铝合金成形品的制造方法、铝合金成形品以及生产系统的制作方法

专利名称：：铝合金成形品的制造方法、铝合金成形品以及生产系统的制作方法
技术领域：
：本发明涉及具有使用由铝合金制成的连铸棒作为坯材的锻造成形工序的铝合金成形品的制造方法、铝合金成形品以及其生产系统。
背景技术：
：近年来，四轮车、两轮车等车辆(以下简单地称为"汽车，，)，为了高性能化，为了应对环境问题，对于内燃机活塞，研讨了采用铝锻制的活塞。可使活塞等的内燃机的驱动部件轻量化，谋求使内燃机运行时的负荷降低、输出功率提高、燃料消耗降低。铝合金制的内燃机活塞，一直以来较多地釆用铸造品，但铸造品难以抑制铸造时发生的内部缺陷，为了安全设计强度，必须设置余量的壁厚，轻量化较困难。因此，研讨了利用可抑制内部缺陷发生的铝合金锻造品来实现活塞的轻量化。以往的铝合金锻造用坯材的制造方法，包括采用通常的金属熔液制造法制备铝合金熔液的工序；接着将该铝合金熔液釆用连铸法、半连铸法(DC铸造法)、热顶铸造法等的所有连铸法之中的任一种方法进行铸造，来制造铝合金铸锭的工序；然后对该铸锭实施均质化热处理，进行铝合金晶体的均质化的工序。并且，对铝合金锻造用坯材(铸锭)实施锻造，进而实施JIS(日本工业标准)的T6热处理，由此制造出铝合金锻造成形品。另外，关于6000系合金，日本特开2002-294383号公报(专利文献1)公开了抑制均质化热处理的温度或将该热处理省略的6000系合金。可是，在专利文献l中，对高温时的机械特性没有进行研讨。另一方面，以能够制造在比以往的铝锻造高的温度下的机械强度优异的铝合金成形品为目的的下述的日本特开2005-290545号公报(专利文献2)，公开了一种具有使用由铝合金制成的连铸棒作为坯材的锻造成形工序的铝合金成形品的制造方法，其中，铝合金含有10.5质量％~13.5质量％的Si、0.15质量％~0.65质量％的Fe、2.5质量％~5.5质量％的Cu以及0.3质量％~1.5质量％的Mg，该制造方法包括热处理和加热工序，所述热处理和加热工序包括对坯材的前热处理工序、对坯材的锻造加工时加热工序、对铝合金成形品的后热处理工序，前热处理工序包括在-l(TC~480°C下保持2小时~6小时的处理。可是，近年来要求进一步的内燃机的效率提高和输出功率的提高，其结果，对于其中所使用的部件，要求在更高温度下的机械强度。因此，对于以更加轻量化为目标的铝合金锻造品而言，正寻求相比于以往的铝合金锻造品，使更高温度时的机械强度(例如，350。C下的疲劳强度)提高的铝合金成形品的制造方法。本发明是鉴于上述情况而完成的，其目的是提供在比以往的铝合金锻造更高温度下的机械强度优异的铝合金成形品的制造方法、铝合金成形品以及生产系统。
发明内容(1)为了达到上述目的，本发明的第l发明，是一种铝合金成形品的制造方法，其具有使用由铝合金形成的连铸棒作为坯材的锻造成形工序，其特征在于，铝合金含有10.5质量％~13.5质量％的Si、2.5质量％~6质量％的Cu、0.3质量％~1.5质量％的Mg以及0.8质量％~4质量％的Ni，并且满足Ni(质量％)^〔-0.68xCu(质量％)+4.2(质量％)〕的关系式，该制造方法包括热处理和加热工序，所述热处理和加热工序包括对坯材的前热处理工序、对坯材的锻造加工前预加热工序、对铝合金成形品的后热处理工序，前热处理工序包括在-10。C480。C下保持2小时~6小时的处理。(2)本发明的第2发明，其特征在于，在上述第l发明的铝合金成形品的制造方法中，前热处理工序的热处理温度为200°C~370°C。(3)本发明的第3发明，其特征在于，在上述第l发明的铝合金成形品的制造方法中，前热处理工序的热处理温度为-10。C~200°C。(4)本发明的第4发明，其特征在于，在上述第l发明的铝合金成形品的制造方法中，前热处理工序的热处理温度为370°C~480°C。(5)本发明的第5发明，其特征在于，在上述第l发明~第4发明的铝合金成形品的制造方法中，后热处理工序是不实施固溶处理而在170°C230。C下保持l小时~10小时。(6)本发明的第6发明，其特征在于，在上述第1发明~第5发明的铝合金成形品的制造方法中，铝合金含有0.15质量％~0.65质量％的Fe。(7)本发明的第7发明，其特征在于，在上述第l发明~第6发明的铝合金成形品的制造方法中，铝合金含有0.003质量％~0.02质量％的P。(8)本发明的第8发明，其特征在于，在上述第l发明~第7发明的铝合金成形品的制造方法中，铝合金含有0.003质量％~0.03质量％的Sr、0.1质量％~0.35质量％的Sb、0.0005质量％~0.015质量％的Na、0.001质量％~0.02质量％的Ca之中的任一种或者两种以上的组合。(9)本发明的第9发明，其特征在于，在上述第1发明第8发明的铝合金成形品的制造方法中，铝合金含有0.1质量％~1.0质量％的Mn、0.05质量％~0.5质量％的Cr、0.04质量％~0.3质量％的Zr、0.01质量%~0.15质量％的V、0.01质量％~0.2质量％的Ti之中的任一种或者两种以上的组合。(10)本发明的第IO发明，其特征在于，在上述第1发明第9发明的铝合金成形品的制造方法中，锻造成形工序中的、要求耐高温疲劳强度的部位的加工率为卯％以下。(11)本发明的第ll发明，其特征在于，在上述第1发明第10发明的铝合金成形品的制造方法中，锻造成形工序中的、加工前预加热温度为380°C~480°C。(12)本发明的第12发明，其特征在于，在上述第1发明~第11发明的铝合金成形品的制造方法中，连铸棒是使铸造速度为80(mm/分钟)~2000(mm/分钟)采用连铸法对熔液的平均温度为液相线+40°C~液相线+230°C的铝合金进行铸造而得到的。(13)本发明的第13发明，是采用上述第l发明~第12发明的铝合金成形品的制造方法中的任一制造方法制造的铝合金成形品，其特征在于，在组织中，连铸时形成的结晶物的网状组织或者针状结晶物或者结晶物的集合体在成形和热处理后也部分地残留。(14)本发明的第14发明，是采用上述第1发明~第12发明的铝合金成形品的制造方法中的任一制造方法制造的铝合金成形品，其特征在于，共晶Si的面积占有率为8%以上，共晶Si的平均粒径为5nm以下，针状比为1.4以上的共晶Si为25%以上，金属间化合物的面积占有率为1.2%以上，金属间化合物的平均粒径为1.5jim以上，长度为3nm以上的、金属间化合物或相接触的金属间化合物的集合体为30%以上。(15)本发明的第15发明，是作为具有冠面部位、裙部的铝合金制发动机活塞而成形的第13发明或第14发明的铝合金成形品，其特征在于，上述冠面部位的高温疲劳强度为50MPa以上。(16)本发明的第16发明，是将从熔液到铝合金成形品的一系列的工序作为连续线而构筑的生产系统，其特征在于，包括上述笫1发明~笫12发明的铝合金成形品的制造方法之中的任一种制造方法的工序。根据(1)所述的第l发明，铝合金含有Si、Cu、Mg以及Ni，因此能够得到高温疲劳强度和锻造性、延性、韧性均良好的成形品。另外，Ni以及Cu组分满足Ni(质量％)^〔-0.68xCu(质量％)+4.2(质量％)〕的关系式，因此在更高温度下的疲劳强度特性提高。另外，以往必须改变合金组成来由多水准的合金试制成形品，并且高温疲劳强度的评价也是需要复杂设备和较多的时间的评价，因此特别是具有高温下的疲劳强度的合金设计较困难。可是，通过使用本发明的上述关系式作为指标来涉及合金组成，可容易地得到具有在更高的温度下的疲劳强度特性的合金，并且，能够得到即使是比35(TC高的温度时也具有优异的机械强度的铝合金成形品。更具体地讲，例如，在350。C下保持100小时后的350。C下的疲劳强度为33MPa以上。这些特性，例如是与高温气氛接触的内燃机活塞的冠面部位所要求的特性。因此，通过使用本发明的铝合金成形品，相比于以往的内燃机活塞，能够薄壁化，内燃机活塞的轻量化成为可能。并且，能够相应市场所要求的轻量化，能够实现内燃机的燃耗降低、输出功率提高。根据(2)所述的第2发明，使前热处理工序的热处理温度为200°C~370°C，因此高温疲劳强度和锻造性、延性、韧性更兼顾，能够得到更良好的成形品。根据(3)所述的第3发明，使前热处理工序的热处理温度为-10。C200°C，因此能够得到高温疲劳强度更良好的成形品。但是，锻造性、延性、韦刃性，相比于热处理温度为200°C370。C的成型品降^f氐。根据(4)所述的第4发明，使前热处理工序的热处理温度为370°C~480°C,因此能够得到锻造性、延性、韧性更良好的成形品。但是，高温疲劳强度相比于热处理温度为200°C37(TC的成型品降低。根据(5)所述的第5发明，在后热处理工序中不实施固溶处理而在170°C230。C保持l小时~10小时，因此能够得到高温疲劳强度更良好的成形品。但是，延性、韧性，相比于实施固溶处理、并在170°C230。C保持1小时~10小时的成型品降低。根据(6)所述的第6发明，铝合金含有0.15质量％~0.65质量％的Fe，因此结晶出Al-Fe系、Al-Fe-Si系、Al-Ni-Fe系的粒子，使高温机械强度提高。并且，0.15质量％~0.65质量％的Fe含量，抑制粗大结晶物的增加，使锻造性、高温疲劳强度、韧性提高。根据(7)所述的第7发明，铝合金含有0.003质量％~0.02质量％的P，P使初晶Si产生，在使耐磨损性优先的情况下是优选的，另外，P具有细化初晶Si的效果，起到抑制由产生的初晶Si引起的锻造性、延性和高温疲劳强度降低的作用。并且，0.003质量％~0.02质量％的P含量，抑制粗大的初晶Si的增加，使锻造性、高温疲劳强度、韧性提高。根据(8)所述的第8发明，铝合金含有0.003质量％~0.03质量％的Sr、0.1质量％~0.35质量％的Sb、0.0005质量％~0.015质量％的Na、0.001质量％~0.02质量％的Ca之中的任一种或者两种以上的组合，因此能够抑制初晶Si的发生，在使锻造性、延性、韧性优先的情况下是优选的。并且，该范围的Sr、Sb、Na、Ca的含量，抑制初晶Si的产生，使锻造性、韧性、高温疲劳强度提高。根据(9)所述的第9发明，铝合金含有0.1质量％~1.0质量％的Mn、0.05质量％~0.5质量％的Cr、0.04质量％~0.3质量％的Zr、0.01质量%~0.15质量％的V、0.01质量％~0.2质量％的Ti之中的任一种或者两种以上的组合，因此Al-Mn系、Al-Fe-Mn-Si系、Al-Cr系、Al-Fe-Cr-Si系、Al-Zr系、Al-V系、Al-Ti系的化合物结晶出或者析出，使铝合金的高温机械强度提高。并且，该范围的Mn、Cr、Zr、V、Ti的含量，抑制粗大的结晶物的增加，使锻造性、高温疲劳强度、韧性提高。根据(10)所述的第IO发明，使锻造成形工序中的、要求耐高温疲劳强度的部位的加工率为卯％以下，因此适度截断、适度残留结晶物的网状组织、针状组织、集合体，因此能够得到延性、韧性和高温疲劳强度良好的成形品。根据(11)所述的第ll发明，使锻造成形工序中的、加工前预加热温度为380。C480。C，因此能够得到高温疲劳强度和锻造性、延性、韧性良好的成形品。根据(12)所述的第12发明，使铸造速度为80(mm/分钟)~2000(mm/分钟)釆用连铸法将熔液的平均温度为液相线+40°C~液相线+230。C的铝合金进行铸造而得到连铸棒，因此在可得到均匀、微细的结晶物的网状组织、针状组织、集合体的同时，能够得到高温疲劳强度和锻造性、延性、韧性良好的成形品。根据(13)所述的第13发明，在组织中，连铸时形成的结晶物的网状组织或者针状结晶物或者结晶物的集合体在成形和热处理后也部分地残留，因此能够得到高温疲劳强度和锻造性、延性、韧性良好的成形品。根据(14)所述的第14发明，共晶Si的面积占有率为8%以上，共晶Si的平均粒径为5nm以下，针状比为1.4以上的共晶Si为25%以上，金属间化合物的面积占有率为1.2%以上，金属间化合物的平均粒径为1.5nm以上，长度为3jim以上的、金属间化合物或相接触的金属间化合物的集合体为30%以上，因此能够更切实地得到高温疲劳强度和锻造性、延性、韧性良好的成形品。根据(15)所述的第15发明，冠面部位的高温疲劳强度为50MPa以上，因此具有充分的高温疲劳强度，可很适合地用于内燃机活塞的冠面部位等。根据(16)所述的第16发明，将从金属熔液到铝合金成形品的一系列的工序作为连续线而构筑，至少该工序中包括上述的任一种的铝合金成形品制造方法的工序，在更高温度下的疲劳强度特性提高。另外，以往必须改变合金组成由多水准的合金试制成形品，并且高温疲劳强度的评价也是需要复杂设备和较多的时间的评价，因此特别是具有高温下的疲劳强度的合金设计较困难。可是，通过使用本发明的上述关系式作为指标来设计合金组成，能够容易地得到具有在更高的温度下的疲劳强度特性的合金，并且，能够得到即使是比3S0。C高的温度时也具有优异的机械强度的铝合金成形品。更具体地讲，例如，在3S0。C下保持100小时后的350。C下的疲劳强度为33MPa以上。这些特性，例如，是与高温气氛接触的内燃机活塞的冠面部位所需求的特性。因此，通过使用本发明的铝合金成形品，相比于以往的内燃机活塞，能够更薄壁化，内燃机活塞的轻量化成为可能。并且，能够应对市场所需求的轻量化，能够实现内燃机的燃耗降低、输出功率提高。第1图是表示作为实现本发明的制造工序的生产线的一例的锻造生产系统的图。第2图是表示本发明中使用的连铸装置的铸模附近的一例的图。第3图是表示本发明中使用的连铸装置的铸模附近的另一例的图。第4图是表示本发明中使用的连铸装置的有效^=莫长的图。第5图是本发明中使用的连铸装置的另一例的图。第6图是说明铝合金中的Ni与Cu的含有率的关系的图。第7图(a)是具有本发明的实施例17、18以及比较例11~13的形状的活塞的平面图。第7图(b)是第7图(a)所示的活塞的正面图。第8图是第7图(a)的VIII-Vin线截面图。具体实施例方式对本发明的成形品的合金组成进行说明。在本发明中使用的铝合金熔液，被调整成含有10.5质量％~13.5质量%(优选为11,5质量％~13质量％)的Si、2.5质量％~6质量％(优选为3.5质量％~5.5质量％)的Cu、0.3质量％~1.5质量％(优选为0.5质量％~1.3质量％)的Mg、0.8质量％~4质量％(优选为1.8质量％~3.5质量％)的Ni，并且满足Ni(质量。/0)^〔-0.68xCu(质量％)+AA(质量％)〕(其中，AA为常数，AA^4.2,优选为AA^4.7。)的关系式的组成。Si:通过共晶Si的分布而提高高温机械强度、耐磨损性，与Mg共存而析出Mg2Si粒子，使高温机械强度提高。Si不到10.5质量％时，上述的效果小，当超过13.5质量％时，初晶Si的结晶增多，使高温疲劳强度、延性、韧性降低。Ni:产生A1-Ni系、Al-Ni-Cu系结晶物，由此使高温机械强度提高。Ni不到0.8质量。/。时，上述的效果小，当超过4质量％时，粗大的结晶物增加，使锻造性、高温疲劳强度、延性、韧性降低。Cu:析出CuAl2粒子，而且产生Al-Cu系、Al-Ni-Cu系结晶物，使高温机械强度提高。Cu不到2.5质量。/。时，上述的效果小，当超过6质量%时，Al-Cu系的粗大结晶物增加，使锻造性、高温疲劳强度、延性、韧性降低。Mg:与Si共存而析出Mg2Si粒子，使高温机械强度提高。Mg不到0.3质量％时，上述的效果小，当超过1.5质量％时，Mg2Si的粗大结晶物增加，使锻造性、高温疲劳强度、延性、韧性降低。而且，在本发明中，Ni以及Cu的组成需满足Ni(质量％)^〔-0.68xCu(质量％)+AA(质量％)〕(其中，AA为常数，AA^4.2，优选为AA^4.7)的关系式。这是因为通过Ni以及Cu满足该关系式，在更高的温度下的疲劳强度特性提高。另外，进行制备使得常数AA为4.7以上的铝合金成形品，有助于高温强度的网状或者针状的金属间化合物的产生量增多，因此是优选的。上述的疲劳强度特性提高的机理尚不明确，但可推定如下。最有助于高温机械强度提高的可认为是Al-Ni系、Al-Ni-Cu、Al-Cu系结晶物和在高温环境下固溶于铝基体中的Cu。利用这些结晶物、和Cu的固溶有效地产生高温才几械强度的提高的Cu量与Ni量的关系由上式导出。使用了这样的铝合金的成形品，作为优选的值，在35(TC下的疲劳强度为33MPa以上，进一步优选为43MPa以上。而且，在300。C下的疲劳强度为55MPa以上。该金属熔液，优选含有0.1质量％~1质量％(优选为0.2质量％~0.5质量％)的Mn、0.05质量％~0.5质量％(优选为0.1质量％~0.3质量％)的Cr、0.04质量％~0.3质量％(优选为0.1质量％~0.2质量％)的Zr、0.01质量％~0.15质量％(优选为0.05质量％~0.1质量％)的V、0.01质量％~0.2质量％(优选为0.02质量％~0.1质量％)的Ti之中的一种或者两种以上。这是因为Mn、Cr、Zr、V、Ti的含有，会结晶或析出Al-Mn系、Al-Fe画Mn-Si系、Al画Cr系、Al-Fe画Cr-Si系、Al-Zr系、Al-V系、Al-Ti系的化合物，使铝合金的高温机械强度提高。Mn不到0.1质量Yo、Cr不到0.05质量％、Zr不到0.04质量％、V不到0.01质量％、Ti不到0.01质量％时，上述的效果小，Mn超过1.0质量0/。、Cr超过0.5质量。/。、Zr超过0.3质量％、V超过0.15质量。/。、Ti超过0.2质量。/。时，粗大的结晶物增加，使锻造性、高温疲劳强度、韧性降低。进而，优选含有0.15质量％~0.65质量％(优选为0.3质量％~0.5质量％)的Fe，使A1-Fe系、Al-Fe-Si系、Al-Ni-Fe系的粒子结晶出，提高高温才几械强度。Fe不到0.15质量％时，上述的效果小，当超过0.65质量％时，Al-Fe系、Al-Fe-Si系、Al-Ni-Fe系的津且大结晶物增加，4吏锻造性、高温疲劳强度、延性、韧性降低。另夕卜，优选含有0.003质量％~0.02质量％(优选为0.007质量％~0.016质量。/o)的P。P会使初晶Si产生，因此在使耐磨损性优先的情况下是优选的，另外，具有细化初晶Si的效果，起到抑制由产生的初晶Si导致的锻造性、延性、高温疲劳强度降低的作用。P不到0.003质量％时，细化初晶Si的效果小，在铸锭的中心产生粗大的初晶Si，使锻造性、高温疲劳强度、延性、韧性降低。P超过0.02质量。/。时，初晶Si的产生增多，使锻造性、高温疲劳强度、延性、韧性降低。另外，含有0.003质量％~0.03质量％(优选为0.01质量％~0.02质量％)的Sr、0.1质量％~0.35质量％(优选为0.15质量％~0.25质量％)的Sb、0.0005质量％~0.015质量％(优选为0.001质量％~0.01质量％)的Na、0.001质量％~0.02质量％(优选为0.005质量％~0.01质量％)的Ca之中的一种或者两种以上时，具有细化共晶Si的效果，因此是优选的。Sr不到0.003质量％、Sb不到O.l质量0/0、Na不到0.0005质量％、Ca不到0.001质量％时，上述的效果小，当Sr超过0.03质量。/。、Sb超过0.35质量％、Na超过0.015质量％、Ca超过0.02质量％时，粗大的结晶物增加，或者产生铸造缺陷，使锻造性、高温疲劳强度、韧性降低。铝合金成形品、铸锭的合金成分的组成比，例如，可通过采用JISH1305中记载的光电测光式发光分光分析装置(装置例岛津制作所制PDA-5500)的方法来确认。以下基于附图对本发明的实施方式进行详细说明。第1图是表示作为实现本发明的制造工序的生产线的一例的生产系统的图。在第1图中，锻造品的生产系统包括由金属熔液水平地铸造连铸棒，切断为规定的长度的连铸装置81;对由该连铸装置81铸造的连铸棒实施热处理的前热处理装置82;在通过该前热处理装置82热处理，连铸棒发生弯曲的情况下，对连铸棒的弯曲进行矫正的矫正装置83;除去由该矫正装置83矫正了弯曲的连铸棒的外周部分的剥皮装置84;将由该剥皮装置84除去了外周部分的连铸棒切断为锻造成形品所必需的长度的切断片的切断装置85;将由该切断装置85切出的切断片预加热，从而进行镦锻加工的镦锻装置(省略图示)；为对由该镦锻装置镦锻的坯材被覆润滑剂而在预加热了的坯材上涂布石墨系润滑剂或者将预加热了的坯材浸渍于石墨系润滑剂中或进行被覆的润滑装置86A、86B;进而由采用预加热装置87加热的附着有润滑剂的坯材锻造锻造制品(粗加工成品；preform)的锻造装置88;对由该锻造装置88锻造的锻造完的制品(锻造制品)实施后热处理的后热处理装置89。后热处理装置89,例如，可由对锻造完的制品实施固溶处理的固溶加热装置90、将由该固溶加热装置90加热的锻造制品进行淬火的淬火装置91、对由该淬火装置91淬火的锻造制品实施时效处理的时效处理装置92构成。省略固溶处理的场合，优选不设置固溶加热装置卯和淬火装置91而在锻造装置88之后设置时效处理装置92。另外，剥皮装置84、镦锻装置可省略。另外，各装置间的输送可采用自动输送装置进^f亍。另外，润滑装置86A、86B中的润滑剂净皮覆处理可置换为磷化(bonde)处理(磷酸盐皮膜处理)装置86C。在此，前热处理装置82具有将坯材温度在-10。C~480。C保持2小时~6小时的功能。预加热装置87具有使坯材温度为380°C480。C的功能。后热处理装置89的固溶加热装置90以及淬火装置91，具有使锻造完的制品(成形品)的固溶温度为480。C520。C之后进行淬火的功能。后热处理装置89的时效处理装置92具有将锻造完的制品(成形品)的温度保持在170°C-23(TC的功能。采用本发明的生产系统的制造方法，是包括对将铝合金采用连铸法铸造而得到的圆棒实施前热处理的工序、将前热处理了圆棒作为坯材通过热塑性加工而成形出^L加工成品工序、在塑性加工后进^f亍后热处理的工序的成形品的制造方法，前热处理的温度为-10。C~480°C，热塑性加工时的坯材温度为380°C~480。C,在后热处理工序中，固溶加热时使粗加工成品的温度为480°C~520°C，或者不实施固溶处理而直接进行满足170°C~230。C的温度条件的温度管理，从铸造工序开始包括各热处理工序在内一贯地制造成形品。其结果，能够稳定地制造具有理想的机械强度的成形品。作为上述塑性加工，可举出锻造加工，但本发明的制造方法，如果满足前热处理的温度、热塑性加工时的坯材温度、后热处理的温度条件，则也能够与滚轧加工、挤压加工组合。在任何的情况下，在组织、结晶物的网的控制上都能够得到本发明的作用效果。本发明的铝合金成形品，可很适合地用作为要求高温时的机械强度的部件。因此，例如，根据本发明制造发动机活塞、气门挺杆、气门弹簧座圏、气缸套等的形状的成形品，将该成型品根据需要利用车床、自动换刀数控机床等进一步进行机械加工，由此成形为所希望的形状，可作为各种制品用的部件使用。对于本发明中使用的制造方法的、基本的凝固方法的部分，可采用公知的热顶连铸法、立式连铸法、水平连铸法、DC铸造法中的任一种方法。例如可为向中心轴保持为横向的具有强制冷却的筒状铸模的内壁面供给选自气体、液体润滑剂、其加热分解气体之中的任一种或者两种以上的流体，向筒状铸模的一端供给含有Si的铝合金熔液，形成柱状金属熔液，使柱状金属熔液在筒状铸模中凝固，将形成的铸锭从筒状铸模的另一端拉出的水平连铸法。以下对于将本发明应用于水平连铸法的情况进行说明。第2图是表示本发明中使用的连铸装置的铸模附近的一例的图。配置有中间包(tundish)250、耐火材料制板状体210、筒状铸模201，使得贮留于中间包250中的合金熔液255经由耐火材料制板状体210供给至筒状铸模201中。筒状铸模201被保持使得铸模中心轴220为大致水平。在筒状铸模201的内部配置有强制冷却机构，在筒状铸模201的出口配置有凝固铸锭216的强制冷却机构，使得合金熔液255变为凝固铸锭216。在图2中，作为将凝固铸锭216强制冷却的机构的例子，设置有冷却水喷淋装置205。在筒状铸模201的出口附近设置有驱动装置(没有图示)，使得强制冷却过的凝固铸锭216以一定速度拉出从而连续地铸造。进而，配置有将拉出的铸造棒切断为规定的长度的同步切割机(没有图示)。采用第3图说明本发明中使用的装置的铸模附近的另一例。第3图是以概略的截面图表示出DC铸造机的一例。在该DC铸造机中，铝合金熔液1通过槽2、汲取管3以及浮子式分配器4导入到铝合金制或者铜制的固定的水冷铸模5内。水冷铸模5由冷却水5A冷却。导入到水冷铸模5内的铝合金熔液6，在与水冷铸模5接触的部分中形成凝固壳(solidificationshell)7从而收缩，凝固的铝合金铸锭7A，利用下模(凹模)9从水冷铸模5向下方拉出。此时，铝合金铸锭7A，被由水冷铸模5供给的水冷射流8进一步冷却，完全地凝固。如果下模9到达可移动的下端部，则铝合金铸锭7A在规定的位置被切断，从而取出。返回至第2图继续说明，筒状铸模201被保持使得铸模中心轴220为大致水平(状)，其是具有通过在铸模冷却水室204内流通冷却水202对铸模壁面进行冷却，而将筒状铸模201内充满的柱状金属熔液215的热量从与铸模壁接触的面夺取，从而在该表面形成凝固壳的筒状铸模201的强制冷却机构、从冷却水喷淋装置205放出冷却水使得在筒状铸模201的出口侧末端冷却水与凝固铸锭216直接触碰从而使筒状铸模210内的柱状金属熔液215凝固的强制冷却机构的筒状铸模201。而且，筒状铸模201，与其冷却水喷淋装置205的喷出口相反侧的一端，通过耐火材料制板状体210与中间包250连接。在第2图中，通过冷却水供给管203供给用于筒状铸模201的强制冷却的冷却水、用于凝固铸锭216的强制冷却的冷却水，但也可以分别分开地供给冷却水。将从冷却水喷淋装置205的喷出口的中心轴的延长线与所铸造的凝固铸锭216表面接触的位置，到筒状铸模201与耐火材料制板状体210的接触面的长度称为有效模长(参照图4的符号L)，优选为15mm~70mm。当该有效才莫长不到15mm时，不能形成良好的皮膜等，因此变得不能铸造，当超过70mm时，没有强制冷却的效果，由铸模壁引起的凝固成为支配性的，筒状铸模201与柱状金属熔液215或与凝固壳的接触抗力变大，铸件表面产生裂紋，或在筒状铸模201内部破碎等，铸造变得不稳定，因此不优选。筒状铸模201的材质，优选是从铝、铜、或它们的合金之中选择的一种或者两种以上的组合。从热传导性、耐热性、机械强度方面出发，可选择材质的组合。进而，优选是在筒状铸模201的与柱状金属熔液215接触的面以环状装填了具有自润滑性的渗透性多孔质材222的铸模。所谓环状，是安装于筒状铸模201的内壁面221的圆周方向的全体上的状态。渗透性多孔质材222的通气度优选为0.005〔L(升)/(112/分钟)〕~0.03〔L/(cmV分钟)〕，更优选为0.07〔L/(cm2/分钟)〕~0.02〔L/(112/分钟)〕。安装的渗透性多孔质材222的厚度没有特别限定，但优选为2mm~10mm，更优选为3mm8mm。作为渗透性多孔质材222，例如，可使用通气度为0.008〔L/(cm2/分钟)〕~0.012〔L/(112/分钟)〕的石墨。在此，所谓通气度，是对于5mm厚度的试验片测定压力为2kg/cn^的空气的每分钟的通气量而得到的。优选使用在有效模长之中的5mm~15mm安装有渗透性多孔质材222的筒状铸模201。优选在筒状铸模201、耐火材料制板状体210、渗透性多孔质材222的接合面配置O型环圏213。筒状铸模201的半径方向截面的内壁面221的形状，除了圆形以外，还可以是具有三角形、矩形截面形状或不具有对称轴或对称面的异形截面形状的形状。或者，在成型出中空铸锭的场合，可以是在铸模内部保持有型芯的形状。另外，筒状铸模201是两端开放的筒状的铸模，合金熔液255经由贯穿地设置于耐火材料制板状体210的注液口(浇注口)211，从一端向筒状铸模201的内部进入，从另一端挤出或拉出凝固铸锭216。筒状铸模201的内壁面221，朝向凝固铸锭216的拉出方向，以与铸模中心轴220构成0度~3度、更优选为0度1度的仰角形成。当仰角不到0度时，在凝固铸锭216从筒状铸模201拉出时，在筒状铸模201的出口受到阻力，因此铸造变得不可能，而当仰角超过3度时，筒状铸模201的内壁面221与柱状金属熔液215的接触变得不充分，从柱状金属熔液215或凝固壳向筒状铸模201的排热效果降低，由此凝固变得不充分。其结果，在凝固铸锭216的表面产生再熔融的表面，或者从筒状铸模201的端部喷出未凝固的合金熔液255等的导致铸造故障的可能性增高，因此不优选。中间包250由接受采用外部的熔化炉等调整成规定的合金成分的铝合金熔液的金属熔液流入部251、熔液保持部252、向筒状铸才莫201的流出部253构成。中间包250,将合金熔液255的液面水平面254维持在比筒状铸模201的上面高的位置，并且在多模齐铸(multiplecasting)的场合，向各筒状铸模201稳定地分配合金熔液255。保持于中间包250内的熔液保持部252的合金熔液255，从设置于耐火材料制板状体210的注液口211注入到筒状铸模201中。耐火材料制板状体210，是用于将中间包250和筒状铸模201隔开的构件，可使用具有耐火绝热性的材质的构件，例如，可举出(株)二于77制的/P^:求一K、7才ir〕(林)制的一乂、>二，少、,匕、f、y(林)制的77一八一7、'，y亇:y卜求一K。耐火材料制板状体210，具有可形成注液口211的形状。注液口211，在耐火材料制板状体210从筒状铸才莫201的内壁面221向内侧伸出的部分可形成一个或一个以上。符号208是供给流体的流体供给管。作为流体，可举出润滑流体。流体可以为从气体、液体润滑剂中选择的任一种或者两种以上的流体。气体、优选液体润滑剂的供给管分开地设置。从流体供给管208加压供给的流体，通过环状通路224被供给至筒状铸模201与耐火材料制板状体210之间的间隙。优选在筒状铸模201与耐火材料制板状体210面对的部位形成200fim以下的间隙。该间隙为合金熔液255没有进入的程度，为流体可向筒状铸模201的内壁面221流出的程度的大小。在图2所示的形态中，环状通路224与安装于筒状铸模201的渗透性多孔质材222的外周面侧对置地贯穿设置，流体根据所施加的压力向渗透性多孔质材222的内部渗透，被送至与柱状合金熔液215接触的渗透性多孔质材222的整个面，供给至筒状铸模201的内壁面221。也有液体润滑剂被加热，成为分解气体，供给至筒状铸模201的内壁面221的情况。其结果，可使筒状铸模201的渗透性多孔质面、柱状金属熔液215外周面以及凝固壳外周面之间的润滑良好。通过以环状安装渗透性多孔质材222,可得到更良好的润滑效果，可容易地铸造铝合金连铸棒。利用选自所供给的气体、液体润滑剂、液体润滑剂分解而成的气体之中的一种或者两种以上，可形成角部空间230。对于本发明的制造方法中包括的铸造工序进行说明。在第2图中，中间包250中的合金熔液255,经由耐火材料制板状体210，被供给至保持为铸模中心轴220为大致水平的筒状铸模201,在筒状铸模201的出口被强制冷却，成为凝固铸锭216。凝固铸锭216利用设置于筒状铸模201的出口附近的驱动装置以一定速度被拉出，因此可连续地铸造，成为铸造棒。被拉出的铸造棒由同步切割机切断为规定的长度。即，连铸棒，是采用连铸法使铸造速度为300(mm/分钟)~2000(mm/分钟)将合金熔液255的平均温度位液相线+40°C~液相线+23(TC的铝合金全、进行铸造而得到的。当为该条件范围时，结晶物微细分散，成为锻造成形性优异并且高温机械强度优异的成形品。在热顶连铸法、立式连铸法、DC铸造法的场合，优选为80(mm/分钟)~400(mm/分钟)的铸造速度。因此，铸造速度优选为80(mm/分钟)~2000(mm/分钟)。对贝±留于中间包250内的铝合金的合金熔液255的组成进行说明。合金熔液255是含有10.5质量％~13.5质量％(优选为11.5质量％~13质量％)的Si、2.5质量％~6质量％(优选为3.5质量％~5.5质量％)的Cu、0.3质量％~1.5质量％(优选为0.5质量％~1.3质量％)的Mg、0.8质量％~4质量％(优选为1.8质量％~3.5质量％)的Ni，并且满足Ni(质量％)^〔-0.68xCu(质量％)+AA(质量％)〕(其中，AA为常数，AA^4.2，优选为AA^4.7)的关系式的铝合金。该合金熔液255，优选含有0.1质量％~1质量％(优选为0.2质量％~0.5质量％)的Mn、0.05质量％~0.5质量％(优选为0.1质量％~0.3质量％)的Cr、0.04质量％~0.3质量％(优选为0.1质量％~0.2质量％)的Zr、0.01质量％~0.15质量％(优选为0.05质量％~0.1质量％)的V、0.01质量％~0.2质量％(优选为0.02质量％~0.1质量％)的Ti之中的一种或两种以上。进而，优选含有0.15质量％~0.65质量％(优选为0.3质量％~0.5质量％)的Fe。另夕卜，优选含有0.003质量％~0.02质量％(优选为0.007质量％~0.016质量％)的P。另夕卜，含有0.003质量％~0.03质量％(优选为0.01质量％~0.02质量％)的Sr、0.1质量％~0.35质量％(优选为0.15质量％~0.25质量％)的Sb、0.0005质量％~0.015质量％(优选为0.001质量％~0.01质量％)的Na、0.001质量％~0.02质量％(优选为0.005质量％~0,01质量％)的Ca之中的一种或者两种以上时，具有将共晶Si微细化的效果，因此优选。]^留于中间包250内的合金熔液255的液面水平面254的高度与筒状铸模201的内壁面221的上面的高度之差确定为0mm250mm,更优选为50mm~170mm。通过使两者具有差，供给至筒型铸模201内的合金熔液255的压力与润滑油以及润滑油气化而成的气体很好地平衡，因此铸造性稳定，可容易地制造铝合金连铸棒。通过将用于测定合金熔液255的液面水平面254的高度进行监测的水平面传感器(液面传感器；levelsensor)设置于中间包250中，精度良好地管理该差，可维持在规定的值。液体润滑剂可使用作为润滑油的植物油。例如，可举出菜油、蓖麻油、色拉油。它们对环境的不良影响小，因此优选。润滑油供给量优选为0.05(mL/分钟)~5(mL/分钟)〔更优选为0.1(mL/分钟)~1(mL/分钟)〕。供给量过少时，由于润滑不足，发生铸锭的漏液(breakout)，而供给量过多时，剩余部分混入铸锭中，有可能妨碍晶粒粒径分布的均一性。作为从筒状铸模201拉出凝固铸锭216的速度的铸造速度，优选为300(mm/分钟)~2000(mm/分钟)〔更优选为600(mm/分钟)~2000(mm/分钟)〕。因为通过铸造而形成的结晶物的网状组织变得均匀微细，在高温下的对铝基体的变形的抗力增加，高温机械强度提高，因此优选。不用说，本发明的作用效果并不被铸造速度限定，但加快铸造速度时，其效果变得显著。从冷却水喷淋装置205放出的冷却水量，每个铸模优选为5(L/分钟)~30(L/分钟)〔更优选为25(L/分钟)~30(L/分钟)〕。冷却水量过少时，发生漏液(breakout)，或凝固铸锭216的表面发生再熔融，形成不均匀的组织，有可能妨碍晶粒粒径分布的均一性。另一方面，冷却水量过多时，筒状铸模201的排热过大，变得不能铸造。不用说，本发明的作用效果并不被冷却水量限定，但在增大冷却能力、增大从凝固界面向筒状铸模201内的温度梯度时，其效果变得显著。从中间包250内向筒状铸模201流入的合金熔液255的平均温度优选为液相线+40°C~液相线+230°C(更优选为液相线+60°C~液相线+200°C)。合金熔液255的温度过低时，在筒状铸模201中以及在其以前形成粗大的结晶物，有可能妨碍晶粒粒径分布的均一性。另一方面，合金熔液255的温度过高时，大量的氢气体进入合金熔液255中，作为气孔进入凝固铸锭216中，有可能妨碍晶粒粒径分布的均一性。在本发明中，这些铸造条件被控制，使得铸造品的组织的共晶Si和金属间化合物基本不聚集球状化，为连铸时形成的结晶物的网状组织或者针状结晶物或者结晶物的集合体，因此此后的各热处理的效果可有效发挥，因此优选。在本发明中，铸造后的铸造棒，作为坯材投入到锻造成形工序中之前，作为前热处理，在-10。C~480°C(优选为-10。C~370。C)保持2小时~6小时当使前热处理为上述的前热处理时，就成为在组织中，连铸时形成的结晶物的网状组织或者针状结晶物或者结晶物的集合体在成形和热处理后也部分地残留的铝成形品，这些形状的结晶物，作为在高温下的对铝基体的变形的抗力发挥作用，其结果，即使是250。C400。C的高温时，也可得到优异的机械强度。即，在铝基体软化的高温下，结晶物的网状组织或者针状结晶物或者结晶物的集合体成为对变形的抗力，因此成为高温机械强度优异的铝成形品。另一方面，当前热处理温度高、成形率高时，结晶物的网状组织或者针状结晶物或者结晶物的集合体被截断，以粒状聚集，成为结晶物均匀地分散于在高温下软化的铝基体中的状态。因此，在高温下的结晶物针对铝基体的变形的抗力降低，高温机械强度也不能提高。本发明是在上述的合金组成下，通过在铝基体软化、非常容易变形的250°C40(TC的更高温区，使抵抗铝基体变形的结晶物的网状组织、针状组织、集合体部分地残留，来提高高温机械强度的。作为不怎么能见到结晶物的网、针状组织的结晶物较少的低浓度合金的6000系合金等，在抑制或省略均质化处理的情况下，其是谋求抑制再结晶和简化工序的，而如本发明那样的结晶物多、铸造时可见到网、针状组织的高Si系合金，是尽量维持网、针状组织，谋求高温的改良的合金，两者不同。如在上述的背景^L术栏中所述，专利文献1(日本特开2002-294383号公报)所公示的内容是关于6000系合金的，将均质化处理的温度抑制或省略，不是为了得到高温特性，而是为了抑制再结晶，改进常温的机械特性。本来合金系也不同，是结晶物比较少的低浓度合金，不怎么能见到结晶物的网状组织、针状组织。是通过将均质化处理低温化进行抑制，来使抑制再结晶的Al-Mn系、Al-Cr系化合物微细地析出的合金。如本发明那样的结晶物多、铸造时可见到网状组织、针状组织的高Si系合金，是尽量维持网状组织、针状组织，谋求高温改良的合金，两者不同。特别是在提高坯材的高温机械强度，提高锻造性的场合，前热处理的保持温度优选为200°C~370°C。当为该温度范围时，前热处理时的共晶Si、金属间化合物的聚集球状化难以进行，连铸时形成的结晶物的网状组织或者针状结晶物或者结晶物的集合体在锻造成形、后热处理后也部分地残存，成为高温机械强度优异的铝成形品。另外，特别是在进一步提高坯材的高温机械强度的场合，前热处理的保持温度优选为-10。C200。C。当为该温度范围时，前热处理时的共晶Si、金属间化合物基本不聚集球状化，连铸时形成的结晶物的网状组织或者针状结晶物或者结晶物的集合体在锻造成形、后热处理后也部分地残存，成为高温机械强度优异的铝成形品。而且，在进一步提高坯材的锻造成形性的场合，前热处理的保持温度优选为370°C~480aC。当为该温度范围时，前热处理时的共晶Si、金属间化合物某种程度地聚集球状化，铸造时的变形抗力降低，因此成为锻造成形性优异的铝成形品。并且，当为该温度范围时，连续锻造时形成的结晶物的网状组织或者针状结晶物或者结晶物的集合体在锻造成形、后热处理后也部分地残存，可得到高温机械性质优异的铝成形品。前热处理工序，只要设置于从铸造后到锻造工序之间即可，例如，只要在铸造后一天以内进行处理、或者在处理后一个星期以内投入到锻造工序即可。其间可实施矫正处理、剥皮处理。接着，对本发明中包含的锻造工序的一例进行说明。本发明的制造方法包括1)将连铸圆棒切断为规定的长度的工序；2)将切断的坯材预加热，进行镦锻的工序；3)对镦锻过的坯材进行润滑的工序；4)将坯材投入到模具中，进行锻造成形的工序；5)利用脱模(顶料；knock-out)机构将锻造制品从模具内排出的工序。也可对锻造用坯材涂布润滑剂，再在投入镦锻处理之前加热。另外，可省略镦锻工序。润滑剂处理，可为水溶性润滑剂的涂布、或者磷化处理。例如，优选在对坯材实施磷化处理后，作为预加热加热至380。C~480°C,再投入到锻造装置中。当预加热至380。C480。C时，坯材的变形能提高，成形为复杂的形状变得容易。作为润滑剂，优选水性润滑剂，更优选使用水溶性石墨润滑剂。原因是石墨较好地热粘于坯材。在该情况下，例如，优选对70°C350。C的坯材涂布润滑剂后，将坯材冷却到常温后(例如保持2小时~4小时后)，将坯材加热至380。C~480°C，再投入到锻造装置中。作为润滑剂，优选水性润滑剂，更优选使用水溶性石墨润滑剂。原因是石墨较好地热粘于坯材。在将坯材投入之前，向模具表面涂布润滑剂。润滑剂量，通过调整喷雾(spray)的喷吹时间，可相应于上模与凹模(dies)的组合达到更适当的状态。作为润滑剂，优选使用油性润滑剂。例如，可使用矿物油。原因是可抑制模具温度下降，当为水性润滑油时有时模具温度下降。油性润滑剂为石墨与矿物油的混合物时，润滑效果提高，因此是更优选的。模具的加热温度优选为150°C~250°C。原因是可得到充分的塑性流动。在本发明中，锻造成形中的要求耐高温疲劳强度的部位的加工率优选为90%以下(更优选为70%以下)。当为该加工率以下时，可抑制结晶物的网状组织或者针状结晶物或者结晶物的集合体的截断，成为高温机械强度优异的成形品。另外，只要在成形品中要求高温机械强度的部位满足该加工率即可。另外，在锻造前实施了镦锻工序等的塑性加工的场合，优选加工率作为它们的合计量来考虑。例如，在为具有复杂的形状的成形品的情况下，优选每一次加工的加工率为10%~80%(更优选为10%~50%),并加工多次(优选为2次)。例如，优选第一次的加工率为10%~50%(更优选为10%~30%)。在此，所谓加工率，定义如下。加工率-(塑性加工前的厚度-塑性加工后的厚度)/(塑性加工前的厚度)xlOO%对锻造完的制品实施后热处理。作为后热处理，可将固溶处理、时效处理组合使用。后热处理可在加工后一个星期以内进行。具体地讲，例如，可在480°C~520。C(优选为4卯。C~510°C)保持3小时的条件下将锻造完的制品进行固溶处理。作为上述以外的后热处理，可对锻造完的制品实施JIS标准的T5热处理或者T6热处理。在本发明中，优选将取出的锻造制品不实施固溶化、淬火而作为时效处理在170。C~230°C(优选为190°C~220°C)保持1小时~10小时。可抑制结晶物网或者针状结晶物或者结晶物的集合体的截断、聚集，成为高温机械强度优异的成形品，因此是优选的。由这样的方法制造的成形品的合金组织，共晶Si、金属间化合物的聚集球状化难以进行，连铸形成的结晶物的网状组织或者针状结晶物或者结晶物的集合体在锻造成形、后热处理后也部分地残存，成为高温机械强度优异的铝成形品。另外，合金组成是含有10.5质量％~13.5质量％(优选为11.5质量％~13质量％)的Si、2.5质量％~6质量％(优选为3.5质量％~5.5质量％)的Cu、0.3质量％~1.5质量％(优选为0.5质量％~1.3质量％)的Mg、0.8质量％~4质量％(优选为1.8质量％~3.5质量％)的Ni,并且满足Ni(质量％)^〔-0.68xCu(质量％)+AA(质量％)〕(其中，AA为常数，AA^4.2，优选为AA^4.7)的关系式的铝合金。优选合金组成含有0.1质量％~1质量％(优选为0.2质量％~0.5质量％)的Mn、0.05质量％~0.5质量％(优选为0.1质量％~0.3质量％)的Cr、0.04质量％~0.3质量％(优选为0.1质量％~0，2质量％)的Zr、0.01质量％~0.15质量％(优选为0.05质量％~0.1质量％)的V、0.01质量％~0.2质量％(优选为0.02质量％~0.1质量％)的Ti之中的一种或两种以上。进而，优选含有0.15质量％~0，65质量％(优选为0.3质量％~0.5质量％)的Fe。另外，优选含有0.003质量％~0.02质量％(优选为0.007质量％~0.016质量％)的P。另夕卜，当含有0.003质量％~0.03质量％(优选为0,01质量％~0.02质量％)的Sr、0.1质量％~0.35质量％(优选为0.15质量％~0.25质量%)的Sb、0.0005质量％~0.015质量％(优选为0.001质量％~0.01质量％)的Na、0.001质量％~0.02质量％(优选为0.005质量％~0.01质量％)的Ca之中的一种或两种以上时，具有将共晶Si微细化的效果，因此优选。(实施例)以下通过实施例具体地说明本发明，但本发明并不被这些实施例限定。(实施例1~16)〔制造条件〕采用第1图所示的生产系统，制造出表l所示的实施例1~16以及表2所示的比较例1~10的铝合金成形品。<table>tableseeoriginaldocumentpage27</column></row><table>表2<table>tableseeoriginaldocumentpage28</column></row><table>作为构成该生产系统的连铸装置81，使用第5图所示的热顶连铸机，分别铸造出具有表l所示的组成的实施例1~16以及表2所示的比较例1~10的铝合金的850>(mm)的连铸圆棒。上述热顶连铸机是采用气体加压热顶铸造法的铸造机，被构成为向端板与铸模的间隙导入气体以及润滑油，使得供给至铸模内的合金熔液的压力与润滑油以及润滑油气化而成的气体很好地平衡。根据该构成，铝熔液与铸模接触的区域变狭窄，因此可将合金熔液利用冷却水进行急冷凝固，可稳定地铸造铝合金连铸棒。接着，作为前热处理工序，对各连铸圆棒在表l以及表2所示的温度下进行均质化处理。各连铸圓棒被切断为20mm或者80mm的厚度，形成为锻造用坯材。接着，将该锻造用坯材预加热至420。C后，以表1以及表2所示的规定的镦锻加工率进行镦锻工序，塑性加工成规定的形状。另夕卜，对于实施例5~7、10~13,评价了镦锻加工率为55%的情况下的裂紋发生率。该评价结果示于表3。在表3中，O符号以及A符号表示由镦锻工序引起的裂紋发生率分别为不到1%、以及l。/。以上。表3<table>tableseeoriginaldocumentpage29</column></row><table>然后，对于已塑性加工的上述坯材，进行表l以及表2所示的规定的后热处理工序，分别制造出上述各实施例以及上述各比较例。另外，上述后热处理工序，是通过将塑性加工品进行水淬火，在210。C下保持6小时的T5热处理，或者将塑性加工品在500。C下保持2.5小时后进行水淬火，在210。C下保持6小时的T6热处理的任一项处理来进行。〔疲劳强度评价〕对于上述各实施例以及各比较例，采用下述的方法评价疲劳强度。从各实施例以及各比较例通过机械加工来制作试验片，利用小野式旋转弯曲疲劳试验机，在对试验片在300。C或者350。C下实施100小时的预加热后，在300。C以及350。C的各个环境下，对试验片评价疲劳强度。赋予IOOO万次的循环应力，测定没有发生破损的应力。各实施例以及各比较例中的组成、热处理条件、镦锻加工率、疲劳强度评价结果以及满足由Ni(质量％)=〔-0.68xCu(质量％)+AA(质量％)〕定义的关系式的常数AA示于表1以及表2。另外，各实施例以及各比较例的组成中的Ni与Cu的含有率的关系示于第6图。另外，在第6图中，实施例1~14的各AA值分别由SI~S14符号表示，比较例1~10(比较例6除外)的各AA值分别由CI~C10符号表示。实施例1~16均是采用本发明的制造方法制造的，由表1可知，在350。C下具有33MPa以上的疲劳强度。这样，采用本发明的制造方法制造的实施例1~16,均是具有目标的疲劳强度的，因此可很好地用于要求高温时的机械强度的部件。在本发明的制造方法中使用的铝合金，必须是Ni以及Cu的含量包含在笫6图中的由A-B-C-D-E-A包围的区域中的组成。Ni以及Cu的含量包含在由D-E-H-I-D包围的区域中的实施例6、实施例10~13,如表3所示，均能够以超过55。/。的镦锻加工率来良好地加工。这样，在本发明中，更优选使用Ni的含量为2.0重量％以下、含有Cu使得AA".2的铅合金。与此相对，具有在本发明的制造方法中确定的合金组成范围之外的组成的比较例1~5、7~10，如表2所示，均不具有目标的疲劳强度。比较例8以及10，进而塑性加工性较差，镦锻时发生裂紋。表2中所示的"*l，，表示不能制取比较例的试验片。另外，比较例1~4的AA值不到4.2。另外，以在本发明的制造方法中确定的温度范围之外的温度实施了前热处理工序的比较例6，也不具有目标的疲劳强度。〔金属组织的评价〕从表1的各实施例以及表2的各比较例的纵截面中央部切取组织观察样品，进行微观研磨，由显微照片观察结晶物的网状组织，由此评价各实施例以及各比较例的金属组织。在实施例的组织中，可确认连铸时形成的结晶物的网状组织或者针状结晶物或者结晶物的集合体在成形和热处理后也部分地残留。另外，在实施例中，共晶Si的面积占有率为8%以上，共晶Si的平均粒径为5nm以下，针状比为1.4以上的共晶Si为25%以上，金属间化合物的面积占有率为1.2%以上，金属间化合物的平均粒径为1.5pm以上，长度为3jim以上的、金属间化合物或相接触的金属间化合物的集合体为30%以上。特别是以上述优选的浓度含有Ni以及Cu的实施例10以及13,如表4所示可知，均是共晶Si的平均粒径为2.5nm以下，具有80%左右的针状比为1.4以上的共晶Si，具有90%左右的长度为3nm以上的、金属间化合物的集合体。另夕卜，根据表l以及表4的结果可知，常数AA大于4.7的实施例13,与常数AA不到4.7的实施例10比较，有助于高温强度的网状或者针状的金属间化合物的发生量较多，疲劳强度大于实施例IO的疲劳强度。这样，在本发明中，优选调制成常数AA为4.7以上的铝合金成形品。与此相对，上述各比较例，其针状比为1.4以上的共晶Si的含有率、金属间化合物的长度或者相接触的金属间化合物的集合体的长度比实施例小。例如，如表4所示，比较例6只具有22。/。左右的针状比为1.4以上的共晶Si，只具有28%左右的长度为3jim以上的、金属间化合物或相接触的金属间化合物的集合体。表4<table>tableseeoriginaldocumentpage32</column></row><table>(实施例17、18)〔制造条件〕分别在表5所示的组成以及制造条件下，采用与实施例1~16以及比较例1~10同样的制造方法制造出实施例17、18以及比较例11、12。另外，比较例13由粉末状的挤压铸造材料成形，没有由铝合金的连铸圆棒成形，没有进行均质化处理，除此以外采用与比较例11以及12同样的制造方法制造。实施例17、18以及比较例11~13，均如第7图(a)~(c)所示，成形为具有有直径80mm、厚度8mm的冠面10的活塞l的形状的铝合金成形品。〔疲劳强度评价〕对于实施例17、18以及比较例11~13，采用下述方法评价疲劳强度。首先，对于各实施例以及各比较例的活塞l,在300。C或者350。C下实施100小时的预加热之后，从各实施例以及各比较例的冠面10的中心部切取试验片11。在与上述预加热温度对应的各温度环境下，通过脉动拉伸疲劳试验，对各试验片ll评价疲劳强度。在上述疲劳试验中，设定应力比R=-0.1，将经1000万次而未断裂的最大应力作为疲劳强度。实施例17、18以及比较例11~13的疲劳强度评价结果示于表5。由表5可知，实施例17、18在350。C下的疲劳强度，超过了在要求高温时的机械强度的部件中优选的43MPa，而且，在300。C下的疲劳强度超过55MPa。另外，实施例17以及18，除了形状以外，与使用了相同的制造条件的实施例10以及13对应，可知不依据评价方法，在高温时具有稳32定的机械强度。表5<table>tableseeoriginaldocumentpage34</column></row><table>与此相对，比较例11,其AA值不到4.2,除了形状以外，与使用了相同的制造条件的比较例2对应。由表2的比较例2以及表5的比较例11的疲劳强度评价结果可认为，比较例ll缺少高温时的机械强度的可靠性。另外，比较例12的AA=1.68，在350。C下的疲劳强度显著地低于43MPa。另外，由粉末状的挤压铸造材料成形的比较例13，尽管AA-1.7，具有比实施例17、18高的疲劳强度，但存在的缺点是通过压固而成形的制品的细的部分，例如裙部12容易变脆。这样，使用了粉末状的挤压铸造材料的成形品，与具有使用由铝合金形成的连铸棒作为坯材的锻造成形工序的铝合金成形品相比，延性以及韧性较差。采用本发明的制造方法制造的铝合金成形品，延性、韧性以及疲劳强度优异，可很好地用于内燃机活塞的冠面部位等。产业上的利用可能性如以上说明，本发明是具有使用由铝合金形成的连铸棒作为坯材的锻造成形工序的铝合金成形品的制造方法，上述铝合金含有Si、Cu、Mg以及Ni，因此根据本发明，可得到高温疲劳强度和锻造性、延性、韧性良好的成形品。另外，Ni和Cu满足M(质量％)^〔-0.68xCu(质量％)+4.2(质量％)〕的关系式，因此可使更高温度下的疲劳强度特性提高。通过使用本发明的铝合金成形品，可比以往的内燃机活塞更薄壁化，可实现内燃机活塞的轻量化。另外，可应对市场所要求的轻量化，能够实现内燃机的燃耗降低、出力功率提高。本发明中表示数值范围的"以上，，和"以下，，均包括本数。权利要求1、一种铝合金成形品的制造方法，其具有使用由铝合金形成的连铸棒作为坯材的锻造成形工序，其特征在于，铝合金含有10.5质量％～13.5质量％的Si、2.5质量％～6质量％的Cu、0.3质量％～1.5质量％的Mg以及0.8质量％～4质量％的Ni，并且满足Ni(质量％)≥〔-0.68×Cu(质量％)+4.2(质量％)〕的关系式，该制造方法包括热处理和加热工序，所述热处理和加热工序包括对坯材的前热处理工序、对坯材的锻造加工前预加热工序、对铝合金成形品的后热处理工序，前热处理工序包括在-10℃～480℃保持2小时～6小时的处理。2、根据权利要求l所述的铝合金成形品的制造方法，其中，前热处理工序的热处理温度为200°C~370°C。3、根据权利要求l所述的铝合金成形品的制造方法，其中，前热处理工序的热处理温度为-10。C~200。C。4、根据权利要求l所述的铝合金成形品的制造方法，其中，前热处理工序的热处理温度为370°C~480°C。5、根据权利要求1~4的任一项所述的铝合金成形品的制造方法，其中，后热处理工序是不实施固溶处理而在170°C230。C保持1小时~10小时。6、根据权利要求1~5的任一项所述的铝合金成形品的制造方法，铝合金含有0.15质量％~0.65质量％的Fe。7、根据权利要求1~6的任一项所述的铝合金成形品的制造方法，铝合金含有0.003质量％~0.02质量％的P。8、根据权利要求1~7的任一项所述的铝合金成形品的制造方法，铝合金含有0.003质量％~0.03质量％的Sr、0.1质量％~0.35质量°/。的Sb、0.0005质量％~0.015质量％的Na、0.001质量％~0.02质量％的Ca之中的任一种或两种以上的组合。9、根据权利要求1~8的任一项所述的铝合金成形品的制造方法，铝合金含有0.1质量％~1.0质量％的Mn、0.05质量％~0.5质量％的Cr、0.04质量％~0.3质量％的Zr、0.01质量％~0.15质量％的V、0.01质量%~0.2质量％的Ti之中的任一种或两种以上的组合。10、根据权利要求19的任一项所述的铝合金成形品的制造方法，锻造成形工序中的要求耐高温疲劳强度的部位的加工率为90%以下。11、根据权利要求1~10的任一项所述的铝合金成形品的制造方法，锻造成形工序中的加工前预加热温度为380°C~480。C。12、根据权利要求1~11的任一项所述的铝合金成形品的制造方法，连铸棒是釆用连铸法使铸造速度为80mm/分钟~2000mm/分钟对熔液的平均温度为液相线+40°C~液相线+230。C的铝合金进行铸造而得到的。13、一种铝合金成形品，是采用权利要求1~12的任一项所述的制造方法制造的铝合金成形品，其特征在于，在组织中，连铸时形成的结晶物的网状组织或针状结晶物或结晶物的集合体在成形和热处理后也部分地残留。14、一种铝合金成形品，是采用权利要求1~12的任一项所述的制造方法制造的铝合金成形品，其特征在于，共晶Si的面积占有率为8%以上，共晶Si的平均粒径为5nm以下，针状比为1.4以上的共晶Si为25%以上，金属间化合物的面积占有率为1.2%以上，金属间化合物的平均粒径为1.5jim以上，长度为3pm以上的、金属间化合物或相接触的金属间化合物的集合体为30%以上。15、根据权利要求13或14所述的铝合金成形品，其是具有冠面部位、裙部的铝合金制发动机活塞，其特征在于，所述冠面部位的高温疲劳强度为50MPa以上。16、一种生产系统，其特征在于，将从熔液到铝合金成形品的一系列的工序作为连续线而构筑，至少在其工序中包括权利要求1~12的任一项所述的铝合金成形品的制造方法的工序。全文摘要本发明提供相比于以往的铝合金锻造在更高温度下的机械强度优异的铝合金成形品的制造方法。本发明为一种铝合金成形品的制造方法，其具有使用由铝合金形成的连铸棒作为坯材的锻造成形工序，铝合金含有10.5质量％～13.5质量％的Si、2.5质量％～6质量％的Cu、0.3质量％～1.5质量％的Mg以及0.8质量％～4质量％的Ni，并且满足Ni(质量％)≥〔-0.68×Cu(质量％)+4.2(质量％)〕的关系式，该制造方法包括热处理和加热工序，所述热处理和加热工序包括对坯材的前热处理工序(82)、对坯材的锻造加工时加热工序(87)、对铝合金成形品的后热处理工序(89)，前热处理工序(82)包括在-10℃～480℃保持2小时～6小时的处理。文档编号C22F1/043GK101522935SQ20078003644公开日2009年9月2日申请日期2007年7月31日优先权日2006年8月1日发明者冈本康夫申请人:昭和电工株式会社