專利名稱：：鋁合金成形品的制造方法、鋁合金成形品以及生產(chǎn)系統(tǒng)的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
：本發(fā)明涉及具有使用由鋁合金制成的連鑄棒作為坯材的鍛造成形工序的鋁合金成形品的制造方法、鋁合金成形品以及其生產(chǎn)系統(tǒng)。
背景技術(shù)：
：近年來(lái)，四輪車、兩輪車等車輛(以下簡(jiǎn)單地稱為"汽車，，)，為了高性能化，為了應(yīng)對(duì)環(huán)境問(wèn)題，對(duì)于內(nèi)燃機(jī)活塞，研討了采用鋁鍛制的活塞。可使活塞等的內(nèi)燃機(jī)的驅(qū)動(dòng)部件輕量化，謀求使內(nèi)燃機(jī)運(yùn)行時(shí)的負(fù)荷降低、輸出功率提高、燃料消耗降低。鋁合金制的內(nèi)燃機(jī)活塞，一直以來(lái)較多地釆用鑄造品，但鑄造品難以抑制鑄造時(shí)發(fā)生的內(nèi)部缺陷，為了安全設(shè)計(jì)強(qiáng)度，必須設(shè)置余量的壁厚，輕量化較困難。因此，研討了利用可抑制內(nèi)部缺陷發(fā)生的鋁合金鍛造品來(lái)實(shí)現(xiàn)活塞的輕量化。以往的鋁合金鍛造用坯材的制造方法，包括采用通常的金屬熔液制造法制備鋁合金熔液的工序；接著將該鋁合金熔液釆用連鑄法、半連鑄法(DC鑄造法)、熱頂鑄造法等的所有連鑄法之中的任一種方法進(jìn)行鑄造，來(lái)制造鋁合金鑄錠的工序；然后對(duì)該鑄錠實(shí)施均質(zhì)化熱處理，進(jìn)行鋁合金晶體的均質(zhì)化的工序。并且，對(duì)鋁合金鍛造用坯材(鑄錠)實(shí)施鍛造，進(jìn)而實(shí)施JIS(日本工業(yè)標(biāo)準(zhǔn))的T6熱處理，由此制造出鋁合金鍛造成形品。另外，關(guān)于6000系合金，日本特開(kāi)2002-294383號(hào)公報(bào)(專利文獻(xiàn)1)公開(kāi)了抑制均質(zhì)化熱處理的溫度或?qū)⒃摕崽幚硎÷缘?000系合金?？墒牵趯＠墨I(xiàn)l中，對(duì)高溫時(shí)的機(jī)械特性沒(méi)有進(jìn)行研討。另一方面，以能夠制造在比以往的鋁鍛造高的溫度下的機(jī)械強(qiáng)度優(yōu)異的鋁合金成形品為目的的下述的日本特開(kāi)2005-290545號(hào)公報(bào)(專利文獻(xiàn)2)，公開(kāi)了一種具有使用由鋁合金制成的連鑄棒作為坯材的鍛造成形工序的鋁合金成形品的制造方法，其中，鋁合金含有10.5質(zhì)量％~13.5質(zhì)量％的Si、0.15質(zhì)量％~0.65質(zhì)量％的Fe、2.5質(zhì)量％~5.5質(zhì)量％的Cu以及0.3質(zhì)量％~1.5質(zhì)量％的Mg，該制造方法包括熱處理和加熱工序，所述熱處理和加熱工序包括對(duì)坯材的前熱處理工序、對(duì)坯材的鍛造加工時(shí)加熱工序、對(duì)鋁合金成形品的后熱處理工序，前熱處理工序包括在-l(TC~480°C下保持2小時(shí)~6小時(shí)的處理?？墒?，近年來(lái)要求進(jìn)一步的內(nèi)燃機(jī)的效率提高和輸出功率的提高，其結(jié)果，對(duì)于其中所使用的部件，要求在更高溫度下的機(jī)械強(qiáng)度。因此，對(duì)于以更加輕量化為目標(biāo)的鋁合金鍛造品而言，正尋求相比于以往的鋁合金鍛造品，使更高溫度時(shí)的機(jī)械強(qiáng)度(例如，350。C下的疲勞強(qiáng)度)提高的鋁合金成形品的制造方法。本發(fā)明是鑒于上述情況而完成的，其目的是提供在比以往的鋁合金鍛造更高溫度下的機(jī)械強(qiáng)度優(yōu)異的鋁合金成形品的制造方法、鋁合金成形品以及生產(chǎn)系統(tǒng)。
發(fā)明內(nèi)容(1)為了達(dá)到上述目的，本發(fā)明的第l發(fā)明，是一種鋁合金成形品的制造方法，其具有使用由鋁合金形成的連鑄棒作為坯材的鍛造成形工序，其特征在于，鋁合金含有10.5質(zhì)量％~13.5質(zhì)量％的Si、2.5質(zhì)量％~6質(zhì)量％的Cu、0.3質(zhì)量％~1.5質(zhì)量％的Mg以及0.8質(zhì)量％~4質(zhì)量％的Ni，并且滿足Ni(質(zhì)量％)^〔-0.68xCu(質(zhì)量％)+4.2(質(zhì)量％)〕的關(guān)系式，該制造方法包括熱處理和加熱工序，所述熱處理和加熱工序包括對(duì)坯材的前熱處理工序、對(duì)坯材的鍛造加工前預(yù)加熱工序、對(duì)鋁合金成形品的后熱處理工序，前熱處理工序包括在-10。C480。C下保持2小時(shí)~6小時(shí)的處理。(2)本發(fā)明的第2發(fā)明，其特征在于，在上述第l發(fā)明的鋁合金成形品的制造方法中，前熱處理工序的熱處理溫度為200°C~370°C。(3)本發(fā)明的第3發(fā)明，其特征在于，在上述第l發(fā)明的鋁合金成形品的制造方法中，前熱處理工序的熱處理溫度為-10。C~200°C。(4)本發(fā)明的第4發(fā)明，其特征在于，在上述第l發(fā)明的鋁合金成形品的制造方法中，前熱處理工序的熱處理溫度為370°C~480°C。(5)本發(fā)明的第5發(fā)明，其特征在于，在上述第l發(fā)明~第4發(fā)明的鋁合金成形品的制造方法中，后熱處理工序是不實(shí)施固溶處理而在170°C230。C下保持l小時(shí)~10小時(shí)。(6)本發(fā)明的第6發(fā)明，其特征在于，在上述第1發(fā)明~第5發(fā)明的鋁合金成形品的制造方法中，鋁合金含有0.15質(zhì)量％~0.65質(zhì)量％的Fe。(7)本發(fā)明的第7發(fā)明，其特征在于，在上述第l發(fā)明~第6發(fā)明的鋁合金成形品的制造方法中，鋁合金含有0.003質(zhì)量％~0.02質(zhì)量％的P。(8)本發(fā)明的第8發(fā)明，其特征在于，在上述第l發(fā)明~第7發(fā)明的鋁合金成形品的制造方法中，鋁合金含有0.003質(zhì)量％~0.03質(zhì)量％的Sr、0.1質(zhì)量％~0.35質(zhì)量％的Sb、0.0005質(zhì)量％~0.015質(zhì)量％的Na、0.001質(zhì)量％~0.02質(zhì)量％的Ca之中的任一種或者兩種以上的組合。(9)本發(fā)明的第9發(fā)明，其特征在于，在上述第1發(fā)明第8發(fā)明的鋁合金成形品的制造方法中，鋁合金含有0.1質(zhì)量％~1.0質(zhì)量％的Mn、0.05質(zhì)量％~0.5質(zhì)量％的Cr、0.04質(zhì)量％~0.3質(zhì)量％的Zr、0.01質(zhì)量%~0.15質(zhì)量％的V、0.01質(zhì)量％~0.2質(zhì)量％的Ti之中的任一種或者兩種以上的組合。(10)本發(fā)明的第IO發(fā)明，其特征在于，在上述第1發(fā)明第9發(fā)明的鋁合金成形品的制造方法中，鍛造成形工序中的、要求耐高溫疲勞強(qiáng)度的部位的加工率為卯％以下。(11)本發(fā)明的第ll發(fā)明，其特征在于，在上述第1發(fā)明第10發(fā)明的鋁合金成形品的制造方法中，鍛造成形工序中的、加工前預(yù)加熱溫度為380°C~480°C。(12)本發(fā)明的第12發(fā)明，其特征在于，在上述第1發(fā)明~第11發(fā)明的鋁合金成形品的制造方法中，連鑄棒是使鑄造速度為80(mm/分鐘)~2000(mm/分鐘)采用連鑄法對(duì)熔液的平均溫度為液相線+40°C~液相線+230°C的鋁合金進(jìn)行鑄造而得到的。(13)本發(fā)明的第13發(fā)明，是采用上述第l發(fā)明~第12發(fā)明的鋁合金成形品的制造方法中的任一制造方法制造的鋁合金成形品，其特征在于，在組織中，連鑄時(shí)形成的結(jié)晶物的網(wǎng)狀組織或者針狀結(jié)晶物或者結(jié)晶物的集合體在成形和熱處理后也部分地殘留。(14)本發(fā)明的第14發(fā)明，是采用上述第1發(fā)明~第12發(fā)明的鋁合金成形品的制造方法中的任一制造方法制造的鋁合金成形品，其特征在于，共晶Si的面積占有率為8%以上，共晶Si的平均粒徑為5nm以下，針狀比為1.4以上的共晶Si為25%以上，金屬間化合物的面積占有率為1.2%以上，金屬間化合物的平均粒徑為1.5jim以上，長(zhǎng)度為3nm以上的、金屬間化合物或相接觸的金屬間化合物的集合體為30%以上。(15)本發(fā)明的第15發(fā)明，是作為具有冠面部位、裙部的鋁合金制發(fā)動(dòng)機(jī)活塞而成形的第13發(fā)明或第14發(fā)明的鋁合金成形品，其特征在于，上述冠面部位的高溫疲勞強(qiáng)度為50MPa以上。(16)本發(fā)明的第16發(fā)明，是將從熔液到鋁合金成形品的一系列的工序作為連續(xù)線而構(gòu)筑的生產(chǎn)系統(tǒng)，其特征在于，包括上述笫1發(fā)明~笫12發(fā)明的鋁合金成形品的制造方法之中的任一種制造方法的工序。根據(jù)(1)所述的第l發(fā)明，鋁合金含有Si、Cu、Mg以及Ni，因此能夠得到高溫疲勞強(qiáng)度和鍛造性、延性、韌性均良好的成形品。另外，Ni以及Cu組分滿足Ni(質(zhì)量％)^〔-0.68xCu(質(zhì)量％)+4.2(質(zhì)量％)〕的關(guān)系式，因此在更高溫度下的疲勞強(qiáng)度特性提高。另外，以往必須改變合金組成來(lái)由多水準(zhǔn)的合金試制成形品，并且高溫疲勞強(qiáng)度的評(píng)價(jià)也是需要復(fù)雜設(shè)備和較多的時(shí)間的評(píng)價(jià)，因此特別是具有高溫下的疲勞強(qiáng)度的合金設(shè)計(jì)較困難?？墒?，通過(guò)使用本發(fā)明的上述關(guān)系式作為指標(biāo)來(lái)涉及合金組成，可容易地得到具有在更高的溫度下的疲勞強(qiáng)度特性的合金，并且，能夠得到即使是比35(TC高的溫度時(shí)也具有優(yōu)異的機(jī)械強(qiáng)度的鋁合金成形品。更具體地講，例如，在350。C下保持100小時(shí)后的350。C下的疲勞強(qiáng)度為33MPa以上。這些特性，例如是與高溫氣氛接觸的內(nèi)燃機(jī)活塞的冠面部位所要求的特性。因此，通過(guò)使用本發(fā)明的鋁合金成形品，相比于以往的內(nèi)燃機(jī)活塞，能夠薄壁化，內(nèi)燃機(jī)活塞的輕量化成為可能。并且，能夠相應(yīng)市場(chǎng)所要求的輕量化，能夠?qū)崿F(xiàn)內(nèi)燃機(jī)的燃耗降低、輸出功率提高。根據(jù)(2)所述的第2發(fā)明，使前熱處理工序的熱處理溫度為200°C~370°C，因此高溫疲勞強(qiáng)度和鍛造性、延性、韌性更兼顧，能夠得到更良好的成形品。根據(jù)(3)所述的第3發(fā)明，使前熱處理工序的熱處理溫度為-10。C200°C，因此能夠得到高溫疲勞強(qiáng)度更良好的成形品。但是，鍛造性、延性、韋刃性，相比于熱處理溫度為200°C370。C的成型品降^f氐。根據(jù)(4)所述的第4發(fā)明，使前熱處理工序的熱處理溫度為370°C~480°C,因此能夠得到鍛造性、延性、韌性更良好的成形品。但是，高溫疲勞強(qiáng)度相比于熱處理溫度為200°C37(TC的成型品降低。根據(jù)(5)所述的第5發(fā)明，在后熱處理工序中不實(shí)施固溶處理而在170°C230。C保持l小時(shí)~10小時(shí)，因此能夠得到高溫疲勞強(qiáng)度更良好的成形品。但是，延性、韌性，相比于實(shí)施固溶處理、并在170°C230。C保持1小時(shí)~10小時(shí)的成型品降低。根據(jù)(6)所述的第6發(fā)明，鋁合金含有0.15質(zhì)量％~0.65質(zhì)量％的Fe，因此結(jié)晶出Al-Fe系、Al-Fe-Si系、Al-Ni-Fe系的粒子，使高溫機(jī)械強(qiáng)度提高。并且，0.15質(zhì)量％~0.65質(zhì)量％的Fe含量，抑制粗大結(jié)晶物的增加，使鍛造性、高溫疲勞強(qiáng)度、韌性提高。根據(jù)(7)所述的第7發(fā)明，鋁合金含有0.003質(zhì)量％~0.02質(zhì)量％的P，P使初晶Si產(chǎn)生，在使耐磨損性優(yōu)先的情況下是優(yōu)選的，另外，P具有細(xì)化初晶Si的效果，起到抑制由產(chǎn)生的初晶Si引起的鍛造性、延性和高溫疲勞強(qiáng)度降低的作用。并且，0.003質(zhì)量％~0.02質(zhì)量％的P含量，抑制粗大的初晶Si的增加，使鍛造性、高溫疲勞強(qiáng)度、韌性提高。根據(jù)(8)所述的第8發(fā)明，鋁合金含有0.003質(zhì)量％~0.03質(zhì)量％的Sr、0.1質(zhì)量％~0.35質(zhì)量％的Sb、0.0005質(zhì)量％~0.015質(zhì)量％的Na、0.001質(zhì)量％~0.02質(zhì)量％的Ca之中的任一種或者兩種以上的組合，因此能夠抑制初晶Si的發(fā)生，在使鍛造性、延性、韌性優(yōu)先的情況下是優(yōu)選的。并且，該范圍的Sr、Sb、Na、Ca的含量，抑制初晶Si的產(chǎn)生，使鍛造性、韌性、高溫疲勞強(qiáng)度提高。根據(jù)(9)所述的第9發(fā)明，鋁合金含有0.1質(zhì)量％~1.0質(zhì)量％的Mn、0.05質(zhì)量％~0.5質(zhì)量％的Cr、0.04質(zhì)量％~0.3質(zhì)量％的Zr、0.01質(zhì)量%~0.15質(zhì)量％的V、0.01質(zhì)量％~0.2質(zhì)量％的Ti之中的任一種或者兩種以上的組合，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系的化合物結(jié)晶出或者析出，使鋁合金的高溫機(jī)械強(qiáng)度提高。并且，該范圍的Mn、Cr、Zr、V、Ti的含量，抑制粗大的結(jié)晶物的增加，使鍛造性、高溫疲勞強(qiáng)度、韌性提高。根據(jù)(10)所述的第IO發(fā)明，使鍛造成形工序中的、要求耐高溫疲勞強(qiáng)度的部位的加工率為卯％以下，因此適度截?cái)唷⑦m度殘留結(jié)晶物的網(wǎng)狀組織、針狀組織、集合體，因此能夠得到延性、韌性和高溫疲勞強(qiáng)度良好的成形品。根據(jù)(11)所述的第ll發(fā)明，使鍛造成形工序中的、加工前預(yù)加熱溫度為380。C480。C，因此能夠得到高溫疲勞強(qiáng)度和鍛造性、延性、韌性良好的成形品。根據(jù)(12)所述的第12發(fā)明，使鑄造速度為80(mm/分鐘)~2000(mm/分鐘)釆用連鑄法將熔液的平均溫度為液相線+40°C~液相線+230。C的鋁合金進(jìn)行鑄造而得到連鑄棒，因此在可得到均勻、微細(xì)的結(jié)晶物的網(wǎng)狀組織、針狀組織、集合體的同時(shí)，能夠得到高溫疲勞強(qiáng)度和鍛造性、延性、韌性良好的成形品。根據(jù)(13)所述的第13發(fā)明，在組織中，連鑄時(shí)形成的結(jié)晶物的網(wǎng)狀組織或者針狀結(jié)晶物或者結(jié)晶物的集合體在成形和熱處理后也部分地殘留，因此能夠得到高溫疲勞強(qiáng)度和鍛造性、延性、韌性良好的成形品。根據(jù)(14)所述的第14發(fā)明，共晶Si的面積占有率為8%以上，共晶Si的平均粒徑為5nm以下，針狀比為1.4以上的共晶Si為25%以上，金屬間化合物的面積占有率為1.2%以上，金屬間化合物的平均粒徑為1.5nm以上，長(zhǎng)度為3jim以上的、金屬間化合物或相接觸的金屬間化合物的集合體為30%以上，因此能夠更切實(shí)地得到高溫疲勞強(qiáng)度和鍛造性、延性、韌性良好的成形品。根據(jù)(15)所述的第15發(fā)明，冠面部位的高溫疲勞強(qiáng)度為50MPa以上，因此具有充分的高溫疲勞強(qiáng)度，可很適合地用于內(nèi)燃機(jī)活塞的冠面部位等。根據(jù)(16)所述的第16發(fā)明，將從金屬熔液到鋁合金成形品的一系列的工序作為連續(xù)線而構(gòu)筑，至少該工序中包括上述的任一種的鋁合金成形品制造方法的工序，在更高溫度下的疲勞強(qiáng)度特性提高。另外，以往必須改變合金組成由多水準(zhǔn)的合金試制成形品，并且高溫疲勞強(qiáng)度的評(píng)價(jià)也是需要復(fù)雜設(shè)備和較多的時(shí)間的評(píng)價(jià)，因此特別是具有高溫下的疲勞強(qiáng)度的合金設(shè)計(jì)較困難?？墒牵ㄟ^(guò)使用本發(fā)明的上述關(guān)系式作為指標(biāo)來(lái)設(shè)計(jì)合金組成，能夠容易地得到具有在更高的溫度下的疲勞強(qiáng)度特性的合金，并且，能夠得到即使是比3S0。C高的溫度時(shí)也具有優(yōu)異的機(jī)械強(qiáng)度的鋁合金成形品。更具體地講，例如，在3S0。C下保持100小時(shí)后的350。C下的疲勞強(qiáng)度為33MPa以上。這些特性，例如，是與高溫氣氛接觸的內(nèi)燃機(jī)活塞的冠面部位所需求的特性。因此，通過(guò)使用本發(fā)明的鋁合金成形品，相比于以往的內(nèi)燃機(jī)活塞，能夠更薄壁化，內(nèi)燃機(jī)活塞的輕量化成為可能。并且，能夠應(yīng)對(duì)市場(chǎng)所需求的輕量化，能夠?qū)崿F(xiàn)內(nèi)燃機(jī)的燃耗降低、輸出功率提高。第1圖是表示作為實(shí)現(xiàn)本發(fā)明的制造工序的生產(chǎn)線的一例的鍛造生產(chǎn)系統(tǒng)的圖。第2圖是表示本發(fā)明中使用的連鑄裝置的鑄模附近的一例的圖。第3圖是表示本發(fā)明中使用的連鑄裝置的鑄模附近的另一例的圖。第4圖是表示本發(fā)明中使用的連鑄裝置的有效^=莫長(zhǎng)的圖。第5圖是本發(fā)明中使用的連鑄裝置的另一例的圖。第6圖是說(shuō)明鋁合金中的Ni與Cu的含有率的關(guān)系的圖。第7圖(a)是具有本發(fā)明的實(shí)施例17、18以及比較例11~13的形狀的活塞的平面圖。第7圖(b)是第7圖(a)所示的活塞的正面圖。第8圖是第7圖(a)的VIII-Vin線截面圖。具體實(shí)施例方式對(duì)本發(fā)明的成形品的合金組成進(jìn)行說(shuō)明。在本發(fā)明中使用的鋁合金熔液，被調(diào)整成含有10.5質(zhì)量％~13.5質(zhì)量%(優(yōu)選為11,5質(zhì)量％~13質(zhì)量％)的Si、2.5質(zhì)量％~6質(zhì)量％(優(yōu)選為3.5質(zhì)量％~5.5質(zhì)量％)的Cu、0.3質(zhì)量％~1.5質(zhì)量％(優(yōu)選為0.5質(zhì)量％~1.3質(zhì)量％)的Mg、0.8質(zhì)量％~4質(zhì)量％(優(yōu)選為1.8質(zhì)量％~3.5質(zhì)量％)的Ni，并且滿足Ni(質(zhì)量。/0)^〔-0.68xCu(質(zhì)量％)+AA(質(zhì)量％)〕(其中，AA為常數(shù)，AA^4.2,優(yōu)選為AA^4.7。)的關(guān)系式的組成。Si:通過(guò)共晶Si的分布而提高高溫機(jī)械強(qiáng)度、耐磨損性，與Mg共存而析出Mg2Si粒子，使高溫機(jī)械強(qiáng)度提高。Si不到10.5質(zhì)量％時(shí)，上述的效果小，當(dāng)超過(guò)13.5質(zhì)量％時(shí)，初晶Si的結(jié)晶增多，使高溫疲勞強(qiáng)度、延性、韌性降低。Ni:產(chǎn)生A1-Ni系、Al-Ni-Cu系結(jié)晶物，由此使高溫機(jī)械強(qiáng)度提高。Ni不到0.8質(zhì)量。/。時(shí)，上述的效果小，當(dāng)超過(guò)4質(zhì)量％時(shí)，粗大的結(jié)晶物增加，使鍛造性、高溫疲勞強(qiáng)度、延性、韌性降低。Cu:析出CuAl2粒子，而且產(chǎn)生Al-Cu系、Al-Ni-Cu系結(jié)晶物，使高溫機(jī)械強(qiáng)度提高。Cu不到2.5質(zhì)量。/。時(shí)，上述的效果小，當(dāng)超過(guò)6質(zhì)量%時(shí)，Al-Cu系的粗大結(jié)晶物增加，使鍛造性、高溫疲勞強(qiáng)度、延性、韌性降低。Mg:與Si共存而析出Mg2Si粒子，使高溫機(jī)械強(qiáng)度提高。Mg不到0.3質(zhì)量％時(shí)，上述的效果小，當(dāng)超過(guò)1.5質(zhì)量％時(shí)，Mg2Si的粗大結(jié)晶物增加，使鍛造性、高溫疲勞強(qiáng)度、延性、韌性降低。而且，在本發(fā)明中，Ni以及Cu的組成需滿足Ni(質(zhì)量％)^〔-0.68xCu(質(zhì)量％)+AA(質(zhì)量％)〕(其中，AA為常數(shù)，AA^4.2，優(yōu)選為AA^4.7)的關(guān)系式。這是因?yàn)橥ㄟ^(guò)Ni以及Cu滿足該關(guān)系式，在更高的溫度下的疲勞強(qiáng)度特性提高。另外，進(jìn)行制備使得常數(shù)AA為4.7以上的鋁合金成形品，有助于高溫強(qiáng)度的網(wǎng)狀或者針狀的金屬間化合物的產(chǎn)生量增多，因此是優(yōu)選的。上述的疲勞強(qiáng)度特性提高的機(jī)理尚不明確，但可推定如下。最有助于高溫機(jī)械強(qiáng)度提高的可認(rèn)為是Al-Ni系、Al-Ni-Cu、Al-Cu系結(jié)晶物和在高溫環(huán)境下固溶于鋁基體中的Cu。利用這些結(jié)晶物、和Cu的固溶有效地產(chǎn)生高溫才幾械強(qiáng)度的提高的Cu量與Ni量的關(guān)系由上式導(dǎo)出。使用了這樣的鋁合金的成形品，作為優(yōu)選的值，在35(TC下的疲勞強(qiáng)度為33MPa以上，進(jìn)一步優(yōu)選為43MPa以上。而且，在300。C下的疲勞強(qiáng)度為55MPa以上。該金屬熔液，優(yōu)選含有0.1質(zhì)量％~1質(zhì)量％(優(yōu)選為0.2質(zhì)量％~0.5質(zhì)量％)的Mn、0.05質(zhì)量％~0.5質(zhì)量％(優(yōu)選為0.1質(zhì)量％~0.3質(zhì)量％)的Cr、0.04質(zhì)量％~0.3質(zhì)量％(優(yōu)選為0.1質(zhì)量％~0.2質(zhì)量％)的Zr、0.01質(zhì)量％~0.15質(zhì)量％(優(yōu)選為0.05質(zhì)量％~0.1質(zhì)量％)的V、0.01質(zhì)量％~0.2質(zhì)量％(優(yōu)選為0.02質(zhì)量％~0.1質(zhì)量％)的Ti之中的一種或者兩種以上。這是因?yàn)镸n、Cr、Zr、V、Ti的含有，會(huì)結(jié)晶或析出Al-Mn系、Al-Fe畫(huà)Mn-Si系、Al畫(huà)Cr系、Al-Fe畫(huà)Cr-Si系、Al-Zr系、Al-V系、Al-Ti系的化合物，使鋁合金的高溫機(jī)械強(qiáng)度提高。Mn不到0.1質(zhì)量Yo、Cr不到0.05質(zhì)量％、Zr不到0.04質(zhì)量％、V不到0.01質(zhì)量％、Ti不到0.01質(zhì)量％時(shí)，上述的效果小，Mn超過(guò)1.0質(zhì)量0/。、Cr超過(guò)0.5質(zhì)量。/。、Zr超過(guò)0.3質(zhì)量％、V超過(guò)0.15質(zhì)量。/。、Ti超過(guò)0.2質(zhì)量。/。時(shí)，粗大的結(jié)晶物增加，使鍛造性、高溫疲勞強(qiáng)度、韌性降低。進(jìn)而，優(yōu)選含有0.15質(zhì)量％~0.65質(zhì)量％(優(yōu)選為0.3質(zhì)量％~0.5質(zhì)量％)的Fe，使A1-Fe系、Al-Fe-Si系、Al-Ni-Fe系的粒子結(jié)晶出，提高高溫才幾械強(qiáng)度。Fe不到0.15質(zhì)量％時(shí)，上述的效果小，當(dāng)超過(guò)0.65質(zhì)量％時(shí)，Al-Fe系、Al-Fe-Si系、Al-Ni-Fe系的津且大結(jié)晶物增加，4吏鍛造性、高溫疲勞強(qiáng)度、延性、韌性降低。另夕卜，優(yōu)選含有0.003質(zhì)量％~0.02質(zhì)量％(優(yōu)選為0.007質(zhì)量％~0.016質(zhì)量。/o)的P。P會(huì)使初晶Si產(chǎn)生，因此在使耐磨損性優(yōu)先的情況下是優(yōu)選的，另外，具有細(xì)化初晶Si的效果，起到抑制由產(chǎn)生的初晶Si導(dǎo)致的鍛造性、延性、高溫疲勞強(qiáng)度降低的作用。P不到0.003質(zhì)量％時(shí)，細(xì)化初晶Si的效果小，在鑄錠的中心產(chǎn)生粗大的初晶Si，使鍛造性、高溫疲勞強(qiáng)度、延性、韌性降低。P超過(guò)0.02質(zhì)量。/。時(shí)，初晶Si的產(chǎn)生增多，使鍛造性、高溫疲勞強(qiáng)度、延性、韌性降低。另外，含有0.003質(zhì)量％~0.03質(zhì)量％(優(yōu)選為0.01質(zhì)量％~0.02質(zhì)量％)的Sr、0.1質(zhì)量％~0.35質(zhì)量％(優(yōu)選為0.15質(zhì)量％~0.25質(zhì)量％)的Sb、0.0005質(zhì)量％~0.015質(zhì)量％(優(yōu)選為0.001質(zhì)量％~0.01質(zhì)量％)的Na、0.001質(zhì)量％~0.02質(zhì)量％(優(yōu)選為0.005質(zhì)量％~0.01質(zhì)量％)的Ca之中的一種或者兩種以上時(shí)，具有細(xì)化共晶Si的效果，因此是優(yōu)選的。Sr不到0.003質(zhì)量％、Sb不到O.l質(zhì)量0/0、Na不到0.0005質(zhì)量％、Ca不到0.001質(zhì)量％時(shí)，上述的效果小，當(dāng)Sr超過(guò)0.03質(zhì)量。/。、Sb超過(guò)0.35質(zhì)量％、Na超過(guò)0.015質(zhì)量％、Ca超過(guò)0.02質(zhì)量％時(shí)，粗大的結(jié)晶物增加，或者產(chǎn)生鑄造缺陷，使鍛造性、高溫疲勞強(qiáng)度、韌性降低。鋁合金成形品、鑄錠的合金成分的組成比，例如，可通過(guò)采用JISH1305中記載的光電測(cè)光式發(fā)光分光分析裝置(裝置例島津制作所制PDA-5500)的方法來(lái)確認(rèn)。以下基于附圖對(duì)本發(fā)明的實(shí)施方式進(jìn)行詳細(xì)說(shuō)明。第1圖是表示作為實(shí)現(xiàn)本發(fā)明的制造工序的生產(chǎn)線的一例的生產(chǎn)系統(tǒng)的圖。在第1圖中，鍛造品的生產(chǎn)系統(tǒng)包括由金屬熔液水平地鑄造連鑄棒，切斷為規(guī)定的長(zhǎng)度的連鑄裝置81;對(duì)由該連鑄裝置81鑄造的連鑄棒實(shí)施熱處理的前熱處理裝置82;在通過(guò)該前熱處理裝置82熱處理，連鑄棒發(fā)生彎曲的情況下，對(duì)連鑄棒的彎曲進(jìn)行矯正的矯正裝置83;除去由該矯正裝置83矯正了彎曲的連鑄棒的外周部分的剝皮裝置84;將由該剝皮裝置84除去了外周部分的連鑄棒切斷為鍛造成形品所必需的長(zhǎng)度的切斷片的切斷裝置85;將由該切斷裝置85切出的切斷片預(yù)加熱，從而進(jìn)行鐓鍛加工的鐓鍛裝置(省略圖示)；為對(duì)由該鐓鍛裝置鐓鍛的坯材被覆潤(rùn)滑劑而在預(yù)加熱了的坯材上涂布石墨系潤(rùn)滑劑或者將預(yù)加熱了的坯材浸漬于石墨系潤(rùn)滑劑中或進(jìn)行被覆的潤(rùn)滑裝置86A、86B;進(jìn)而由采用預(yù)加熱裝置87加熱的附著有潤(rùn)滑劑的坯材鍛造鍛造制品(粗加工成品；preform)的鍛造裝置88;對(duì)由該鍛造裝置88鍛造的鍛造完的制品(鍛造制品)實(shí)施后熱處理的后熱處理裝置89。后熱處理裝置89,例如，可由對(duì)鍛造完的制品實(shí)施固溶處理的固溶加熱裝置90、將由該固溶加熱裝置90加熱的鍛造制品進(jìn)行淬火的淬火裝置91、對(duì)由該淬火裝置91淬火的鍛造制品實(shí)施時(shí)效處理的時(shí)效處理裝置92構(gòu)成。省略固溶處理的場(chǎng)合，優(yōu)選不設(shè)置固溶加熱裝置卯和淬火裝置91而在鍛造裝置88之后設(shè)置時(shí)效處理裝置92。另外，剝皮裝置84、鐓鍛裝置可省略。另外，各裝置間的輸送可采用自動(dòng)輸送裝置進(jìn)^f亍。另外，潤(rùn)滑裝置86A、86B中的潤(rùn)滑劑凈皮覆處理可置換為磷化(bonde)處理(磷酸鹽皮膜處理)裝置86C。在此，前熱處理裝置82具有將坯材溫度在-10。C~480。C保持2小時(shí)~6小時(shí)的功能。預(yù)加熱裝置87具有使坯材溫度為380°C480。C的功能。后熱處理裝置89的固溶加熱裝置90以及淬火裝置91，具有使鍛造完的制品(成形品)的固溶溫度為480。C520。C之后進(jìn)行淬火的功能。后熱處理裝置89的時(shí)效處理裝置92具有將鍛造完的制品(成形品)的溫度保持在170°C-23(TC的功能。采用本發(fā)明的生產(chǎn)系統(tǒng)的制造方法，是包括對(duì)將鋁合金采用連鑄法鑄造而得到的圓棒實(shí)施前熱處理的工序、將前熱處理了圓棒作為坯材通過(guò)熱塑性加工而成形出^L加工成品工序、在塑性加工后進(jìn)^f亍后熱處理的工序的成形品的制造方法，前熱處理的溫度為-10。C~480°C，熱塑性加工時(shí)的坯材溫度為380°C~480。C,在后熱處理工序中，固溶加熱時(shí)使粗加工成品的溫度為480°C~520°C，或者不實(shí)施固溶處理而直接進(jìn)行滿足170°C~230。C的溫度條件的溫度管理，從鑄造工序開(kāi)始包括各熱處理工序在內(nèi)一貫地制造成形品。其結(jié)果，能夠穩(wěn)定地制造具有理想的機(jī)械強(qiáng)度的成形品。作為上述塑性加工，可舉出鍛造加工，但本發(fā)明的制造方法，如果滿足前熱處理的溫度、熱塑性加工時(shí)的坯材溫度、后熱處理的溫度條件，則也能夠與滾軋加工、擠壓加工組合。在任何的情況下，在組織、結(jié)晶物的網(wǎng)的控制上都能夠得到本發(fā)明的作用效果。本發(fā)明的鋁合金成形品，可很適合地用作為要求高溫時(shí)的機(jī)械強(qiáng)度的部件。因此，例如，根據(jù)本發(fā)明制造發(fā)動(dòng)機(jī)活塞、氣門(mén)挺桿、氣門(mén)彈簧座圏、氣缸套等的形狀的成形品，將該成型品根據(jù)需要利用車床、自動(dòng)換刀數(shù)控機(jī)床等進(jìn)一步進(jìn)行機(jī)械加工，由此成形為所希望的形狀，可作為各種制品用的部件使用。對(duì)于本發(fā)明中使用的制造方法的、基本的凝固方法的部分，可采用公知的熱頂連鑄法、立式連鑄法、水平連鑄法、DC鑄造法中的任一種方法。例如可為向中心軸保持為橫向的具有強(qiáng)制冷卻的筒狀鑄模的內(nèi)壁面供給選自氣體、液體潤(rùn)滑劑、其加熱分解氣體之中的任一種或者兩種以上的流體，向筒狀鑄模的一端供給含有Si的鋁合金熔液，形成柱狀金屬熔液，使柱狀金屬熔液在筒狀鑄模中凝固，將形成的鑄錠從筒狀鑄模的另一端拉出的水平連鑄法。以下對(duì)于將本發(fā)明應(yīng)用于水平連鑄法的情況進(jìn)行說(shuō)明。第2圖是表示本發(fā)明中使用的連鑄裝置的鑄模附近的一例的圖。配置有中間包(tundish)250、耐火材料制板狀體210、筒狀鑄模201，使得貯留于中間包250中的合金熔液255經(jīng)由耐火材料制板狀體210供給至筒狀鑄模201中。筒狀鑄模201被保持使得鑄模中心軸220為大致水平。在筒狀鑄模201的內(nèi)部配置有強(qiáng)制冷卻機(jī)構(gòu)，在筒狀鑄模201的出口配置有凝固鑄錠216的強(qiáng)制冷卻機(jī)構(gòu)，使得合金熔液255變?yōu)槟惕T錠216。在圖2中，作為將凝固鑄錠216強(qiáng)制冷卻的機(jī)構(gòu)的例子，設(shè)置有冷卻水噴淋裝置205。在筒狀鑄模201的出口附近設(shè)置有驅(qū)動(dòng)裝置(沒(méi)有圖示)，使得強(qiáng)制冷卻過(guò)的凝固鑄錠216以一定速度拉出從而連續(xù)地鑄造。進(jìn)而，配置有將拉出的鑄造棒切斷為規(guī)定的長(zhǎng)度的同步切割機(jī)(沒(méi)有圖示)。采用第3圖說(shuō)明本發(fā)明中使用的裝置的鑄模附近的另一例。第3圖是以概略的截面圖表示出DC鑄造機(jī)的一例。在該DC鑄造機(jī)中，鋁合金熔液1通過(guò)槽2、汲取管3以及浮子式分配器4導(dǎo)入到鋁合金制或者銅制的固定的水冷鑄模5內(nèi)。水冷鑄模5由冷卻水5A冷卻。導(dǎo)入到水冷鑄模5內(nèi)的鋁合金熔液6，在與水冷鑄模5接觸的部分中形成凝固殼(solidificationshell)7從而收縮，凝固的鋁合金鑄錠7A，利用下模(凹模)9從水冷鑄模5向下方拉出。此時(shí)，鋁合金鑄錠7A，被由水冷鑄模5供給的水冷射流8進(jìn)一步冷卻，完全地凝固。如果下模9到達(dá)可移動(dòng)的下端部，則鋁合金鑄錠7A在規(guī)定的位置被切斷，從而取出。返回至第2圖繼續(xù)說(shuō)明，筒狀鑄模201被保持使得鑄模中心軸220為大致水平(狀)，其是具有通過(guò)在鑄模冷卻水室204內(nèi)流通冷卻水202對(duì)鑄模壁面進(jìn)行冷卻，而將筒狀鑄模201內(nèi)充滿的柱狀金屬熔液215的熱量從與鑄模壁接觸的面奪取，從而在該表面形成凝固殼的筒狀鑄模201的強(qiáng)制冷卻機(jī)構(gòu)、從冷卻水噴淋裝置205放出冷卻水使得在筒狀鑄模201的出口側(cè)末端冷卻水與凝固鑄錠216直接觸碰從而使筒狀鑄模210內(nèi)的柱狀金屬熔液215凝固的強(qiáng)制冷卻機(jī)構(gòu)的筒狀鑄模201。而且，筒狀鑄模201，與其冷卻水噴淋裝置205的噴出口相反側(cè)的一端，通過(guò)耐火材料制板狀體210與中間包250連接。在第2圖中，通過(guò)冷卻水供給管203供給用于筒狀鑄模201的強(qiáng)制冷卻的冷卻水、用于凝固鑄錠216的強(qiáng)制冷卻的冷卻水，但也可以分別分開(kāi)地供給冷卻水。將從冷卻水噴淋裝置205的噴出口的中心軸的延長(zhǎng)線與所鑄造的凝固鑄錠216表面接觸的位置，到筒狀鑄模201與耐火材料制板狀體210的接觸面的長(zhǎng)度稱為有效模長(zhǎng)(參照?qǐng)D4的符號(hào)L)，優(yōu)選為15mm~70mm。當(dāng)該有效才莫長(zhǎng)不到15mm時(shí)，不能形成良好的皮膜等，因此變得不能鑄造，當(dāng)超過(guò)70mm時(shí)，沒(méi)有強(qiáng)制冷卻的效果，由鑄模壁引起的凝固成為支配性的，筒狀鑄模201與柱狀金屬熔液215或與凝固殼的接觸抗力變大，鑄件表面產(chǎn)生裂紋，或在筒狀鑄模201內(nèi)部破碎等，鑄造變得不穩(wěn)定，因此不優(yōu)選。筒狀鑄模201的材質(zhì)，優(yōu)選是從鋁、銅、或它們的合金之中選擇的一種或者兩種以上的組合。從熱傳導(dǎo)性、耐熱性、機(jī)械強(qiáng)度方面出發(fā)，可選擇材質(zhì)的組合。進(jìn)而，優(yōu)選是在筒狀鑄模201的與柱狀金屬熔液215接觸的面以環(huán)狀裝填了具有自潤(rùn)滑性的滲透性多孔質(zhì)材222的鑄模。所謂環(huán)狀，是安裝于筒狀鑄模201的內(nèi)壁面221的圓周方向的全體上的狀態(tài)。滲透性多孔質(zhì)材222的通氣度優(yōu)選為0.005〔L(升)/(112/分鐘)〕~0.03〔L/(cmV分鐘)〕，更優(yōu)選為0.07〔L/(cm2/分鐘)〕~0.02〔L/(112/分鐘)〕。安裝的滲透性多孔質(zhì)材222的厚度沒(méi)有特別限定，但優(yōu)選為2mm~10mm，更優(yōu)選為3mm8mm。作為滲透性多孔質(zhì)材222，例如，可使用通氣度為0.008〔L/(cm2/分鐘)〕~0.012〔L/(112/分鐘)〕的石墨。在此，所謂通氣度，是對(duì)于5mm厚度的試驗(yàn)片測(cè)定壓力為2kg/cn^的空氣的每分鐘的通氣量而得到的。優(yōu)選使用在有效模長(zhǎng)之中的5mm~15mm安裝有滲透性多孔質(zhì)材222的筒狀鑄模201。優(yōu)選在筒狀鑄模201、耐火材料制板狀體210、滲透性多孔質(zhì)材222的接合面配置O型環(huán)圏213。筒狀鑄模201的半徑方向截面的內(nèi)壁面221的形狀，除了圓形以外，還可以是具有三角形、矩形截面形狀或不具有對(duì)稱軸或?qū)ΨQ面的異形截面形狀的形狀?；蛘?，在成型出中空鑄錠的場(chǎng)合，可以是在鑄模內(nèi)部保持有型芯的形狀。另外，筒狀鑄模201是兩端開(kāi)放的筒狀的鑄模，合金熔液255經(jīng)由貫穿地設(shè)置于耐火材料制板狀體210的注液口(澆注口)211，從一端向筒狀鑄模201的內(nèi)部進(jìn)入，從另一端擠出或拉出凝固鑄錠216。筒狀鑄模201的內(nèi)壁面221，朝向凝固鑄錠216的拉出方向，以與鑄模中心軸220構(gòu)成0度~3度、更優(yōu)選為0度1度的仰角形成。當(dāng)仰角不到0度時(shí)，在凝固鑄錠216從筒狀鑄模201拉出時(shí)，在筒狀鑄模201的出口受到阻力，因此鑄造變得不可能，而當(dāng)仰角超過(guò)3度時(shí)，筒狀鑄模201的內(nèi)壁面221與柱狀金屬熔液215的接觸變得不充分，從柱狀金屬熔液215或凝固殼向筒狀鑄模201的排熱效果降低，由此凝固變得不充分。其結(jié)果，在凝固鑄錠216的表面產(chǎn)生再熔融的表面，或者從筒狀鑄模201的端部噴出未凝固的合金熔液255等的導(dǎo)致鑄造故障的可能性增高，因此不優(yōu)選。中間包250由接受采用外部的熔化爐等調(diào)整成規(guī)定的合金成分的鋁合金熔液的金屬熔液流入部251、熔液保持部252、向筒狀鑄才莫201的流出部253構(gòu)成。中間包250,將合金熔液255的液面水平面254維持在比筒狀鑄模201的上面高的位置，并且在多模齊鑄(multiplecasting)的場(chǎng)合，向各筒狀鑄模201穩(wěn)定地分配合金熔液255。保持于中間包250內(nèi)的熔液保持部252的合金熔液255，從設(shè)置于耐火材料制板狀體210的注液口211注入到筒狀鑄模201中。耐火材料制板狀體210，是用于將中間包250和筒狀鑄模201隔開(kāi)的構(gòu)件，可使用具有耐火絕熱性的材質(zhì)的構(gòu)件，例如，可舉出(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。耐火材料制板狀體210，具有可形成注液口211的形狀。注液口211，在耐火材料制板狀體210從筒狀鑄才莫201的內(nèi)壁面221向內(nèi)側(cè)伸出的部分可形成一個(gè)或一個(gè)以上。符號(hào)208是供給流體的流體供給管。作為流體，可舉出潤(rùn)滑流體。流體可以為從氣體、液體潤(rùn)滑劑中選擇的任一種或者兩種以上的流體。氣體、優(yōu)選液體潤(rùn)滑劑的供給管分開(kāi)地設(shè)置。從流體供給管208加壓供給的流體，通過(guò)環(huán)狀通路224被供給至筒狀鑄模201與耐火材料制板狀體210之間的間隙。優(yōu)選在筒狀鑄模201與耐火材料制板狀體210面對(duì)的部位形成200fim以下的間隙。該間隙為合金熔液255沒(méi)有進(jìn)入的程度，為流體可向筒狀鑄模201的內(nèi)壁面221流出的程度的大小。在圖2所示的形態(tài)中，環(huán)狀通路224與安裝于筒狀鑄模201的滲透性多孔質(zhì)材222的外周面?zhèn)葘?duì)置地貫穿設(shè)置，流體根據(jù)所施加的壓力向滲透性多孔質(zhì)材222的內(nèi)部滲透，被送至與柱狀合金熔液215接觸的滲透性多孔質(zhì)材222的整個(gè)面，供給至筒狀鑄模201的內(nèi)壁面221。也有液體潤(rùn)滑劑被加熱，成為分解氣體，供給至筒狀鑄模201的內(nèi)壁面221的情況。其結(jié)果，可使筒狀鑄模201的滲透性多孔質(zhì)面、柱狀金屬熔液215外周面以及凝固殼外周面之間的潤(rùn)滑良好。通過(guò)以環(huán)狀安裝滲透性多孔質(zhì)材222,可得到更良好的潤(rùn)滑效果，可容易地鑄造鋁合金連鑄棒。利用選自所供給的氣體、液體潤(rùn)滑劑、液體潤(rùn)滑劑分解而成的氣體之中的一種或者兩種以上，可形成角部空間230。對(duì)于本發(fā)明的制造方法中包括的鑄造工序進(jìn)行說(shuō)明。在第2圖中，中間包250中的合金熔液255,經(jīng)由耐火材料制板狀體210，被供給至保持為鑄模中心軸220為大致水平的筒狀鑄模201,在筒狀鑄模201的出口被強(qiáng)制冷卻，成為凝固鑄錠216。凝固鑄錠216利用設(shè)置于筒狀鑄模201的出口附近的驅(qū)動(dòng)裝置以一定速度被拉出，因此可連續(xù)地鑄造，成為鑄造棒。被拉出的鑄造棒由同步切割機(jī)切斷為規(guī)定的長(zhǎng)度。即，連鑄棒，是采用連鑄法使鑄造速度為300(mm/分鐘)~2000(mm/分鐘)將合金熔液255的平均溫度位液相線+40°C~液相線+23(TC的鋁合金全、進(jìn)行鑄造而得到的。當(dāng)為該條件范圍時(shí)，結(jié)晶物微細(xì)分散，成為鍛造成形性優(yōu)異并且高溫機(jī)械強(qiáng)度優(yōu)異的成形品。在熱頂連鑄法、立式連鑄法、DC鑄造法的場(chǎng)合，優(yōu)選為80(mm/分鐘)~400(mm/分鐘)的鑄造速度。因此，鑄造速度優(yōu)選為80(mm/分鐘)~2000(mm/分鐘)。對(duì)貝±留于中間包250內(nèi)的鋁合金的合金熔液255的組成進(jìn)行說(shuō)明。合金熔液255是含有10.5質(zhì)量％~13.5質(zhì)量％(優(yōu)選為11.5質(zhì)量％~13質(zhì)量％)的Si、2.5質(zhì)量％~6質(zhì)量％(優(yōu)選為3.5質(zhì)量％~5.5質(zhì)量％)的Cu、0.3質(zhì)量％~1.5質(zhì)量％(優(yōu)選為0.5質(zhì)量％~1.3質(zhì)量％)的Mg、0.8質(zhì)量％~4質(zhì)量％(優(yōu)選為1.8質(zhì)量％~3.5質(zhì)量％)的Ni，并且滿足Ni(質(zhì)量％)^〔-0.68xCu(質(zhì)量％)+AA(質(zhì)量％)〕(其中，AA為常數(shù)，AA^4.2，優(yōu)選為AA^4.7)的關(guān)系式的鋁合金。該合金熔液255，優(yōu)選含有0.1質(zhì)量％~1質(zhì)量％(優(yōu)選為0.2質(zhì)量％~0.5質(zhì)量％)的Mn、0.05質(zhì)量％~0.5質(zhì)量％(優(yōu)選為0.1質(zhì)量％~0.3質(zhì)量％)的Cr、0.04質(zhì)量％~0.3質(zhì)量％(優(yōu)選為0.1質(zhì)量％~0.2質(zhì)量％)的Zr、0.01質(zhì)量％~0.15質(zhì)量％(優(yōu)選為0.05質(zhì)量％~0.1質(zhì)量％)的V、0.01質(zhì)量％~0.2質(zhì)量％(優(yōu)選為0.02質(zhì)量％~0.1質(zhì)量％)的Ti之中的一種或兩種以上。進(jìn)而，優(yōu)選含有0.15質(zhì)量％~0.65質(zhì)量％(優(yōu)選為0.3質(zhì)量％~0.5質(zhì)量％)的Fe。另夕卜，優(yōu)選含有0.003質(zhì)量％~0.02質(zhì)量％(優(yōu)選為0.007質(zhì)量％~0.016質(zhì)量％)的P。另夕卜，含有0.003質(zhì)量％~0.03質(zhì)量％(優(yōu)選為0.01質(zhì)量％~0.02質(zhì)量％)的Sr、0.1質(zhì)量％~0.35質(zhì)量％(優(yōu)選為0.15質(zhì)量％~0.25質(zhì)量％)的Sb、0.0005質(zhì)量％~0.015質(zhì)量％(優(yōu)選為0.001質(zhì)量％~0.01質(zhì)量％)的Na、0.001質(zhì)量％~0.02質(zhì)量％(優(yōu)選為0.005質(zhì)量％~0,01質(zhì)量％)的Ca之中的一種或者兩種以上時(shí)，具有將共晶Si微細(xì)化的效果，因此優(yōu)選。]^留于中間包250內(nèi)的合金熔液255的液面水平面254的高度與筒狀鑄模201的內(nèi)壁面221的上面的高度之差確定為0mm250mm,更優(yōu)選為50mm~170mm。通過(guò)使兩者具有差，供給至筒型鑄模201內(nèi)的合金熔液255的壓力與潤(rùn)滑油以及潤(rùn)滑油氣化而成的氣體很好地平衡，因此鑄造性穩(wěn)定，可容易地制造鋁合金連鑄棒。通過(guò)將用于測(cè)定合金熔液255的液面水平面254的高度進(jìn)行監(jiān)測(cè)的水平面?zhèn)鞲衅?液面?zhèn)鞲衅鳎籰evelsensor)設(shè)置于中間包250中，精度良好地管理該差，可維持在規(guī)定的值。液體潤(rùn)滑劑可使用作為潤(rùn)滑油的植物油。例如，可舉出菜油、蓖麻油、色拉油。它們對(duì)環(huán)境的不良影響小，因此優(yōu)選。潤(rùn)滑油供給量?jī)?yōu)選為0.05(mL/分鐘)~5(mL/分鐘)〔更優(yōu)選為0.1(mL/分鐘)~1(mL/分鐘)〕。供給量過(guò)少時(shí)，由于潤(rùn)滑不足，發(fā)生鑄錠的漏液(breakout)，而供給量過(guò)多時(shí)，剩余部分混入鑄錠中，有可能妨礙晶粒粒徑分布的均一性。作為從筒狀鑄模201拉出凝固鑄錠216的速度的鑄造速度，優(yōu)選為300(mm/分鐘)~2000(mm/分鐘)〔更優(yōu)選為600(mm/分鐘)~2000(mm/分鐘)〕。因?yàn)橥ㄟ^(guò)鑄造而形成的結(jié)晶物的網(wǎng)狀組織變得均勻微細(xì)，在高溫下的對(duì)鋁基體的變形的抗力增加，高溫機(jī)械強(qiáng)度提高，因此優(yōu)選。不用說(shuō)，本發(fā)明的作用效果并不被鑄造速度限定，但加快鑄造速度時(shí)，其效果變得顯著。從冷卻水噴淋裝置205放出的冷卻水量，每個(gè)鑄模優(yōu)選為5(L/分鐘)~30(L/分鐘)〔更優(yōu)選為25(L/分鐘)~30(L/分鐘)〕。冷卻水量過(guò)少時(shí)，發(fā)生漏液(breakout)，或凝固鑄錠216的表面發(fā)生再熔融，形成不均勻的組織，有可能妨礙晶粒粒徑分布的均一性。另一方面，冷卻水量過(guò)多時(shí)，筒狀鑄模201的排熱過(guò)大，變得不能鑄造。不用說(shuō)，本發(fā)明的作用效果并不被冷卻水量限定，但在增大冷卻能力、增大從凝固界面向筒狀鑄模201內(nèi)的溫度梯度時(shí)，其效果變得顯著。從中間包250內(nèi)向筒狀鑄模201流入的合金熔液255的平均溫度優(yōu)選為液相線+40°C~液相線+230°C(更優(yōu)選為液相線+60°C~液相線+200°C)。合金熔液255的溫度過(guò)低時(shí)，在筒狀鑄模201中以及在其以前形成粗大的結(jié)晶物，有可能妨礙晶粒粒徑分布的均一性。另一方面，合金熔液255的溫度過(guò)高時(shí)，大量的氫氣體進(jìn)入合金熔液255中，作為氣孔進(jìn)入凝固鑄錠216中，有可能妨礙晶粒粒徑分布的均一性。在本發(fā)明中，這些鑄造條件被控制，使得鑄造品的組織的共晶Si和金屬間化合物基本不聚集球狀化，為連鑄時(shí)形成的結(jié)晶物的網(wǎng)狀組織或者針狀結(jié)晶物或者結(jié)晶物的集合體，因此此后的各熱處理的效果可有效發(fā)揮，因此優(yōu)選。在本發(fā)明中，鑄造后的鑄造棒，作為坯材投入到鍛造成形工序中之前，作為前熱處理，在-10。C~480°C(優(yōu)選為-10。C~370。C)保持2小時(shí)~6小時(shí)當(dāng)使前熱處理為上述的前熱處理時(shí)，就成為在組織中，連鑄時(shí)形成的結(jié)晶物的網(wǎng)狀組織或者針狀結(jié)晶物或者結(jié)晶物的集合體在成形和熱處理后也部分地殘留的鋁成形品，這些形狀的結(jié)晶物，作為在高溫下的對(duì)鋁基體的變形的抗力發(fā)揮作用，其結(jié)果，即使是250。C400。C的高溫時(shí)，也可得到優(yōu)異的機(jī)械強(qiáng)度。即，在鋁基體軟化的高溫下，結(jié)晶物的網(wǎng)狀組織或者針狀結(jié)晶物或者結(jié)晶物的集合體成為對(duì)變形的抗力，因此成為高溫機(jī)械強(qiáng)度優(yōu)異的鋁成形品。另一方面，當(dāng)前熱處理溫度高、成形率高時(shí)，結(jié)晶物的網(wǎng)狀組織或者針狀結(jié)晶物或者結(jié)晶物的集合體被截?cái)?，以粒狀聚集，成為結(jié)晶物均勻地分散于在高溫下軟化的鋁基體中的狀態(tài)。因此，在高溫下的結(jié)晶物針對(duì)鋁基體的變形的抗力降低，高溫機(jī)械強(qiáng)度也不能提高。本發(fā)明是在上述的合金組成下，通過(guò)在鋁基體軟化、非常容易變形的250°C40(TC的更高溫區(qū)，使抵抗鋁基體變形的結(jié)晶物的網(wǎng)狀組織、針狀組織、集合體部分地殘留，來(lái)提高高溫機(jī)械強(qiáng)度的。作為不怎么能見(jiàn)到結(jié)晶物的網(wǎng)、針狀組織的結(jié)晶物較少的低濃度合金的6000系合金等，在抑制或省略均質(zhì)化處理的情況下，其是謀求抑制再結(jié)晶和簡(jiǎn)化工序的，而如本發(fā)明那樣的結(jié)晶物多、鑄造時(shí)可見(jiàn)到網(wǎng)、針狀組織的高Si系合金，是盡量維持網(wǎng)、針狀組織，謀求高溫的改良的合金，兩者不同。如在上述的背景^L術(shù)欄中所述，專利文獻(xiàn)1(日本特開(kāi)2002-294383號(hào)公報(bào))所公示的內(nèi)容是關(guān)于6000系合金的，將均質(zhì)化處理的溫度抑制或省略，不是為了得到高溫特性，而是為了抑制再結(jié)晶，改進(jìn)常溫的機(jī)械特性。本來(lái)合金系也不同，是結(jié)晶物比較少的低濃度合金，不怎么能見(jiàn)到結(jié)晶物的網(wǎng)狀組織、針狀組織。是通過(guò)將均質(zhì)化處理低溫化進(jìn)行抑制，來(lái)使抑制再結(jié)晶的Al-Mn系、Al-Cr系化合物微細(xì)地析出的合金。如本發(fā)明那樣的結(jié)晶物多、鑄造時(shí)可見(jiàn)到網(wǎng)狀組織、針狀組織的高Si系合金，是盡量維持網(wǎng)狀組織、針狀組織，謀求高溫改良的合金，兩者不同。特別是在提高坯材的高溫機(jī)械強(qiáng)度，提高鍛造性的場(chǎng)合，前熱處理的保持溫度優(yōu)選為200°C~370°C。當(dāng)為該溫度范圍時(shí)，前熱處理時(shí)的共晶Si、金屬間化合物的聚集球狀化難以進(jìn)行，連鑄時(shí)形成的結(jié)晶物的網(wǎng)狀組織或者針狀結(jié)晶物或者結(jié)晶物的集合體在鍛造成形、后熱處理后也部分地殘存，成為高溫機(jī)械強(qiáng)度優(yōu)異的鋁成形品。另外，特別是在進(jìn)一步提高坯材的高溫機(jī)械強(qiáng)度的場(chǎng)合，前熱處理的保持溫度優(yōu)選為-10。C200。C。當(dāng)為該溫度范圍時(shí)，前熱處理時(shí)的共晶Si、金屬間化合物基本不聚集球狀化，連鑄時(shí)形成的結(jié)晶物的網(wǎng)狀組織或者針狀結(jié)晶物或者結(jié)晶物的集合體在鍛造成形、后熱處理后也部分地殘存，成為高溫機(jī)械強(qiáng)度優(yōu)異的鋁成形品。而且，在進(jìn)一步提高坯材的鍛造成形性的場(chǎng)合，前熱處理的保持溫度優(yōu)選為370°C~480aC。當(dāng)為該溫度范圍時(shí)，前熱處理時(shí)的共晶Si、金屬間化合物某種程度地聚集球狀化，鑄造時(shí)的變形抗力降低，因此成為鍛造成形性優(yōu)異的鋁成形品。并且，當(dāng)為該溫度范圍時(shí)，連續(xù)鍛造時(shí)形成的結(jié)晶物的網(wǎng)狀組織或者針狀結(jié)晶物或者結(jié)晶物的集合體在鍛造成形、后熱處理后也部分地殘存，可得到高溫機(jī)械性質(zhì)優(yōu)異的鋁成形品。前熱處理工序，只要設(shè)置于從鑄造后到鍛造工序之間即可，例如，只要在鑄造后一天以內(nèi)進(jìn)行處理、或者在處理后一個(gè)星期以內(nèi)投入到鍛造工序即可。其間可實(shí)施矯正處理、剝皮處理。接著，對(duì)本發(fā)明中包含的鍛造工序的一例進(jìn)行說(shuō)明。本發(fā)明的制造方法包括1)將連鑄圓棒切斷為規(guī)定的長(zhǎng)度的工序；2)將切斷的坯材預(yù)加熱，進(jìn)行鐓鍛的工序；3)對(duì)鐓鍛過(guò)的坯材進(jìn)行潤(rùn)滑的工序；4)將坯材投入到模具中，進(jìn)行鍛造成形的工序；5)利用脫模(頂料；knock-out)機(jī)構(gòu)將鍛造制品從模具內(nèi)排出的工序。也可對(duì)鍛造用坯材涂布潤(rùn)滑劑，再在投入鐓鍛處理之前加熱。另外，可省略鐓鍛工序。潤(rùn)滑劑處理，可為水溶性潤(rùn)滑劑的涂布、或者磷化處理。例如，優(yōu)選在對(duì)坯材實(shí)施磷化處理后，作為預(yù)加熱加熱至380。C~480°C,再投入到鍛造裝置中。當(dāng)預(yù)加熱至380。C480。C時(shí)，坯材的變形能提高，成形為復(fù)雜的形狀變得容易。作為潤(rùn)滑劑，優(yōu)選水性潤(rùn)滑劑，更優(yōu)選使用水溶性石墨潤(rùn)滑劑。原因是石墨較好地?zé)嵴秤谂鞑?。在該情況下，例如，優(yōu)選對(duì)70°C350。C的坯材涂布潤(rùn)滑劑后，將坯材冷卻到常溫后(例如保持2小時(shí)~4小時(shí)后)，將坯材加熱至380。C~480°C，再投入到鍛造裝置中。作為潤(rùn)滑劑，優(yōu)選水性潤(rùn)滑劑，更優(yōu)選使用水溶性石墨潤(rùn)滑劑。原因是石墨較好地?zé)嵴秤谂鞑摹Ｔ趯⑴鞑耐度胫埃蚰＞弑砻嫱坎紳?rùn)滑劑。潤(rùn)滑劑量，通過(guò)調(diào)整噴霧(spray)的噴吹時(shí)間，可相應(yīng)于上模與凹模(dies)的組合達(dá)到更適當(dāng)?shù)臓顟B(tài)。作為潤(rùn)滑劑，優(yōu)選使用油性潤(rùn)滑劑。例如，可使用礦物油。原因是可抑制模具溫度下降，當(dāng)為水性潤(rùn)滑油時(shí)有時(shí)模具溫度下降。油性潤(rùn)滑劑為石墨與礦物油的混合物時(shí)，潤(rùn)滑效果提高，因此是更優(yōu)選的。模具的加熱溫度優(yōu)選為150°C~250°C。原因是可得到充分的塑性流動(dòng)。在本發(fā)明中，鍛造成形中的要求耐高溫疲勞強(qiáng)度的部位的加工率優(yōu)選為90%以下(更優(yōu)選為70%以下)。當(dāng)為該加工率以下時(shí)，可抑制結(jié)晶物的網(wǎng)狀組織或者針狀結(jié)晶物或者結(jié)晶物的集合體的截?cái)?，成為高溫機(jī)械強(qiáng)度優(yōu)異的成形品。另外，只要在成形品中要求高溫機(jī)械強(qiáng)度的部位滿足該加工率即可。另外，在鍛造前實(shí)施了鐓鍛工序等的塑性加工的場(chǎng)合，優(yōu)選加工率作為它們的合計(jì)量來(lái)考慮。例如，在為具有復(fù)雜的形狀的成形品的情況下，優(yōu)選每一次加工的加工率為10%~80%(更優(yōu)選為10%~50%),并加工多次(優(yōu)選為2次)。例如，優(yōu)選第一次的加工率為10%~50%(更優(yōu)選為10%~30%)。在此，所謂加工率，定義如下。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%對(duì)鍛造完的制品實(shí)施后熱處理。作為后熱處理，可將固溶處理、時(shí)效處理組合使用。后熱處理可在加工后一個(gè)星期以內(nèi)進(jìn)行。具體地講，例如，可在480°C~520。C(優(yōu)選為4卯。C~510°C)保持3小時(shí)的條件下將鍛造完的制品進(jìn)行固溶處理。作為上述以外的后熱處理，可對(duì)鍛造完的制品實(shí)施JIS標(biāo)準(zhǔn)的T5熱處理或者T6熱處理。在本發(fā)明中，優(yōu)選將取出的鍛造制品不實(shí)施固溶化、淬火而作為時(shí)效處理在170。C~230°C(優(yōu)選為190°C~220°C)保持1小時(shí)~10小時(shí)?？梢种平Y(jié)晶物網(wǎng)或者針狀結(jié)晶物或者結(jié)晶物的集合體的截?cái)唷⒕奂?，成為高溫機(jī)械強(qiáng)度優(yōu)異的成形品，因此是優(yōu)選的。由這樣的方法制造的成形品的合金組織，共晶Si、金屬間化合物的聚集球狀化難以進(jìn)行，連鑄形成的結(jié)晶物的網(wǎng)狀組織或者針狀結(jié)晶物或者結(jié)晶物的集合體在鍛造成形、后熱處理后也部分地殘存，成為高溫機(jī)械強(qiáng)度優(yōu)異的鋁成形品。另外，合金組成是含有10.5質(zhì)量％~13.5質(zhì)量％(優(yōu)選為11.5質(zhì)量％~13質(zhì)量％)的Si、2.5質(zhì)量％~6質(zhì)量％(優(yōu)選為3.5質(zhì)量％~5.5質(zhì)量％)的Cu、0.3質(zhì)量％~1.5質(zhì)量％(優(yōu)選為0.5質(zhì)量％~1.3質(zhì)量％)的Mg、0.8質(zhì)量％~4質(zhì)量％(優(yōu)選為1.8質(zhì)量％~3.5質(zhì)量％)的Ni,并且滿足Ni(質(zhì)量％)^〔-0.68xCu(質(zhì)量％)+AA(質(zhì)量％)〕(其中，AA為常數(shù)，AA^4.2，優(yōu)選為AA^4.7)的關(guān)系式的鋁合金。優(yōu)選合金組成含有0.1質(zhì)量％~1質(zhì)量％(優(yōu)選為0.2質(zhì)量％~0.5質(zhì)量％)的Mn、0.05質(zhì)量％~0.5質(zhì)量％(優(yōu)選為0.1質(zhì)量％~0.3質(zhì)量％)的Cr、0.04質(zhì)量％~0.3質(zhì)量％(優(yōu)選為0.1質(zhì)量％~0，2質(zhì)量％)的Zr、0.01質(zhì)量％~0.15質(zhì)量％(優(yōu)選為0.05質(zhì)量％~0.1質(zhì)量％)的V、0.01質(zhì)量％~0.2質(zhì)量％(優(yōu)選為0.02質(zhì)量％~0.1質(zhì)量％)的Ti之中的一種或兩種以上。進(jìn)而，優(yōu)選含有0.15質(zhì)量％~0，65質(zhì)量％(優(yōu)選為0.3質(zhì)量％~0.5質(zhì)量％)的Fe。另外，優(yōu)選含有0.003質(zhì)量％~0.02質(zhì)量％(優(yōu)選為0.007質(zhì)量％~0.016質(zhì)量％)的P。另夕卜，當(dāng)含有0.003質(zhì)量％~0.03質(zhì)量％(優(yōu)選為0,01質(zhì)量％~0.02質(zhì)量％)的Sr、0.1質(zhì)量％~0.35質(zhì)量％(優(yōu)選為0.15質(zhì)量％~0.25質(zhì)量%)的Sb、0.0005質(zhì)量％~0.015質(zhì)量％(優(yōu)選為0.001質(zhì)量％~0.01質(zhì)量％)的Na、0.001質(zhì)量％~0.02質(zhì)量％(優(yōu)選為0.005質(zhì)量％~0.01質(zhì)量％)的Ca之中的一種或兩種以上時(shí)，具有將共晶Si微細(xì)化的效果，因此優(yōu)選。(實(shí)施例)以下通過(guò)實(shí)施例具體地說(shuō)明本發(fā)明，但本發(fā)明并不被這些實(shí)施例限定。(實(shí)施例1~16)〔制造條件〕采用第1圖所示的生產(chǎn)系統(tǒng)，制造出表l所示的實(shí)施例1~16以及表2所示的比較例1~10的鋁合金成形品。<table>tableseeoriginaldocumentpage27</column></row><table>表2<table>tableseeoriginaldocumentpage28</column></row><table>作為構(gòu)成該生產(chǎn)系統(tǒng)的連鑄裝置81，使用第5圖所示的熱頂連鑄機(jī)，分別鑄造出具有表l所示的組成的實(shí)施例1~16以及表2所示的比較例1~10的鋁合金的850>(mm)的連鑄圓棒。上述熱頂連鑄機(jī)是采用氣體加壓熱頂鑄造法的鑄造機(jī)，被構(gòu)成為向端板與鑄模的間隙導(dǎo)入氣體以及潤(rùn)滑油，使得供給至鑄模內(nèi)的合金熔液的壓力與潤(rùn)滑油以及潤(rùn)滑油氣化而成的氣體很好地平衡。根據(jù)該構(gòu)成，鋁熔液與鑄模接觸的區(qū)域變狹窄，因此可將合金熔液利用冷卻水進(jìn)行急冷凝固，可穩(wěn)定地鑄造鋁合金連鑄棒。接著，作為前熱處理工序，對(duì)各連鑄圓棒在表l以及表2所示的溫度下進(jìn)行均質(zhì)化處理。各連鑄圓棒被切斷為20mm或者80mm的厚度，形成為鍛造用坯材。接著，將該鍛造用坯材預(yù)加熱至420。C后，以表1以及表2所示的規(guī)定的鐓鍛加工率進(jìn)行鐓鍛工序，塑性加工成規(guī)定的形狀。另夕卜，對(duì)于實(shí)施例5~7、10~13,評(píng)價(jià)了鐓鍛加工率為55%的情況下的裂紋發(fā)生率。該評(píng)價(jià)結(jié)果示于表3。在表3中，O符號(hào)以及A符號(hào)表示由鐓鍛工序引起的裂紋發(fā)生率分別為不到1%、以及l(fā)。/。以上。表3<table>tableseeoriginaldocumentpage29</column></row><table>然后，對(duì)于已塑性加工的上述坯材，進(jìn)行表l以及表2所示的規(guī)定的后熱處理工序，分別制造出上述各實(shí)施例以及上述各比較例。另外，上述后熱處理工序，是通過(guò)將塑性加工品進(jìn)行水淬火，在210。C下保持6小時(shí)的T5熱處理，或者將塑性加工品在500。C下保持2.5小時(shí)后進(jìn)行水淬火，在210。C下保持6小時(shí)的T6熱處理的任一項(xiàng)處理來(lái)進(jìn)行?！财趶?qiáng)度評(píng)價(jià)〕對(duì)于上述各實(shí)施例以及各比較例，采用下述的方法評(píng)價(jià)疲勞強(qiáng)度。從各實(shí)施例以及各比較例通過(guò)機(jī)械加工來(lái)制作試驗(yàn)片，利用小野式旋轉(zhuǎn)彎曲疲勞試驗(yàn)機(jī)，在對(duì)試驗(yàn)片在300。C或者350。C下實(shí)施100小時(shí)的預(yù)加熱后，在300。C以及350。C的各個(gè)環(huán)境下，對(duì)試驗(yàn)片評(píng)價(jià)疲勞強(qiáng)度。賦予IOOO萬(wàn)次的循環(huán)應(yīng)力，測(cè)定沒(méi)有發(fā)生破損的應(yīng)力。各實(shí)施例以及各比較例中的組成、熱處理?xiàng)l件、鐓鍛加工率、疲勞強(qiáng)度評(píng)價(jià)結(jié)果以及滿足由Ni(質(zhì)量％)=〔-0.68xCu(質(zhì)量％)+AA(質(zhì)量％)〕定義的關(guān)系式的常數(shù)AA示于表1以及表2。另外，各實(shí)施例以及各比較例的組成中的Ni與Cu的含有率的關(guān)系示于第6圖。另外，在第6圖中，實(shí)施例1~14的各AA值分別由SI~S14符號(hào)表示，比較例1~10(比較例6除外)的各AA值分別由CI~C10符號(hào)表示。實(shí)施例1~16均是采用本發(fā)明的制造方法制造的，由表1可知，在350。C下具有33MPa以上的疲勞強(qiáng)度。這樣，采用本發(fā)明的制造方法制造的實(shí)施例1~16,均是具有目標(biāo)的疲勞強(qiáng)度的，因此可很好地用于要求高溫時(shí)的機(jī)械強(qiáng)度的部件。在本發(fā)明的制造方法中使用的鋁合金，必須是Ni以及Cu的含量包含在笫6圖中的由A-B-C-D-E-A包圍的區(qū)域中的組成。Ni以及Cu的含量包含在由D-E-H-I-D包圍的區(qū)域中的實(shí)施例6、實(shí)施例10~13,如表3所示，均能夠以超過(guò)55。/。的鐓鍛加工率來(lái)良好地加工。這樣，在本發(fā)明中，更優(yōu)選使用Ni的含量為2.0重量％以下、含有Cu使得AA".2的鉛合金。與此相對(duì)，具有在本發(fā)明的制造方法中確定的合金組成范圍之外的組成的比較例1~5、7~10，如表2所示，均不具有目標(biāo)的疲勞強(qiáng)度。比較例8以及10，進(jìn)而塑性加工性較差，鐓鍛時(shí)發(fā)生裂紋。表2中所示的"*l，，表示不能制取比較例的試驗(yàn)片。另外，比較例1~4的AA值不到4.2。另外，以在本發(fā)明的制造方法中確定的溫度范圍之外的溫度實(shí)施了前熱處理工序的比較例6，也不具有目標(biāo)的疲勞強(qiáng)度?！步饘俳M織的評(píng)價(jià)〕從表1的各實(shí)施例以及表2的各比較例的縱截面中央部切取組織觀察樣品，進(jìn)行微觀研磨，由顯微照片觀察結(jié)晶物的網(wǎng)狀組織，由此評(píng)價(jià)各實(shí)施例以及各比較例的金屬組織。在實(shí)施例的組織中，可確認(rèn)連鑄時(shí)形成的結(jié)晶物的網(wǎng)狀組織或者針狀結(jié)晶物或者結(jié)晶物的集合體在成形和熱處理后也部分地殘留。另外，在實(shí)施例中，共晶Si的面積占有率為8%以上，共晶Si的平均粒徑為5nm以下，針狀比為1.4以上的共晶Si為25%以上，金屬間化合物的面積占有率為1.2%以上，金屬間化合物的平均粒徑為1.5pm以上，長(zhǎng)度為3jim以上的、金屬間化合物或相接觸的金屬間化合物的集合體為30%以上。特別是以上述優(yōu)選的濃度含有Ni以及Cu的實(shí)施例10以及13,如表4所示可知，均是共晶Si的平均粒徑為2.5nm以下，具有80%左右的針狀比為1.4以上的共晶Si，具有90%左右的長(zhǎng)度為3nm以上的、金屬間化合物的集合體。另夕卜，根據(jù)表l以及表4的結(jié)果可知，常數(shù)AA大于4.7的實(shí)施例13,與常數(shù)AA不到4.7的實(shí)施例10比較，有助于高溫強(qiáng)度的網(wǎng)狀或者針狀的金屬間化合物的發(fā)生量較多，疲勞強(qiáng)度大于實(shí)施例IO的疲勞強(qiáng)度。這樣，在本發(fā)明中，優(yōu)選調(diào)制成常數(shù)AA為4.7以上的鋁合金成形品。與此相對(duì)，上述各比較例，其針狀比為1.4以上的共晶Si的含有率、金屬間化合物的長(zhǎng)度或者相接觸的金屬間化合物的集合體的長(zhǎng)度比實(shí)施例小。例如，如表4所示，比較例6只具有22。/。左右的針狀比為1.4以上的共晶Si，只具有28%左右的長(zhǎng)度為3jim以上的、金屬間化合物或相接觸的金屬間化合物的集合體。表4<table>tableseeoriginaldocumentpage32</column></row><table>(實(shí)施例17、18)〔制造條件〕分別在表5所示的組成以及制造條件下，采用與實(shí)施例1~16以及比較例1~10同樣的制造方法制造出實(shí)施例17、18以及比較例11、12。另外，比較例13由粉末狀的擠壓鑄造材料成形，沒(méi)有由鋁合金的連鑄圓棒成形，沒(méi)有進(jìn)行均質(zhì)化處理，除此以外采用與比較例11以及12同樣的制造方法制造。實(shí)施例17、18以及比較例11~13，均如第7圖(a)~(c)所示，成形為具有有直徑80mm、厚度8mm的冠面10的活塞l的形狀的鋁合金成形品?！财趶?qiáng)度評(píng)價(jià)〕對(duì)于實(shí)施例17、18以及比較例11~13，采用下述方法評(píng)價(jià)疲勞強(qiáng)度。首先，對(duì)于各實(shí)施例以及各比較例的活塞l,在300。C或者350。C下實(shí)施100小時(shí)的預(yù)加熱之后，從各實(shí)施例以及各比較例的冠面10的中心部切取試驗(yàn)片11。在與上述預(yù)加熱溫度對(duì)應(yīng)的各溫度環(huán)境下，通過(guò)脈動(dòng)拉伸疲勞試驗(yàn)，對(duì)各試驗(yàn)片ll評(píng)價(jià)疲勞強(qiáng)度。在上述疲勞試驗(yàn)中，設(shè)定應(yīng)力比R=-0.1，將經(jīng)1000萬(wàn)次而未斷裂的最大應(yīng)力作為疲勞強(qiáng)度。實(shí)施例17、18以及比較例11~13的疲勞強(qiáng)度評(píng)價(jià)結(jié)果示于表5。由表5可知，實(shí)施例17、18在350。C下的疲勞強(qiáng)度，超過(guò)了在要求高溫時(shí)的機(jī)械強(qiáng)度的部件中優(yōu)選的43MPa，而且，在300。C下的疲勞強(qiáng)度超過(guò)55MPa。另外，實(shí)施例17以及18，除了形狀以外，與使用了相同的制造條件的實(shí)施例10以及13對(duì)應(yīng)，可知不依據(jù)評(píng)價(jià)方法，在高溫時(shí)具有穩(wěn)32定的機(jī)械強(qiáng)度。表5<table>tableseeoriginaldocumentpage34</column></row><table>與此相對(duì)，比較例11,其AA值不到4.2,除了形狀以外，與使用了相同的制造條件的比較例2對(duì)應(yīng)。由表2的比較例2以及表5的比較例11的疲勞強(qiáng)度評(píng)價(jià)結(jié)果可認(rèn)為，比較例ll缺少高溫時(shí)的機(jī)械強(qiáng)度的可靠性。另外，比較例12的AA=1.68，在350。C下的疲勞強(qiáng)度顯著地低于43MPa。另外，由粉末狀的擠壓鑄造材料成形的比較例13，盡管AA-1.7，具有比實(shí)施例17、18高的疲勞強(qiáng)度，但存在的缺點(diǎn)是通過(guò)壓固而成形的制品的細(xì)的部分，例如裙部12容易變脆。這樣，使用了粉末狀的擠壓鑄造材料的成形品，與具有使用由鋁合金形成的連鑄棒作為坯材的鍛造成形工序的鋁合金成形品相比，延性以及韌性較差。采用本發(fā)明的制造方法制造的鋁合金成形品，延性、韌性以及疲勞強(qiáng)度優(yōu)異，可很好地用于內(nèi)燃機(jī)活塞的冠面部位等。產(chǎn)業(yè)上的利用可能性如以上說(shuō)明，本發(fā)明是具有使用由鋁合金形成的連鑄棒作為坯材的鍛造成形工序的鋁合金成形品的制造方法，上述鋁合金含有Si、Cu、Mg以及Ni，因此根據(jù)本發(fā)明，可得到高溫疲勞強(qiáng)度和鍛造性、延性、韌性良好的成形品。另外，Ni和Cu滿足M(質(zhì)量％)^〔-0.68xCu(質(zhì)量％)+4.2(質(zhì)量％)〕的關(guān)系式，因此可使更高溫度下的疲勞強(qiáng)度特性提高。通過(guò)使用本發(fā)明的鋁合金成形品，可比以往的內(nèi)燃機(jī)活塞更薄壁化，可實(shí)現(xiàn)內(nèi)燃機(jī)活塞的輕量化。另外，可應(yīng)對(duì)市場(chǎng)所要求的輕量化，能夠?qū)崿F(xiàn)內(nèi)燃機(jī)的燃耗降低、出力功率提高。本發(fā)明中表示數(shù)值范圍的"以上，，和"以下，，均包括本數(shù)。權(quán)利要求1、一種鋁合金成形品的制造方法，其具有使用由鋁合金形成的連鑄棒作為坯材的鍛造成形工序，其特征在于，鋁合金含有10.5質(zhì)量％～13.5質(zhì)量％的Si、2.5質(zhì)量％～6質(zhì)量％的Cu、0.3質(zhì)量％～1.5質(zhì)量％的Mg以及0.8質(zhì)量％～4質(zhì)量％的Ni，并且滿足Ni(質(zhì)量％)≥〔-0.68×Cu(質(zhì)量％)+4.2(質(zhì)量％)〕的關(guān)系式，該制造方法包括熱處理和加熱工序，所述熱處理和加熱工序包括對(duì)坯材的前熱處理工序、對(duì)坯材的鍛造加工前預(yù)加熱工序、對(duì)鋁合金成形品的后熱處理工序，前熱處理工序包括在-10℃～480℃保持2小時(shí)～6小時(shí)的處理。2、根據(jù)權(quán)利要求l所述的鋁合金成形品的制造方法，其中，前熱處理工序的熱處理溫度為200°C~370°C。3、根據(jù)權(quán)利要求l所述的鋁合金成形品的制造方法，其中，前熱處理工序的熱處理溫度為-10。C~200。C。4、根據(jù)權(quán)利要求l所述的鋁合金成形品的制造方法，其中，前熱處理工序的熱處理溫度為370°C~480°C。5、根據(jù)權(quán)利要求1~4的任一項(xiàng)所述的鋁合金成形品的制造方法，其中，后熱處理工序是不實(shí)施固溶處理而在170°C230。C保持1小時(shí)~10小時(shí)。6、根據(jù)權(quán)利要求1~5的任一項(xiàng)所述的鋁合金成形品的制造方法，鋁合金含有0.15質(zhì)量％~0.65質(zhì)量％的Fe。7、根據(jù)權(quán)利要求1~6的任一項(xiàng)所述的鋁合金成形品的制造方法，鋁合金含有0.003質(zhì)量％~0.02質(zhì)量％的P。8、根據(jù)權(quán)利要求1~7的任一項(xiàng)所述的鋁合金成形品的制造方法，鋁合金含有0.003質(zhì)量％~0.03質(zhì)量％的Sr、0.1質(zhì)量％~0.35質(zhì)量°/。的Sb、0.0005質(zhì)量％~0.015質(zhì)量％的Na、0.001質(zhì)量％~0.02質(zhì)量％的Ca之中的任一種或兩種以上的組合。9、根據(jù)權(quán)利要求1~8的任一項(xiàng)所述的鋁合金成形品的制造方法，鋁合金含有0.1質(zhì)量％~1.0質(zhì)量％的Mn、0.05質(zhì)量％~0.5質(zhì)量％的Cr、0.04質(zhì)量％~0.3質(zhì)量％的Zr、0.01質(zhì)量％~0.15質(zhì)量％的V、0.01質(zhì)量%~0.2質(zhì)量％的Ti之中的任一種或兩種以上的組合。10、根據(jù)權(quán)利要求19的任一項(xiàng)所述的鋁合金成形品的制造方法，鍛造成形工序中的要求耐高溫疲勞強(qiáng)度的部位的加工率為90%以下。11、根據(jù)權(quán)利要求1~10的任一項(xiàng)所述的鋁合金成形品的制造方法，鍛造成形工序中的加工前預(yù)加熱溫度為380°C~480。C。12、根據(jù)權(quán)利要求1~11的任一項(xiàng)所述的鋁合金成形品的制造方法，連鑄棒是釆用連鑄法使鑄造速度為80mm/分鐘~2000mm/分鐘對(duì)熔液的平均溫度為液相線+40°C~液相線+230。C的鋁合金進(jìn)行鑄造而得到的。13、一種鋁合金成形品，是采用權(quán)利要求1~12的任一項(xiàng)所述的制造方法制造的鋁合金成形品，其特征在于，在組織中，連鑄時(shí)形成的結(jié)晶物的網(wǎng)狀組織或針狀結(jié)晶物或結(jié)晶物的集合體在成形和熱處理后也部分地殘留。14、一種鋁合金成形品，是采用權(quán)利要求1~12的任一項(xiàng)所述的制造方法制造的鋁合金成形品，其特征在于，共晶Si的面積占有率為8%以上，共晶Si的平均粒徑為5nm以下，針狀比為1.4以上的共晶Si為25%以上，金屬間化合物的面積占有率為1.2%以上，金屬間化合物的平均粒徑為1.5jim以上，長(zhǎng)度為3pm以上的、金屬間化合物或相接觸的金屬間化合物的集合體為30%以上。15、根據(jù)權(quán)利要求13或14所述的鋁合金成形品，其是具有冠面部位、裙部的鋁合金制發(fā)動(dòng)機(jī)活塞，其特征在于，所述冠面部位的高溫疲勞強(qiáng)度為50MPa以上。16、一種生產(chǎn)系統(tǒng)，其特征在于，將從熔液到鋁合金成形品的一系列的工序作為連續(xù)線而構(gòu)筑，至少在其工序中包括權(quán)利要求1~12的任一項(xiàng)所述的鋁合金成形品的制造方法的工序。全文摘要本發(fā)明提供相比于以往的鋁合金鍛造在更高溫度下的機(jī)械強(qiáng)度優(yōu)異的鋁合金成形品的制造方法。本發(fā)明為一種鋁合金成形品的制造方法，其具有使用由鋁合金形成的連鑄棒作為坯材的鍛造成形工序，鋁合金含有10.5質(zhì)量％～13.5質(zhì)量％的Si、2.5質(zhì)量％～6質(zhì)量％的Cu、0.3質(zhì)量％～1.5質(zhì)量％的Mg以及0.8質(zhì)量％～4質(zhì)量％的Ni，并且滿足Ni(質(zhì)量％)≥〔-0.68×Cu(質(zhì)量％)+4.2(質(zhì)量％)〕的關(guān)系式，該制造方法包括熱處理和加熱工序，所述熱處理和加熱工序包括對(duì)坯材的前熱處理工序(82)、對(duì)坯材的鍛造加工時(shí)加熱工序(87)、對(duì)鋁合金成形品的后熱處理工序(89)，前熱處理工序(82)包括在-10℃～480℃保持2小時(shí)～6小時(shí)的處理。文檔編號(hào)C22F1/043GK101522935SQ20078003644公開(kāi)日2009年9月2日申請(qǐng)日期2007年7月31日優(yōu)先權(quán)日2006年8月1日發(fā)明者岡本康夫申請(qǐng)人:昭和電工株式會(huì)社