制御されている。さらに、適量の合金成分を添加してアルミニウム合金のマトリクスの靭性を高めている。これは、鋳造組織のまま用いられる鋳造棒では、凝固時にシリコン粒子が粒界に偏析しているため、シャー切断時において、クラックが、この偏析するシリコン粒子を伝って、向きを変えることによって、平滑な切断面が得られにくいという問題を解消するためである。
【０００４】
これらの工夫により、上記公報に開示されたアルミニウム合金は、シャーで切断する際にその剪断面が平坦となるとともに、脆状損傷を受け難い、いわゆるシャー切断性の良好なものになる。
【０００５】
しかしながら、上記公報に開示されたアルミニウム合金の製造方法では、鋳造後に急速冷却を行なうための設備コストが嵩むとともに、製造工程の半連続化による生産効率の低下という問題があった。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
このため、本発明者らは、上記のような急速な冷却工程を行なわずに、しかも連続鋳造時の生産効率を高めるための製造方法を研究してきた。その結果、シリコン粒子の粒度分布の範囲は広がるものの、プロペルチ型連続鋳造機に代表される可動鋳型方式の連続鋳造機と熱間圧延とを組合せた、より生産効率の高い連続鋳造法によれば、シャー切断性に優れた合金が得られることがわかった。
【０００７】
なお、本発明者らが研究を進めている方法によって得られる連続鋳造圧延材は、熱間圧延組織、再結晶組織、または、熱間圧延組織と再結晶組織の混合組織のいずれかからなるため、シャーによって剪断された場合、粗大なシリコン粒子がマトリクスの粒界に偏析している従来の鋳造棒よりも良好な断面を示す。
【０００８】
また、鋳造法では、鋳塊の表面に発汗帯、リップルマーク、外傷等が生じる。
これらの欠陥を除去しない場合、シャー切断時には切断割れが生じ、鍛造時には鍛造割れが生じ、最終製品においては、疲労強度等が低下するため、シャー切断前に表面切削処理が通常行なわれる。
【０００９】
このような長尺体の表面切削には、切削工具によって削り取るピーリング処理、固定したダイスによって削り取るダイス皮剥ぎ処理がある。
【００１０】
図４は、切削工具としてバイト２を用いて被削材１の表面を削り取るピーリング処理を示している。図５は、固定したダイス４によって被削材１の表面を削り取るダイス皮剥ぎ処理を示している。一般に、ダイス皮剥ぎ処理の方がピーリング処理よりも生産性が高い。しかし、特開昭６４−１７８３４号公報に開示された製造方法も含めて、従来から行なわれてきた固定鋳型方式による鋳造法では、以下に述べる制約から、ダイス皮剥ぎ処理を施すことは困難であるため、ピーリング処理が用いられてきた。
【００１１】
まず、固定鋳型方式の連続鋳造法によって製造された鋳造棒は、その組織が鋳造組織からなるため、ダイス皮剥ぎ処理を行なうことはできない。ダイス皮剥ぎ処理は、図５に示すように、１対のセンタリングダイス３と皮剥ぎダイス４から構成されるダイスを用いる。センタリングダイス３は、皮剥ぎダイス４に導入される被削材１の芯出しのために、僅かながら被削材に対して冷間加工を施す。この際、被削材としての鋳造棒は、その冷間加工に耐えることができず、破断する。
【００１２】
一方、連続鋳造圧延材は、熱間圧延工程によって熱間圧延組織が形成されているので、鋳造棒に比較して加工性に富み、冷間加工も可能である。しかしながら、これまでに開示された組成のアルミニウム合金では、連続鋳造圧延材をダイス皮剥ぎ処理した場合、破断や表面の剥れ（肌荒れ）等の問題が生じる。
【００１３】
そこで、この発明の目的は、シャー切断性に優れるとともに、ダイス皮剥ぎ処理を施すことが可能な、高い疲労強度と高い耐摩耗性とを兼ね備えた耐摩耗性アルミニウム合金長尺体およびその製造方法、ならびにその耐摩耗性アルミニウム合金長尺体を備えたカーエアコンディショナ用ピストンを提供することである。
【００１４】
【課題を解決するための手段】
この発明に従った耐摩耗性アルミニウム合金長尺体は、シリコン（Ｓｉ）を７質量％以上１３質量％以下、鉄（Ｆｅ）を０．００１質量％以上０．３質量％以下、銅（Ｃｕ）を２．０質量％以上５．０質量％以下、マグネシウム（Ｍｇ）を０．３質量％以上１．０質量％以下、マンガン（Ｍｎ）を０．００１質量％以上０．３質量％以下、クロム（Ｃｒ）を０．００１質量％以上０．３質量％以下、ストロンチウム（Ｓｒ）を０．００３質量％以上０．０３質量％以下、チタン（Ｔｉ）を０．００５質量％以上０．０５質量％以下含み、残部がアルミニウム（Ａｌ）と不可避不純物からなり、内部に存在するシリコン粒子の大きさが平均値で１０μｍ以下、最大値で３０μｍ以下、表層から深さ１．５ｍｍまでの範囲におけるシリコン粒子の大きさが最大値で６μｍ以下の範囲にあり、かつ、アルミニウム合金の結晶組織が熱間圧延組織、熱間圧延後に得られる再結晶組織、および、熱間圧延組織と熱間圧延後に得られる再結晶組織の混合組織からなる群より選ばれた１種の組織である。
【００１５】
この発明の耐摩耗性アルミニウム合金長尺体においては、特にダイス皮剥ぎ性の向上を図るためには、鉄の含有量は０．２質量％を超え、０．３質量％以下の範囲にするのが好ましい。
【００１６】
また、この発明の耐摩耗性アルミニウム合金長尺体において、特にシャー切断性を高めるために、アルミニウム合金の表面硬度がロックウエル硬さのＦスケールで５０以上９０以下の範囲内であることが好ましい。
【００１７】
さらに、シャー切断加工の際の表面凹凸によるクラック偏向を防止するために、アルミニウム合金の表面粗さをＲｍａｘで１０μｍ以下にするのが好ましい。
【００１８】
この発明に従ったカーエアコンディショナ用ピストンは、上述の構成を備えた耐摩耗性アルミニウム合金長尺体を用いるのが好ましい。
【００１９】
この発明に従った耐摩耗性アルミニウム合金長尺体の製造方法は、以下の工程を備える。
【００２０】
（ａ）  デンドライトの２次枝間隔が４０μｍ以下となるようにアルミニウム合金を連続鋳造することによって鋳造体を得る工程。
【００２１】
（ｂ）  ３５０℃以上５００℃以下の温度範囲で４０％以上の加工度で鋳造体を熱間圧延することによって圧延体を得る工程。
【００２２】
（ｃ）  ３００℃以上４８０℃以下の温度範囲で２時間以上５０時間以下で、圧延体を熱処理する工程。
【００２３】
上記の製造方法を用いてアルミニウム合金長尺体を製造することによって、得られた圧延体のダイス皮剥ぎ処理が容易になる。
【００２４】
因みに、特開昭６４−１７８３４号公報に開示されたアルミニウム合金にも、ミクロに見れば僅かにデンドライト状２次粒子が羽毛状晶として存在してはいるが、マクロに見れば柱状晶を主体とする組織であり、本発明によって得られるアルミニウム合金の組織とは異なる。
【００２５】
さらに、この発明の耐摩耗性アルミニウム合金長尺体の製造方法においては、熱処理する工程の後、圧延体の表面にダイス皮剥ぎ処理を施すのが好ましい。
【００２６】
ダイス皮剥ぎ処理を行なう場合には、ダイス皮剥ぎ処理を施す工程の前において、圧延体の表面硬度をロックウエル硬さのＦスケールで４５以上８５以下の範囲内に制御するのが好ましい。また、ダイス皮剥ぎ処理を施す工程において、ダイスによる皮剥ぎ量は１ｍｍ以下であるのが好ましい。
【００２７】
本発明の耐摩耗性アルミニウム合金長尺体は、たとえば、カーエアコンディショナ用ピストンのように耐摩耗性の要求特性の高い用途に適している。すなわち、連続鋳造圧延されることにより、得られたアルミニウム合金の組織に生じる長手方向の流れ（整列）に直交する加工面を、摺動面とする部分、たとえば、斜板式コンプレッサのピストンにおけるシュー受け部に配置することによって、耐摩耗性が飛躍的に向上する。
【００２８】
【発明の実施の形態】
以下に、本発明の実施の形態について詳細に述べる。
【００２９】
本発明のアルミニウム合金における各成分元素の含有量の限定理由は以下のとおりである。
【００３０】
銅とマグネシウムの添加は強度を決定し、これらの量が少なすぎると強度が不足し、多すぎると脆化挙動を示す。たとえば、カーエアコンディショナ用ピストンのように高い耐摩耗性が要求される用途では、耐摩耗性とダイス皮剥ぎ性を考慮すると、銅の含有量が２．０質量％以上５．０質量％以下、マグネシウムの含有量が０．３質量％以上１．０質量％以下の範囲内である必要がある。
【００３１】
シリコンは、その添加量、粒径、粒径分布が耐摩耗性と疲労強度に影響を与える。粒径と粒径分布の制御は、製造方法に依存するところが大きく、特開昭６４−１７８３４号公報では、比較的高い冷却速度で鋳造することによって行なわれる。一方、本発明では、冷却速度の分布やばらつきを許容するため、晶出するシリコン粒子のサイズが大きくなる傾向があるが、特開昭６４−１７８３４号公報に開示された製造方法とは異なり、ストロンチウムの添加によってシリコン粒子のサイズが大きくなるのを抑制し、さらにシリコン粒子の粒径のばらつきを熱処理により緩和することによって、シリコン粒子の粒径と粒径分布を制御することができる。但し、ストロンチウムは初晶シリコンの微細化に対して有効であるが、その添加量は０．００３質量％以上０．０３質量％以下の範囲内とする。ストロンチウムの含有量が０．０３質量％を超えると、シリコン粒子の微細化効果が飽和するとともにガス吸収が激しくなる。また、ストロンチウムの含有量が０．００３質量％未満であれば、シリコン粒子の微細化効果が認められない。
【００３２】
本発明のアルミニウム合金の場合には、シリコンの添加量の上限値は共晶組成に限られる。このため、非平衡状態の凝固においては共晶点の拡大が認められるので、シリコンの含有量の上限値は１３質量％とする。一方、シリコンの含有量が少ないと、アルミニウム合金初晶（α相）は粗大化するので、シリコンの含有量の下限値を７質量％とする。
【００３３】
チタンはα相を微細化するために必要である。チタンの含有量は０．００５質量％より少ない場合には、その微細化効果が小さく、また０．０５質量％を超えて添加してもその効果は小さい。
【００３４】
鉄の含有量は０．００１質量％以上０．３質量％以下、マンガンの含有量は０．００１質量％以上０．３質量％以下、クロムの含有量は０．００１質量％以上０．３質量％以下とする。
【００３５】
鉄の含有量が多すぎると、アルミニウム合金の凝固時に合金中の他の添加元素と粗大な晶出物を形成しやすくなり、合金の機械的特性を損なう可能性があるので、鉄の含有量を０．３質量％以下とする。したがって、鉄と粗大な晶出物を形成するマンガンやクロムの含有量についても、同じ理由で０．３質量％以下とする。
【００３６】
なお、シャー切断性と皮剥ぎ性を共に向上させるためには、鉄の含有量は、０．２質量％を越え、０．３質量％以下とするのが望ましい。
【００３７】
さらに、本発明では、シャー切断時のクラックの偏向現象を未然に防ぐために、また後述するダイス皮剥ぎ性を確保するために、内部に存在するシリコン粒子の大きさを平均値で１０μｍ以下、最大値で３０μｍ以下とするとともに、表層から深さ１．５ｍｍまでの範囲におけるシリコン粒子の大きさを最大値で６μｍ以下とする。
【００３８】
このようにシリコン粒子のサイズを制御しなければ、本発明のアルミニウム合金組成の範囲内でも、銅とマグネシウムの含有量が、それぞれ３．０質量％以上、０．５質量％以上になると、優れたシャー切断性と共に優れたダイス皮剥ぎ性を兼ね備えたアルミニウム合金を得ることができない。その理由と本発明のアルミニウム合金の組織との関係については、以下のように考えられる。
【００３９】
アルミニウム合金の内部に３０μｍを超えるような大きなシリコン粒子が存在すると、シャー切断時においてクラックが偏向しやすくなる。さらに、シャー切断の初期の段階、すなわち表面に剪断力が負荷された時点で、適正なクラックを生じさせないと材料の変形が大きくなり、大きなシリコン粒子の周りに空隙が生じやすくなるとともに、シリコン粒子が破損し、クラックが偏向する。このように材料の変形量が大きくなると、３０μｍよりも小さいシリコン粒子もクラック偏向の原因となる。このため、クラック偏向と変形が互いに影響し合う現象が生じやすくなる。したがって、シャー切断の初期の段階で適正なクラックを生じさせるためには、表層から少なくとも深さ１．５ｍｍまでの範囲に存在するシリコン粒子の大きさを最大値でも６μｍ以下とする必要がある。
【００４０】
なお、このとき、シリコン粒子は特開昭６４−１７８３４号公報に開示されたアルミニウム合金の鋳造後に見られるように、シリコン粒子がマトリックスの結晶粒界に高密度に晶出した共晶組織であると、クラックは容易に結晶粒界に沿って、言い換えれば高密度なシリコン粒子の領域を伝って、偏向して進展するので切断破面の平滑性が失われる。したがって、シャー切断時にクラックの偏向を生じさせることなく、シャー切断を行なうために本発明のアルミニウム合金は、鋳造組織を解消した熱間圧延組織、再結晶組織、または、熱間圧延組織と再結晶組織の混合組織のいずれかの組織を備えるように制御される。
【００４１】
材料の硬度もシャー切断性に影響を与える。上述したように、シャー切断の初期の段階でクラックが発生する前において材料の変形量が大きくなると、３０μｍよりも小さいシリコン粒子もクラックを偏向させるように作用する。このため、表面硬度はロックウエル硬さのＦスケールで５０以上であるのが好ましい。一方、表面硬度がロックウエル硬さのＦスケールで９０より大きくなると、材料の表層での初期クラックの発生が表面粗さに過敏になるため、表面硬度の範囲はロックウエル硬さのＦスケールで５０以上９０以下であるのが好ましい。
【００４２】
材料の表面粗さもシャー切断性に影響を与えるため、Ｒｍａｘで１０μｍ以下であるのが好ましい。
【００４３】
本発明では、最もシャー切断性に優れるものとして、上述の特徴を有するアルミニウム合金長尺体をさらにダイス皮剥ぎ処理したものを提案する。ダイス皮剥ぎ処理は、表面欠陥を除去するとともに、ピーリング処理では必然的に生じる螺旋状の挽き目段差を生じさせないため、この段差に伴ってシャー切断時にクラックの偏向を引き起こさせない。
【００４４】
ダイス皮剥ぎ処理時に生じる材料の破断は、機械的な強度を高めるために添加される銅とマグネシウムを多量に含む場合に、これらの成分の加工硬化能が高いために、アルミニウム合金が加工限界に達して生じるものである。この破断を防止するためには、通常、軟化処理によって硬度を下げる必要がある。一方、軟化処理によって硬度が下がると、ダイス皮剥ぎ処理時に剥れが生じやすくなる。これらの相反する課題を克服するために、本発明では上述したようにシリコン粒子のサイズを制御する。
【００４５】
すなわち、本発明者らがダイス皮剥ぎ処理時の材料破断の改善と、剥れの発生の抑制に関して調査を進めた結果、まず、材料破断には、材料内部に存在するシリコン粒子の大きさが関与していることがわかった。すなわち、３０μｍを超える大きさのシリコン粒子が材料の内部に存在すると、材料は容易にカッピー破断する。このため、シリコン粒子の大きさは最大値でも３０μｍ以下にし、好ましくは２０μｍ以下とする。
【００４６】
また、剥れの発生を抑制するためには、材料の表面硬度を高めることが有効であり、ダイス皮剥ぎ時の加工硬化を考慮して、ダイス皮剥ぎ処理中に破断しない範囲内で表面硬度を向上させるのが望ましい。具体的には、銅とマグネシウムの含有量によって適正な硬度は異なるものの、ダイス皮剥ぎ処理後の表面硬度をシャー切断に適した硬さとしてロックウエル硬さのＦスケールで５０以上９０以下にするために、ダイス皮剥ぎ処理前の表面硬度をロックウエル硬さのＦスケールで４５以上８５以下の範囲内に調整するのが好ましい。
【００４７】
さらに、皮剥ぎ処理後の表面を平滑にするためには、除去する表層に存在するシリコン粒子の大きさを最大値でも６μｍ以下とする。表層においてシリコン粒子の大きさが６μｍを超えると、シャー切断時にクラックが偏向しやすくなると同時に、ダイス皮剥ぎ処理時にシリコン粒子の大きな引きずり傷が発生する。
【００４８】
これらのシリコン粒子のサイズの制御により、良好な皮剥ぎ処理が可能となる。
【００４９】
なお、このようなシリコン粒子のサイズの制御は、鋳造組織をベースにして行なったとしても、本発明のような優れたシャー切断性とダイス皮剥ぎ性の材料を得ることはできない。すなわち、本発明のアルミニウム合金では、その結晶組織が熱間圧延組織、再結晶組織、または、熱間圧延組織と再結晶組織の混合組織のいずれかの組織から構成されるために、シャー切断性とダイス皮剥ぎ性の両者に優れたアルミニウム合金を得ることができる。
【００５０】
また、ダイス皮剥ぎ処理時の皮剥ぎ量も製造上の重要な条件の１つとなる。皮剥ぎ量が過大となると、皮剥ぎダイスにおいて抵抗が増大し、材料が破断するとともに、材料損失が多くなるので、１ｍｍ以下であるのが好ましい。さらに好ましくは、表面欠陥を除去するためには、皮剥ぎ量は０．０１ｍｍ以上１ｍｍ以下である。
【００５１】
上述のアルミニウム合金の内部組織を得るためには、基本的には可動鋳型方式の鋳造機と熱間圧延機とを組合せた連続鋳造圧延方式を用いて、アルミニウム合金長尺体を製造するのがよい。これは、バッチ方式の鋳造と圧延とを行なう方法を採用すると、再結晶粒子が大きくなりやすく、得られた材料の冷間加工が困難になるためである。
【００５２】
但し、鋳造時の冷却速度は、デンドライトの２次枝間隔が４０μｍ以下になるように制御されなければ、上述のように制御されたシリコン粒子のサイズを得ることはできない。このようにデンドライトの２次枝間隔を４０μｍ以下とした場合には、鋳造後に析出する鉄系の化合物のサイズも小さくなる。本発明のアルミニウム合金の基本成分からなる組成物を用いて本発明の連続鋳造圧延方式によって長尺体を製造する場合、鋳造において、このデンドライトの２次枝間隔を特別に制御しないと、鉄系の化合物のサイズは粗大化しやすくなる。したがって、デンドライトの２次枝間隔を制御しない場合には、鉄の含有量を０．２質量％以下に抑制しないと、本発明によるシャー切断性とダイス皮剥ぎ性を達成することができない。この場合、鋳造時に鉄と化合物を形成するマンガンとクロムも同様に０．２５質量％以下の含有量に抑制する必要がある。
【００５３】
しかしながら、本発明の製造方法においては、デンドライト２次枝間隔を４０ｍｍ以下に制御することによって、鉄の含有量を０．３質量％まで、マンガンとクロムの含有量を、それぞれ、０．３質量％まで高めることが可能となり、上述のように特に鉄の含有量が０．２質量％を超え、０．３質量％以下の領域でも、シャー切断性とダイス皮剥ぎ性の両者に優れた合金が得られるようになる。
【００５４】
但し、鉄の含有量が０．３質量％より多くなると、２０μｍを超える大きさの鉄系の化合物が生成し、粗大なシリコン粒子と同様に、ダイス皮剥ぎ処理時にカッピー破断の原因となる。
【００５５】
さらに、本発明の製造方法においては、鋳造後、圧延温度を３５０℃以上５００℃以下の範囲にして４０％以上の加工度で熱間圧延を行なう。この加工度は、鋳造組織を、熱間圧延組織、再結晶組織、または、熱間圧延組織と再結晶組織の混合組織にするために必要な加工度である。圧延温度を上記の範囲とするのは、３５０℃未満では加工硬化により圧延が困難となり、５００℃を超えると粒界割れにより圧延が困難となるためである。熱間圧延終了後のアルミニウム合金は、コイル状に巻き取っても、または定尺に切断して棒材にしてもよいが、ダイス皮剥ぎ処理の利点を生かすためにはコイル状に巻くのが好ましい。
【００５６】
コイル状または棒材のアルミニウム合金は、硬度調整、シリコン粒子の粒径の調整、結晶粒の制御のために、３００℃以上４８０℃以下の温度範囲で、２時間以上５０時間以下の範囲で熱処理が施される。熱処理温度が３００℃未満では、熱処理時間が極端に長くなり過ぎる。一方、熱処理温度が４８０℃を超えると、凝固時に非平衡状態で晶出した銅系化合物が平衡状態に移行する際に、物質収支の差により小さなボイドを生じさせるとともに、固溶する銅の量が増えるためである。ダイス皮剥ぎ処理時に生成したボイドは破壊の起点となり、また固溶した銅は加工硬化能を大きくするので、ダイス皮剥ぎ処理を困難にする。
【００５７】
【実施例】
以下、本発明の実施例を説明する。
【００５８】
表１に示す本発明組成と比較組成（単位：質量％）の各組成に対して、３種類の異なる内部組織を有する試料を作製した。なお、内部組織３種類の特徴については、組成Ｎｏ．に対応させて表２の左側の欄に示した通りである。内部組織（１）と（２）を有する試料は、プロペルチ連続鋳造機により作製した。内部組織（３）を有する試料は、横型連続鋳造機により作製した。
【００５９】
プロペルチ連続鋳造機で作製される鋳造材の断面積は３５００ｍｍ2で、溶湯の鋳造機への鋳湯温度は６５０℃〜６９０℃とした。プロペルチ連続鋳造機で作製された鋳造材は、凝固完了後５分以内に４２０℃の温度で熱間圧延して、直径３０ｍｍの長尺体とした。この長尺体を直径１．７ｍのコイル状に巻き取った。このときの加工度は、減面率で８０％であった。なお、プロペルチ連続鋳造機を用いた試料の作製に際しては、内部組織（１）はデンドライトの２次枝間隔が４０μｍ以下となるように連続鋳造したもの、内部組織（２）はデンドライトの２次枝間隔が５０μm以下となるように連続鋳造したものとした。内部組織（１）においては、より早い冷却速度を達成するためにプロペルチ鋳造機の冷却ノズル数の増加、冷却水量の増加とともに、鋳型材質を鋼合金から銅合金に変更して作製したものを準備した。
【００６０】
また、内部組織（３）を有する試料については、横型連続鋳造機を用いて特開昭６４−１７８３４号公報に開示された方法で直径３０ｍｍの鋳造棒を作製した。
【００６１】
いずれの試料にも、シャー切断試験を実施する前に４５０℃の温度で８時間の熱処理を施した。
【００６２】
表２は、本発明組成と比較組成を有するそれぞれの組成に対して、３つの異なる内部組織（１）、（２）および（３）を有するように作製した各試料について、その内部組織の詳細とシリコン粒子の粒径、シャー切断性、疲労特性、耐摩耗性の比較した結果を示したものである。表２の内部組織の欄において、数字は、「シリコン粒子の平均粒径（最大粒径）表層の最大粒径」をμｍ単位で示したものである。また、表２の内部組織の欄において「Ｃ」は鋳造組織、「Ｈ」は熱間圧延組織、「Ｒ」は再結晶組織を意味する。
【００６３】
シャー切断試験は、試料をシャー切断機により切断後、剪断面の凹凸を目視判定し、５０００個中の不良率をカウントで評価した。
【００６４】
また、疲労試験、耐摩耗性試験は、それぞれＴ６処理（温度４８０℃で５時間熱処理した後、水中に焼入れ処理し、温度１８０℃で８時間時効処理したもの）後、行なった。疲労試験では、棒材からダンベル試験片（平行部が直径８ｍｍ、ＧＬが１０ｍｍ）を作製し、完全両振り（Ｒ＝−１）でＳ−ｎ曲線を求めた後、１０5回の応力値で評価した。耐摩耗性試験では、ピン／ディスク式の試験機を用い、毎分６００回転で回転するＳＵＪ２製のディスクに、棒材から直径２８ｍｍのピンを作製し、このピンを５０ｋｇｆの力で押し当てて３００時間経過後の摩耗量として重量の減少量を測定することによって行なった。
【００６５】
シャー切断性、疲労特性、耐摩耗性については、それぞれ同一組成で最も優れていたものを○印、次に良いものを△印、最も劣っていたものを×印で表２に示している。なお、同等である場合は同一の記号で示している。
【００６６】
【表１】
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【００６７】
【表２】
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【００６８】
表２からわかるように、本発明組成の組成Ｎｏ．１〜９において内部組織（１）を有するもの（本発明品）、すなわち本発明に従ったアルミニウム合金長尺体は、その組成と内部組織により、従来にないシャー切断性を有するとともに、従来と同等以上の疲労特性と耐摩耗性を有していることがわかる。
【００６９】
次に、本発明のアルミニウム合金長尺体の内部組織のもう１つの制約である、表層におけるシリコン粒子の粒径の影響について示す。プロペルチ鋳造機で作製した鋳塊は、鋳型と接する表面近傍にチル層を形成する。このチル層内部では、シリコン粒子は非常に微細に分散して晶出し、シャー切断時に適切なクラックが生じやすくなっている。このチル層内部のシリコン粒子を成長させると、シリコン粒子の密度が減少し、クラックが偏向しやすくなる。４０％以上の加工度を与えた長尺体では、チル層は表層から深さ１．５ｍｍまでの範囲にあるため、この範囲内のシリコン粒子の制御が必要となる。
【００７０】
図１は、表２に示した本発明組成の組成Ｎｏ．５に対して、上述の内部組織（１）、（２）および（３）を有する試料を作製する際に、温度４５０℃での熱処理時間を変化させた場合において、表層から深さ１．５ｍｍまでの範囲内に存在する最大のシリコン（Ｓｉ）粒子の粒径とシャー切断不良率との関係を示す。
【００７１】
なお、図１、後述の図２および図３において、不良率比（％）は、内部組織（３）を有する試料の無処理品の不良個数を基準とした場合に以下の式で表わされるものである。
【００７２】
不良率比（％）＝｛（不良個数）／（内部組織（３）の無処理品の不良個数）｝×１００
シャー切断時の良不良の判断基準を以下に示す。試料をシャー切断機により切断後、剪断面の凹凸を目視観察し、３００００個中の不良個数をカウントした。なお、カウントするそのモードは、切断により試料外形（周面）に割れが生じる外形割れと、切断により試料端面（切断面）に割れが生じる端面割れとした。
【００７３】
ストロンチウムを添加した合金では、小さなシリコン粒子の方がオストワルド成長と考えられる機構により早く成長するため、プロペルチ連続鋳造機を用いた鋳造材ではチル層領域のシリコン粒子が早く成長する。このため、検討した熱処理範囲内では、内部組織（１）を有する試料でも平均粒径が１０μｍ、最大粒径が３０μｍを超えることはなく、内部組織（２）を有する試料においても平均粒径が２０μｍ、最大粒径が４０μｍを超えることはなかった。一方、内部組織（３）を有する試料は、高い冷却速度により内部まで微細なシリコン粒子が分散している。このため、表層から深さ１．５ｍｍまでの範囲内での最大シリコン粒子の粒径と試料全体の最大シリコン粒子の粒径とはほぼ一致していた。
【００７４】
図１から明らかなように、表層より深さ１．５ｍｍまでの範囲内の最大シリコン粒子の粒径が６μｍよりも大きくなると、たとえ、試料の内部全体で平均粒径が１０μｍ以下、最大粒径が３０μｍ以下であっても不良率が増加し、従来の材料に対してメリットがなくなることがわかる。なお、本発明組成の組成Ｎｏ．２と８に対しても同様の調査を実施したが、結果は同様であった。
【００７５】
次に、アルミニウム合金の長尺体の硬さによってもシャー切断性が異なることについて示す。図２は、表２に示す本発明組成の組成Ｎｏ．６の合金長尺体を作製するに当って、温度４８０℃で５時間の熱処理を実施した後、冷却条件を変化させて、それぞれの硬度（ＨＲＢ：ロックウェル硬さのＦスケール）を有する試料のシャー切断不良率を示すものである。図２には、図１と同様に、内部組織（１）を有する試料（本発明品）、内部組織（２）および（３）を有する試料について不良率を示す。本発明品は、ロックウエル硬さのＦスケールで５０〜９０の範囲で特に良好なシャー切断性を示している。表２の本発明組成の組成Ｎｏ．２と８に対しても同様の調査を実施したが、同様の結果を得た。
【００７６】
表２に示す本発明の内部組織（１）を有するアルミニウム合金長尺体についてシャー切断試験の不良を調査すると、微小な傷等の表面欠陥が作用していることがわかった。破断面を観察すれば、クリティカルな傷の大きさは、表面粗さＲｍａｘで１０μｍよりも大きいものであった。好ましくは、表面欠陥を取り除くために、表面切削を実施することが望ましい。但し、上述のように、傷の大きさは、表面粗さＲｍａｘで１０μｍよりも大きいものであるため、表面粗さをＲｍａｘで１０μｍ以下にする必要がある。
【００７７】
表２の本発明組成の組成Ｎｏ．３と６と９に対して、内部組織（１）、（２）および（３）の試料について、ピーリング処理、ダイス皮剥ぎ処理を施した。この結果、内部組織（２）と（３）の試料では、ダイス皮剥ぎ処理が不可能であった。図３は、それぞれの試料のシャー切断不良率を示す。図３によれば、本発明品（内部組織（１）の試料）のダイス皮剥ぎ処理後のシャー切断不良率が低いことがわかる。ピーリング処理後の試料が、ダイス皮剥ぎ処理後の試料に対して、高い不良率を示したのは、その処理の性質上、表面に刃境による段差が生じたためと考えられる。なお、ダイス皮剥ぎ処理は線速度６０ｍ／ｍｉｎで加工できたが、ピーリング処理は線速度１０ｍ／ｍｉｎが上限であった。
【００７８】
プロペルチ連続鋳造機で作製した鋳塊を調査したところ、表２に示した本発明の内部組織（１）を有するアルミニウム合金長尺体を得るためには、鋳造体のデンドライトの２次枝間隔が４０μｍ以下となるように連続鋳造する必要があることがわかった。この条件を満たさない低い冷却速度で鋳造すると、上述したように良好なシャー切断性を得ることができない。鋳造後は、圧延温度を変化させたところ、鋳塊は３５０〜５００℃の温度範囲においてのみ加工できた。さらに、上述の本発明によるアルミニウム合金長尺体は、熱間圧延組織、再結晶組織、熱間圧延組織と再結晶組織の混合組織のいずれかからなる必要がある。これは、表２のシャー切断試験において鋳造棒の不良を生じた切断面のその殆どが鋳造粒界に沿って割れていたことから明らかである。鋳造後、各圧延スタンドから試料をサンプリングし、調査したところ、加工度が４０％の時点で鋳造組織がほぼ解消されていた。
【００７９】
上述の硬度調整で、シリコン粒子の粒径調整、結晶粒の制御のための熱処理は、温度３００〜４８０℃の範囲、２〜５０時間の範囲で実施可能であった。
【００８０】
ダイス皮剥ぎ処理に際しては、表１に示す本発明組成の組成Ｎｏ．３と６と９のアルミニウム合金長尺体に対して、温度４８０℃で５時間の熱処理を施した後、冷却条件を変化させて皮剥ぎ処理条件を調査した。それぞれ硬度はロックウエル硬さのＦスケールで３０、３４、４０以下となる場合に剥れが発生した。一方、硬度の上限としては、ロックウエル硬さのＦスケールで９８、９６、９３までカッピー破断を生じることなく、皮剥ぎ処理を行なうことができた。しかし、ダイス皮剥ぎ処理後、熱処理工程を加えると、外傷発生の可能性が増すので、ダイス皮剥ぎ処理時の加工硬化を考慮して、予めロックウエル硬さのＦスケールで４５〜８５の範囲内に硬度を調整して、ダイス皮剥ぎ処理後においてシャー切断に適切な硬度、ロックウエル硬さのＦスケールで５０〜９０の範囲内になるように調整するのがよい。
【００８１】
なお、ダイス皮剥ぎ量は、表面のチル層領域の微細なシリコン粒子を除去してはならない。チル層を除去する、またはチル層領域の粒子を成長させると、クラックが偏向しやすくなるため、ダイス皮剥ぎ処理が困難になることは、図１に示した内部組織（１）を有する試料（本発明品）について行なわれたダイス皮剥ぎ試験により確認された。このため、ダイス皮剥ぎ処理が表層から深さが１．５ｍｍより浅い範囲で行なうべきであるが、機械的負荷、材料損失を考慮すれば、深さが１ｍｍ以下の範囲内で行なうのが好ましい。なお、表１に示す本発明組成の組成Ｎｏ．１〜９に対して同様の調査を実施し、ダイス皮剥ぎ処理時の切屑の形状を比較したところ、組成Ｎｏ．２、３、５、６、９の方が組成Ｎｏ．１、４、７、８に比べて細かく分断された形状を示した。ダイス皮剥ぎ処理性は鉄の含有量が０．２質量％を越え０．３質量％の範囲内で特に良好になった。
【００８２】
以上に開示された実施の形態や実施例はすべての点で例示であって制限的なものではないと考慮されるべきである。本発明の範囲は、以上の実施の形態や実施例ではなく、特許請求の範囲によって示され、特許請求の範囲と均等の意味および範囲内でのすべての修正や変形を含む。
【００８３】
【発明の効果】
以上のように、本発明によれば、高い疲労強度と高い耐摩耗性とを備えるだけでなく、シャー切断性とダイス皮剥ぎ性に優れた耐摩耗性アルミニウム合金長尺体を得ることができ、たとえば、カーエアコンディショナ用ピストンのような耐摩耗性の要求特性の高い部材に適した材料を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】  表層から深さ１．５ｍｍまでの範囲内に存在する最大のシリコン粒子の粒径とシャー切断不良率との関係を示す図である。
【図２】  表面硬度（ロックウェル硬さのＦスケール）とシャー切断不良率との関係を示す図である。
【図３】  ピーリング処理、ダイス皮剥ぎ処理の後のシャー切断不良率を示す図である。
【図４】  ピーリング処理を示す模式図である。
【図５】  ダイス皮剥ぎ処理を示す模式図である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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