(57)【要約】従来のアルミニウム合金鍛造より、更に高温での機械的強度の優れたアルミニウム合金成形品の製造方法を提供する。  本発明は、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有するアルミニウム合金成形品の製造方法であって、アルミニウム合金が、１０．５質量％〜１３．５質量％のＳｉ、２．５質量％〜６質量％のＣｕ、０．３質量％〜１．５質量％のＭｇ及び０．８質量％〜４質量％のＮｉを含み、かつＮｉ（質量％）≧〔−０．６８×Ｃｕ（質量％）＋４．２（質量％）〕なる関係式を満足し、素材に対する前熱処理工程８２、素材に対する鍛造加工時加熱工程８７、アルミニウム合金成形品に対する後熱処理工程８９からなる熱処理・加熱工程を含み、前熱処理工程８２が−１０℃〜４８０℃に２時間〜６時間保持する処理を含む。
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
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有するアルミニウム合金成形品の製造方法において、
アルミニウム合金が、１０．５質量％〜１３．５質量％のＳｉ、２．５質量％〜６質量％のＣｕ、０．３質量％〜１．５質量％のＭｇ及び０．８質量％〜４質量％のＮｉを含み、かつＮｉ（質量％）≧〔−０．６８×Ｃｕ（質量％）＋４．２（質量％）〕なる関係式を満足し、
素材に対する前熱処理工程、素材に対する鍛造加工前予備加熱工程、アルミニウム合金成形品に対する後熱処理工程からなる熱処理・加熱工程を含み、
前熱処理工程が−１０℃〜４８０℃に２時間〜６時間保持する処理を含む、ことを特徴とするアルミニウム合金成形品の製造方法。
【請求項２】
前熱処理工程の熱処理温度が２００℃〜３７０℃である、請求項１に記載のアルミニウム合金成形品の製造方法。
【請求項３】
前熱処理工程の熱処理温度が−１０℃〜２００℃である、請求項１に記載のアルミニウム合金成形品の製造方法。
【請求項４】
前熱処理工程の熱処理温度が３７０℃〜４８０℃である、請求項１に記載のアルミニウム合金成形品の製造方法。
【請求項５】
後熱処理工程が、溶体化処理を施すことなく１７０℃〜２３０℃に１時間〜１０時間保持する、請求項１から請求項４の何れか１項に記載のアルミニウム合金成形品の製造方法。
【請求項６】
アルミニウム合金が０．１５質量％〜０．６５質量％のＦｅを含む、請求項１から請求項５の何れか１項に記載のアルミニウム合金成形品の製造方法。
【請求項７】
アルミニウム合金が０．００３質量％〜０．０２質量％のＰを含む、請求項１から請求項６の何れか１項に記載のアルミニウム合金成形品の製造方法。
【請求項８】
アルミニウム合金が、０．００３質量％〜０．０３質量％のＳｒ、０．１質量％〜０．３５質量％のＳｂ、０．０００５質量％〜０．０１５質量％のＮａ、０．００１質量％〜０．０２質量％のＣａの何れか１種又は２種以上の組み合わせを含む、請求項１から請求項７の何れか１項に記載のアルミニウム合金成形品の製造方法。
【請求項９】
アルミニウム合金が、０．１質量％〜１．０質量％のＭｎ、０．０５質量％〜０．５質量％のＣｒ、０．０４質量％〜０．３質量％のＺｒ、０．０１質量％〜０．１５質量％のＶ、０．０１質量％〜０．２質量％のＴｉの何れか１種又は２種以上の組み合わせを含む、請求項１から請求項８の何れか１項に記載のアルミニウム合金成形品の製造方法。
【請求項１０】
鍛造成形工程における、耐高温疲労強度の要求される部位の加工率が９０％以下である、請求項１から請求項９の何れか１項に記載のアルミニウム合金成形品の製造方法。
【請求項１１】
鍛造成形工程における、加工前予備加熱温度が３８０℃〜４８０℃である、請求項１から請求項１０の何れか１項に記載のアルミニウム合金成形品の製造方法。
【請求項１２】
連続鋳造棒は、溶湯の平均温度が液相線＋４０℃〜＋２３０℃のアルミニウム合金を、鋳造速度を８０（ｍｍ／ｍｉｎ）〜２０００（ｍｍ／ｍｉｎ）にして連続鋳造法により鋳造して得られたものである、請求項１から請求項１１の何れか１項に記載のアルミニウム合金成形品の製造方法。
【請求項１３】
請求項１から請求項１２の何れか１項に記載された製造方法で製造されたアルミニウム合金成形品であって、
組織において連続鋳造時に形成された晶出物のネットワーク組織又は針状晶出物又は晶出物の集合体が成形・熱処理後にも部分的に残留する、
ことを特徴とするアルミニウム合金成形品。
【請求項１４】
請求項１から請求項１２の何れか１項に記載された製造方法で製造されたアルミニウム合金成形品であって、
共晶Ｓｉの面積占有率が８％以上、共晶Ｓｉの平均粒径が５μｍ以下、共晶Ｓｉ針状比１．４以上のものが２５％以上、金属間化合物の面積占有率が１．２％以上、金属間化合物の平均粒径が１．５μｍ以上、金属間化合物の長さ又は接触する金属間化合物の集合体の長さが３μｍ以上のものが３０％以上である、
ことを特徴とするアルミニウム合金成形品。
【請求項１５】
冠面部位、スカート部を有するアルミニウム合金製エンジンピストンであって、
前記冠面部位の高温疲労強度が５０ＭＰａ以上である、
ことを特徴とする、請求項１３若しくは１４に記載のアルミニウム合金成形品。
【請求項１６】
溶湯からアルミニウム合金成形品までの一連の工程を連続ラインとして構築し、少なくともその工程に、請求項１から請求項１２の何れか１項に記載されたアルミニウム合金成形品の製造方法による工程を含む、ことを特徴とする生産システム。
【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有するアルミニウム合金成形品の製造方法、アルミニウム合金成形品及びその生産システムに関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、四輪、二輪自動車等の車両（以下、単に「自動車」と言う。）では、高性能化の為、又、環境問題に対応する為、内燃機関ピストンにアルミニウム鍛造製のものの採用が検討されてきている。ピストンなどの内燃機関の駆動部品を軽量化することができ、内燃機関を運転した時の負荷の低減、出力向上、燃費低減が図られるからである。アルミニウム合金製の内燃機関ピストンには、従来から鋳造品が多く採用されているが、鋳造品では鋳造時に発生する内部欠陥を抑えることが困難であり、強度を安全設計する為に余肉を設ける必要があり、軽量化が困難であった。
そこで、内部欠陥の発生を抑えることのできるアルミニウム合金鍛造品によるピストンの軽量化が検討されてきた。
従来のアルミニウム合金鍛造用素材の製造方法は、通常の溶湯製法にてアルミニウム合金溶湯を調製する工程と、続いてこのアルミニウム合金溶湯を連続鋳造法、半連続鋳造法（ＤＣ鋳造法）、ホットトップ鋳造法等のいわゆる連続鋳造法の内、何れかの方法によって鋳造し、アルミニウム合金の鋳塊を製造する工程と、その後、この鋳塊に均質化熱処理を施してアルミニウム合金結晶の均質化を行なう工程とからなっていた。そして、アルミニウム合金鍛造用素材（鋳塊）に鍛造を施し、更に、ＪＩＳ（日本工業規格）のＴ６熱処理を施すことにより、アルミニウム合金鍛造成形品が製造されることとなる。
尚、６０００系合金に関するもので、均質化熱処理の温度を抑制したり省略したりしているものが、特開２００２−２９４３８３号公報（特許文献１）に開示されている。
しかし、特許文献１においては、高温時の機械的特性についての検討がなされていない。
一方、従来のアルミニウム鍛造よりも高温での機械的強度の優れたアルミニウム合金成形品を製造できるようにすることを目的とした下記の特開２００５−２９０５４５号公報（特許文献２）には、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有するアルミニウム合金成形品の製造方法であり、アルミニウム合金が、１０．５質量％〜１３．５質量％のＳｉ、０．１５質量％〜０．６５質量％のＦｅ、２．５質量％〜５．５質量％のＣｕ及び０．３質量％〜１．５質量％のＭｇを含み、素材に対する前熱処理工程、素材に対する鍛造加工時加熱工程、アルミニウム合金成形品に対する後熱処理工程からなる熱処理・加熱工程を含み、前熱処理工程が−１０℃〜４８０℃で２時間〜６時間保持する処理を含む製造方法が開示されている。
ところで、近年さらなる内燃機関の効率向上や出力の向上が求められ、その結果、そこに用いられる部品にはより高温での機械的強度が求められるようになってきた。
したがって、より軽量化を狙えるアルミニウム合金鍛造品において、従来のアルミニウム合金鍛造品より、更に高温時の機械的強度（例えば、３５０℃における疲労強度）を向上させたアルミニウム合金成形品の製造方法が求められている。
本発明は、上記に鑑みてなされたもので、従来のアルミニウム合金鍛造より、更に高温での機械的強度の優れたアルミニウム合金成形品の製造方法、アルミニウム合金成形品及び生産システムを提供することを目的とする。
【発明の開示】
【０００３】
（１）上記目的を達成するために、本発明の第１の発明は、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有するアルミニウム合金成形品の製造方法において、アルミニウム合金が、１０．５質量％〜１３．５質量％のＳｉ、２．５質量％〜６質量％のＣｕ、０．３質量％〜１．５質量％のＭｇ及び０．８質量％〜４質量％のＮｉを含み、かつＮｉ（質量％）≧〔−０．６８×Ｃｕ（質量％）＋４．２（質量％）〕なる関係式を満足し、素材に対する前熱処理工程、素材に対する鍛造加工前予備加熱工程、アルミニウム合金成形品に対する後熱処理工程からなる熱処理・加熱工程を含み、前熱処理工程が−１０℃〜４８０℃に２時間〜６時間保持する処理を含む、ことを特徴とする。
（２）本発明の第２の発明は、上記第１発明のアルミニウム合金成形品の製造方法において、前熱処理工程の熱処理温度が２００℃〜３７０℃である、ことを特徴とする。
（３）本発明の第３の発明は、上記第１発明のアルミニウム合金成形品の製造方法において、前熱処理工程の熱処理温度が−１０℃〜２００℃である、ことを特徴とする。
（４）本発明の第４の発明は、上記第１発明のアルミニウム合金成形品の製造方法において、前熱処理工程の熱処理温度が３７０℃〜４８０℃である、ことを特徴とする。
（５）本発明の第５の発明は、上記第１発明乃至第４発明のアルミニウム合金成形品の製造方法において、後熱処理工程が、溶体化処理を施すことなく１７０℃〜２３０℃に１時間〜１０時間保持する、ことを特徴とする。
（６）本発明の第６の発明は、上記第１発明乃至第５発明のアルミニウム合金成形品の製造方法において、アルミニウム合金が０．１５質量％〜０．６５質量％のＦｅを含む、ことを特徴とする。
（７）本発明の第７の発明は、上記第１発明乃至第６発明のアルミニウム合金成形品の製造方法において、アルミニウム合金が０．００３質量％〜０．０２質量％のＰを含む、ことを特徴とする。
（８）本発明の第８の発明は、上記第１発明乃至第７発明のアルミニウム合金成形品の製造方法において、アルミニウム合金が、０．００３質量％〜０．０３質量％のＳｒ、０．１質量％〜０．３５質量％のＳｂ、０．０００５質量％〜０．０１５質量％のＮａ、０．００１質量％〜０．０２質量％のＣａの何れか１種又は２種以上の組み合わせを含む、ことを特徴とする。
（９）本発明の第９の発明は、上記第１発明乃至第８発明のアルミニウム合金成形品の製造方法において、アルミニウム合金が、０．１質量％〜１．０質量％のＭｎ、０．０５質量％〜０．５質量％のＣｒ、０．０４質量％〜０．３質量％のＺｒ、０．０１質量％〜０．１５質量％のＶ、０．０１質量％〜０．２質量％のＴｉの何れか１種又は２種以上の組み合わせを含む、ことを特徴とする。
（１０）本発明の第１０の発明は、上記第１発明乃至第９発明のアルミニウム合金成形品の製造方法において、鍛造成形工程における、耐高温疲労強度の要求される部位の加工率が９０％以下である、ことを特徴とする。
（１１）本発明の第１１の発明は、上記第１発明乃至第１０発明のアルミニウム合金成形品の製造方法において、鍛造成形工程における、加工前予備加熱温度が３８０℃〜４８０℃である、ことを特徴とする。
（１２）本発明の第１２の発明は、上記第１発明乃至第１１発明のアルミニウム合金成形品の製造方法において、連続鋳造棒は、溶湯の平均温度が液相線＋４０℃〜＋２３０℃のアルミニウム合金を、鋳造速度を８０（ｍｍ／ｍｉｎ）〜２０００（ｍｍ／ｍｉｎ）にして連続鋳造法により鋳造して得られたものである、ことを特徴とする。
（１３）本発明の第１３の発明は、上記第１発明乃至第１２発明のアルミニウム合金成形品の製造方法のうち、何れか１つの製造方法で製造されたアルミニウム合金成形品であって、組織において連続鋳造時に形成された晶出物のネットワーク組織又は針状晶出物又は晶出物の集合体が成形・熱処理後にも部分的に残留する、ことを特徴とする。
（１４）本発明の第１４の発明は、上記第１発明乃至第１２発明のアルミニウム合金成形品の製造方法のうち、何れか１つの製造方法で製造されたアルミニウム合金成形品であって、共晶Ｓｉの面積占有率が８％以上、共晶Ｓｉの平均粒径が５μｍ以下、共晶Ｓｉ針状比１．４以上のものが２５％以上、金属間化合物の面積占有率が１．２％以上、金属間化合物の平均粒径が１．５μｍ以上、金属間化合物の長さ又は接触する金属間化合物の集合体の長さが３μｍ以上のものが３０％以上である、ことを特徴とする。
（１５）本発明の第１５の発明は、冠面部位、スカート部を有するアルミニウム合金製エンジンピストンとして成形された第１３発明若しくは第１４発明のアルミニウム合金成形品であって、前記冠面部位の高温疲労強度が５０ＭＰａ以上である、ことを特徴とする。
（１６）本発明の第１６の発明は、溶湯からアルミニウム合金成形品までの一連の工程を連続ラインとして構築した生産システムであって、上記第１発明乃至第１２発明のアルミニウム合金成形品の製造方法のうち、何れか１つの製造方法による工程を含む、ことを特徴とする。
（１）に記載の第１発明によれば、アルミニウム合金がＳｉ、Ｃｕ、Ｍｇ及びＮｉを含んでいるので、高温疲労強度と鍛造性、延性、靱性が良好な成形品を得ることができる。又、Ｎｉ及びＣｕの組成が、Ｎｉ（質量％）≧〔−０．６８×Ｃｕ（質量％）＋４．２（質量％）〕なる関係式を満足するので、より高温での疲労強度特性が向上する。
尚、従来は合金組成を変化させて多水準の合金から成形品を試作せねばならず、又、高温疲労強度の評価も複雑な設備と多くの時間を必要とする評価であった為、特に高温での疲労強度を有する合金設計は困難であった。
しかし、本発明の上記関係式を指標として用いて合金組成を設計することにより、更なる高温での疲労強度特性を有する合金を容易に得ることができ、又、３５０℃より高温時であっても優れた機械的強度を有するアルミニウム合金成形品を得ることができる。
より具体的には、例えば、３５０℃、１００時間保持後の３５０℃での疲労強度が３３ＭＰａ以上となる。これらの特性は、例えば、高温雰囲気に接する内燃機関ピストンの冠面部位に求められる特性である。従って、本発明のアルミニウム合金成形品を用いることにより、従来の内燃機関ピストンよりも薄肉化することができ、内燃機関ピストンの軽量化が可能になる。そして、市場から求められている軽量化に答えることができ、内燃機関の燃費低減、出力向上が実現することができる。
（２）に記載の第２発明によれば、前熱処理工程の熱処理温度を２００℃〜３７０℃にしたので、高温疲労強度と鍛造性、延性、靱性がより兼合ったものとなり、より良好な成形品を得ることができる。
（３）に記載の第３発明によれば、前熱処理工程の熱処理温度を−１０℃〜２００℃にしたので、高温疲労強度がより良好な成形品を得ることができる。但し、鍛造性、延性、靭性は熱処理温度が２００℃〜３７０℃のものよりも低下する。
（４）に記載の第４発明によれば、前熱処理工程の熱処理温度を３７０℃〜４８０℃にしたので、鍛造性、延性、靭性が更に良好な成形品を得ることができる。但し、高温疲労強度は熱処理温度が２００℃〜３７０℃のものよりも低下する。
（５）に記載の第５発明によれば、後熱処理工程で、溶体化処理を施すことなく１７０℃〜２３０℃に１時間〜１０時間保持するので、高温疲労強度がより良好な成形品を得ることができる。但し、延性、靭性は、溶体化処理を施し、１７０℃〜２３０℃に１時間〜１０時間保持したものよりも低下する。
（６）に記載の第６発明によれば、アルミニウム合金が０．１５質量％〜０．６５質量％のＦｅを含むので、Ａｌ−Ｆｅ系やＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系やＡｌ−Ｎｉ−Ｆｅ系の粒子を晶出させ、高温機械的強度を向上させる。そして、０．１５質量％〜０．６５質量％のＦｅの含有量は、粗大な晶出物の増加を抑え、鍛造性、高温疲労強度、靱性を向上させる。
（７）に記載の第７発明によれば、アルミニウム合金が０．００３質量％〜０．０２質量％のＰを含むので、Ｐは初晶Ｓｉを発生させ、耐摩耗性を優先する場合に好ましく、又、Ｐは初晶Ｓｉの微細化効果があり、発生した初晶Ｓｉによる鍛造性や延性や高温疲労強度の低下を抑制する働きをする。そして、０．００３質量％〜０．０２質量％のＰの含有量は、粗大な初晶Ｓｉの増加を抑え、鍛造性、高温疲労強度、靱性を向上させる。
（８）に記載の第８発明によれば、アルミニウム合金が、０．００３質量％〜０．０３質量％のＳｒ、０．１質量％〜０．３５質量％のＳｂ、０．０００５質量％〜０．０１５質量％のＮａ、０．００１質量％〜０．０２質量％のＣａの何れか１種又は２種以上の組み合わせを含むので、初晶Ｓｉの発生を抑制でき、鍛造性、延性、靭性を優先する場合に好ましい。そして、この範囲のＳｒ、Ｓｂ、Ｎａ、Ｃａの含有量は、初晶Ｓｉの発生を抑え、鍛造性、靱性、高温疲労強度を向上させる。
（９）に記載の第９発明によれば、アルミニウム合金が、０．１質量％〜１．０質量％のＭｎ、０．０５質量％〜０．５質量％のＣｒ、０．０４質量％〜０．３質量％のＺｒ、０．０１質量％〜０．１５質量％のＶ、０．０１質量％〜０．２質量％のＴｉの何れか１種又は２種以上の組み合わせを含むので、Ａｌ−Ｍｎ系やＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系、Ａｌ−Ｃｒ系やＡｌ−Ｆｅ−Ｃｒ−Ｓｉ系、Ａｌ−Ｚｒ系、Ａｌ−Ｖ系、Ａｌ−Ｔｉ系の化合物が晶出又は析出し、アルミニウム合金の高温機械的強度を向上させる。そして、この範囲のＭｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖ、Ｔｉの含有量は、粗大な晶出物の増加を抑え、鍛造性、高温疲労強度、靱性を向上させる。
（１０）に記載の第１０発明によれば、鍛造成形工程における、耐高温疲労強度の要求される部位の加工率を９０％以下にしたので、晶出物のネットワーク組織や針状組織や集合体を、適度に分断し、適度に残る為、延性、靭性と高温疲労強度が良好な成形品を得ることができる。
（１１）に記載の第１１発明によれば、鍛造成形工程における、加工前予備加熱温度を３８０℃〜４８０℃にしたので、高温疲労強度と鍛造性、延性、靱性が良好な成形品を得ることができる。
（１２）に記載の第１２発明によれば、溶湯の平均温度が液相線＋４０℃〜＋２３０℃のアルミニウム合金を、鋳造速度を８０（ｍｍ／ｍｉｎ）〜２０００（ｍｍ／ｍｉｎ）にして連続鋳造法により鋳造して連続鋳造棒を得たので、均一で微細な晶出物のネットワーク組織や針状組織や集合体が得られると共に、高温疲労強度と鍛造性、延性、靱性が良好な成形品を得ることができる。
（１３）に記載の第１３発明によれば、組織において連続鋳造時に形成された晶出物のネットワーク組織又は針状晶出物又は晶出物の集合体が成形・熱処理後にも部分的に残留しているので、高温疲労強度と鍛造性、延性、靱性の良好な成形品を得ることができる。
（１４）に記載の第１４発明によれば、共晶Ｓｉの面積占有率が８％以上、共晶Ｓｉの平均粒径が５μｍ以下、共晶Ｓｉ針状比１．４以上のものが２５％以上、金属間化合物の面積占有率が１．２％以上、金属間化合物の平均粒径が１．５μｍ以上、金属間化合物の長さ又は接触する金属間化合物の集合体の長さが３μｍ以上のものが３０％以上であるので、高温疲労強度と鍛造性、延性、靱性の良好な成形品をより確実に得ることができる。
（１５）に記載の第１５発明によれば、冠面部位の高温疲労強度が５０ＭＰａ以上であるので、十分な高温疲労強度を有しており、内燃機関ピストンの冠面部位等に好適に使用することができる。
（１６）に記載の第１６発明によれば、溶湯からアルミニウム合金成形品までの一連の工程を連続ラインとして構築し、少なくともその工程に、上記した何れか１つのアルミニウム合金成形品の製造方法による工程を含むので、より高温での疲労強度特性が向上する。
尚、従来は合金組成を変化させて多水準の合金から成形品を試作せねばならず、又、高温疲労強度の評価も複雑な設備と多くの時間を必要とする評価であった為、特に高温での疲労強度を有する合金設計は困難であった。
しかし、本発明の上記関係式を指標として用いて合金組成を設計することにより、更なる高温での疲労強度特性を有する合金を容易に得ることができ、又、３５０℃より高温時であっても優れた機械的強度を有するアルミニウム合金成形品を得ることができる。
より具体的には、例えば、３５０℃、１００時間保持後の３５０℃での疲労強度が３３ＭＰａ以上となる。これらの特性は、例えば、高温雰囲気に接する内燃機関ピストンの冠面部位に求められる特性である。従って、本発明のアルミニウム合金成形品を用いることにより、従来の内燃機関ピストンよりも薄肉化することができ、内燃機関ピストンの軽量化が可能になる。そして、市場から求められている軽量化に答えることができ、内燃機関の燃費低減、出力向上が実現することができる。
【図面の簡単な説明】
【０００４】
第１図は、本発明の製造工程を実現する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。
第２図は、本発明に用いる連続鋳造装置の鋳型付近の一例を示す図である。
第３図は、本発明に用いる連続鋳造装置の鋳型付近の他の一例を示す図である。
第４図は、本発明に用いる連続鋳造装置の有効モールド長を示す図である。
第５図は、本発明に用いる連続鋳造装置の他の例を示す図である。
第６図は、アルミニウム合金中のＮｉとＣｕの含有率の関係を説明する図である。
第７図（ａ）は、本発明の実施例１７、１８及び比較例１１〜１３の形状を有するピストンの平面図である。第７図（ｂ）は第７図（ａ）に示すピストンの正面図である。
第８図は、第７図（ａ）のＶＩＩＩ−ＶＩＩＩ線断面図である。
【発明を実施するための最良の形態】
【０００５】
本発明の成形品の合金組成について説明する。
本発明において使用されるアルミニウム合金溶湯は、１０．５質量％〜１３．５質量％（好ましくは１１．５質量％〜１３質量％）のＳｉ、２．５質量％〜６質量％（好ましくは３．５質量％〜５．５質量％）のＣｕ、０．３質量％〜１．５質量％（好ましくは０．５質量％〜１．３質量％）のＭｇ、０．８質量％〜４質量％（好ましくは１．８質量％〜３．５質量％）のＮｉを含み、かつＮｉ（質量％）≧〔−０．６８×Ｃｕ（質量％）＋ＡＡ（質量％）〕（但し、ＡＡは定数であって、ＡＡ≧４．２であり、好ましくはＡＡ≧４．７。）なる関係式を満足する組成に調整される。
Ｓｉは共晶Ｓｉの分布により高温機械的強度、耐摩耗性を高め、Ｍｇと共存してＭｇ２Ｓｉ粒子を析出して高温機械的強度を向上させる。Ｓｉが、１０．５質量％未満では上記した効果が小さく、１３．５質量％を超えると初晶Ｓｉの晶出が多くなり、高温疲労強度、延性、靱性を低下させる。
ＮｉはＡｌ−Ｎｉ系、Ａｌ−Ｎｉ−Ｃｕ系晶出物を発生させ、それによって高温機械的強度を向上させる。Ｎｉが、０．８質量％未満では上記した効果は小さく、４質量％を超えると粗大な晶出物が増加して鍛造性や高温疲労強度、延性、靱性を低下させる。
ＣｕはＣｕＡｌ２粒子を析出させ、更に、Ａｌ−Ｃｕ系、Ａｌ−Ｎｉ−Ｃｕ系晶出物を発生させ、高温機械的強度を向上させる。Ｃｕが、２．５質量％未満では上記した効果は小さく、６質量％を超えるとＡｌ−Ｃｕ系の粗大晶出物が増加して鍛造性や高温疲労強度、延性、靱性を低下させる。
ＭｇはＳｉと共存してＭｇ２Ｓｉ粒子を析出して高温機械的強度を向上させる。Ｍｇが、０．３質量％未満では上記した効果は小さく、１．５質量％を超えるとＭｇ２Ｓｉの粗大晶出物が増加して鍛造性や高温疲労強度、延性、靱性を低下させる。
更に、本発明では、Ｎｉ及びＣｕの組成がＮｉ（質量％）≧〔−０．６８×Ｃｕ（質量％）＋ＡＡ（質量％）〕（但し、ＡＡは定数であって、ＡＡ≧４．２。好ましくはＡＡ≧４．７。）の関係式を満たしていることが必要である。Ｎｉ及びＣｕがこの関係式を満たすことにより、より高温での疲労強度特性が向上するからである。尚、定数ＡＡが４．７以上になるように調製されたアルミニウム合金成形品は、高温強度に寄与するネットワーク状又は針状の金属間化合物の発生量が多くなるので好ましい。
上記した疲労強度特性向上のメカニズムは明確ではないが、以下のように推定できる。高温機械的強度の向上に最も寄与しているものは、Ａｌ−Ｎｉ系、Ａｌ−Ｎｉ−Ｃｕ、Ａｌ−Ｃｕ系晶出物と高温環境下で、アルミニウム生地に固溶するＣｕと考えられる。これらの晶出物とＣｕの固溶による高温機械的強度の向上が効果的に生じるＣｕ量とＮｉ量の関係が上式で導かれた。
このようなアルミニウム合金を用いた成形品は、好ましい値である３５０℃での疲労強度が３３ＭＰａ以上となり、さらに好ましくは４３ＭＰａ以上となる。更に、３００℃での疲労強度が５５ＭＰａ以上となる。
この溶湯は、０．１質量％〜１質量％（好ましくは０．２質量％〜０．５質量％）のＭｎ、０．０５質量％〜０．５質量％（好ましくは０．１質量％〜０．３質量％）のＣｒ、０．０４質量％〜０．３質量％（好ましくは０．１質量％〜０．２質量％）のＺｒ、０．０１質量％〜０．１５質量％（好ましくは０．０５質量％〜０．１質量％）のＶ、０．０１質量％〜０．２質量％（好ましくは０．０２質量％〜０．１質量％）のＴｉの内の１種又は２種以上を含有することが好ましい。Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖ、Ｔｉの含有は、Ａｌ−Ｍｎ系やＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系、Ａｌ−Ｃｒ系やＡｌ−Ｆｅ−Ｃｒ−Ｓｉ系、Ａｌ−Ｚｒ系、Ａｌ−Ｖ系、Ａｌ−Ｔｉ系の化合物が晶出又は析出し、アルミニウム合金の高温機械的強度を向上させるからである。Ｍｎが０．１質量％未満、Ｃｒが０．０５質量％未満、Ｚｒが０．０４質量％未満、Ｖが０．０１質量％未満、Ｔｉが０．０１質量％未満では上記した効果は小さく、Ｍｎが１．０質量％を超え、Ｃｒが０．５質量％を超え、Ｚｒが０．３質量％を超え、Ｖが０．１５質量％を超え、Ｔｉが０．２質量％を超えると粗大な晶出物が増加して鍛造性、高温疲労強度、靱性を低下させる。
更に、Ｆｅを０．１５質量％〜０．６５質量％（好ましくは０．３質量％〜０．５質量％）含むことが好ましく、Ａｌ−Ｆｅ系やＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系やＡｌ−Ｎｉ−Ｆｅ系の粒子を晶出させ、高温機械的強度を向上させる。Ｆｅが、０．１５質量％未満では上記した効果が小さく、０．６５質量％を超えるとＡｌ−Ｆｅ系やＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系やＡｌ−Ｎｉ−Ｆｅ系の粗大晶出物が増加して鍛造性や高温疲労強度、延性、靱性を低下させる。
又、Ｐを０．００３質量％〜０．０２質量％（好ましくは０．００７質量％〜０．０１６質量％）含むことが好ましい。Ｐは初晶Ｓｉを発生させるので、耐摩耗性を優先する場合に好ましく、又、初晶Ｓｉの微細化効果があり、発生した初晶Ｓｉよる鍛造性や延性や高温疲労強度の低下を抑制する働きをする。Ｐが０．００３質量％未満では初晶Ｓｉの微細化効果が少なく、鋳塊の中心に粗大な初晶Ｓｉが発生し、鍛造性や高温疲労強度、延性、靱性を低下させる。Ｐが０．０２質量％を超えると初晶Ｓｉの発生が多くなり、鍛造性や高温疲労強度、延性、靱性を低下させる。
又、０．００３質量％〜０．０３質量％（好ましくは０．０１質量％〜０．０２質量％）のＳｒ、０．１質量％〜０．３５質量％（好ましくは０．１５質量％〜０．２５質量％）のＳｂ、０．０００５質量％〜０．０１５質量％（好ましくは０．００１質量％〜０．０１質量％）のＮａ、０．００１質量％〜０．０２質量％（好ましくは０．００５質量％〜０．０１質量％）のＣａの内の１種又は２種以上を含有することが、共晶Ｓｉの微細化効果があり、好ましい。Ｓｒが０．００３質量％未満、Ｓｂが０．１質量％未満、Ｎａが０．０００５質量％未満、Ｃａが０．００１質量％未満では上記した効果が小さく、Ｓｒが０．０３質量％を超え、Ｓｂが０．３５質量％を超え、Ｎａが０．０１５質量％を超え、Ｃａが０．０２質量％を超えると粗大な晶出物が増加し又は鋳造欠陥が発生し、鍛造性、高温疲労強度、靱性を低下させる。
アルミニウム合金成形品、鋳塊の合金成分の組成比は、例えば、ＪＩＳ  Ｈ１３０５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。
以下にこの発明の実施の形態を図面に基づいて詳細に説明する。
第１図は本発明の製造工程を実現する生産ラインの一例である生産システムを示す図である。第１図において、鍛造品の生産システムは、溶湯から連続鋳造棒を水平に鋳造して所定の長さに切断する連続鋳造装置８１と、この連続鋳造装置８１で鋳造した連続鋳造棒に熱処理を施す前熱処理装置８２と、この前熱処理装置８２で熱処理されて連続鋳造棒が曲がった場合に連続鋳造棒の曲がりを矯正する矯正装置８３と、この矯正装置８３で曲がりを矯正された連続鋳造棒の外周部分を除去するピーリング装置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棒を、成形品を鍛造するのに必要な長さの切断片に切断する切断装置８５と、この切断装置８５で切断された切断片を予備加熱して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された素材に潤滑剤を被覆する為に予備加熱した素材に黒鉛系潤滑剤を塗布又は予備加熱した素材を黒鉛系潤滑剤に浸漬する、又は、被覆させる潤滑装置８６Ａ，８６Ｂと、更に予備加熱装置８７で加熱された潤滑剤を付着させた素材から鍛造製品（素形材）を鍛造する鍛造装置８８と、この鍛造装置８８で鍛造した鍛造済品（鍛造製品）に後熱処理を施す後熱処理装置８９と、で構成されている。
後熱処理装置８９は、例えば、鍛造済品に溶体化処理を施す溶体化加熱装置９０と、この溶体化加熱装置９０で加熱した鍛造製品を焼入れする焼入装置９１と、この焼入装置９１で焼入れした鍛造製品に時効処理を施す時効処理装置９２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９０と、焼入装置９１を設けず、鍛造装置８８の後に、時効処理装置９２を設けることが好ましい。
尚、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。又、各装置間の搬送は自動搬送装置で行うことができる。又、潤滑装置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）装置８６Ｃに置き換えることができる。
ここで、前熱処理装置８２は、素材温度を−１０℃〜４８０℃に２時間〜６時間保持する機能を有している。予備加熱装置８７は、素材温度を３８０℃〜４８０℃とする機能を有している。後熱処理装置８９の溶体化加熱装置９０及び焼入装置９１は、鍛造済品（成形品）の溶体化の為の温度を４８０℃〜５２０℃とした後に焼入れする機能を有している。後熱処理装置８９の時効処理装置９２は、鍛造済品（成形品）の温度を１７０℃〜２３０℃に保持する機能を有している。
本発明の生産システムを用いた製造方法は、アルミニウム合金を連続鋳造法により鋳造して得られた丸棒に、前熱処理を施す工程、前熱処理したものを素材として熱間塑性加工により素形材を成形する工程、塑性加工後に後熱処理する工程、を含む成形品の製造方法であって、前熱処理の温度が−１０℃〜４８０℃、熱間塑性加工時の素材温度が３８０℃〜４８０℃、後熱処理工程では、溶体化加熱は素形材温度を４８０℃〜５２０℃に、又は溶体化処理を施さずに直接１７０℃〜２３０℃の温度条件を満足する温度管理をし、成形品を鋳造工程から各熱処理工程を含めて一貫して製造する。その結果、好ましい機械的強度を有する成形品を安定して製造することができる。
上記塑性加工として鍛造加工を挙げることができるが、本発明の製造方法は、前熱処理の温度、熱間塑性加工時の素材温度、後熱処理の温度の条件を満たすものであれば転造加工、押出し加工と組み合わせることもできる。何れの場合も、組織や晶出物のネットワークの制御において、本発明の作用効果を得ることができるからである。
本発明のアルミニウム合金成形品は、高温時の機械的強度を要求される部品として好適に使用することができる。そのため、例えば、エンジンピストン、バルブリフター、バルブリテーナー、シリンダーライナー等の形状の成形品を本発明により製造し、該成型品を必要に応じて旋盤、マシニングセンター等で更に機械加工を行うことにより所望の形状に成形し、各種製品用の部品として使用することができる。
本発明で用いる製造方法の、基本的な凝固方法の部分には、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。例えば、中心軸が横方向になるように保持された強制冷却を有した筒状鋳型の内壁面に気体、液体潤滑剤、その加熱分解気体から選ばれる何れか１種又は２種以上の流体を供給し、筒状鋳型の一端にＳｉを含有するアルミニウム合金溶湯を供給して柱状金属溶湯を形成し、柱状金属溶湯を筒状鋳型で凝固させて形成した鋳塊を、筒状鋳型の他端から引き抜く水平連続鋳造法とすることができる。以下に、本発明を水平連続鋳造法に適用した場合について説明する。
第２図は本発明に用いる連続鋳造装置の鋳型付近の一例を示す図である。タンディッシュ２５０中に貯留された合金溶湯２５５が耐火物製板状体２１０を経て筒状鋳型２０１に供給されるように、タンディッシュ２５０、耐火物製板状体２１０、筒状鋳型２０１が配置されている。筒状鋳型２０１は鋳型中心軸２２０がほぼ水平になるように保持されている。合金溶湯２５５が凝固鋳塊２１６となるように、筒状鋳型２０１の内部には強制冷却手段、筒状鋳型２０１の出口には凝固鋳塊２１６の強制冷却手段が配設されている。図２では、凝固鋳塊２１６を強制冷却する手段の例として、冷却水シャワー装置２０５が設けられている。筒状鋳型２０１の出口の近くには、強制冷却された凝固鋳塊２１６が一定速度で引き出されて連続的に鋳造されるように駆動装置（図示せず）が設置されている。更に、引き出された鋳造棒を所定の長さに切断する同調切断機（図示せず）が配設されている。
本発明に用いる装置の鋳型付近の他の一例を第３図を用いて説明する。第３図は、ＤＣ鋳造機の一例が概略的な断面図で示されている。このＤＣ鋳造機においては、アルミニウム合金溶湯１が樋２、ディップ・チューブ３及びフロート分配器４を介してアルミニウム合金製又は銅製の固定の水冷鋳型５内に導入される。水冷鋳型５は、冷却水５Ａによって冷却されている。水冷鋳型５内に導入されたアルミニウム合金溶湯６は、水冷鋳型５に接する部分において凝固殻７を形成して収縮し、凝固したアルミニウム合金鋳塊７Ａは下型９によって水冷鋳型５から下方に引き出される。このとき、アルミニウム合金鋳塊７Ａは水冷鋳型５から供給される水冷ジェット８によって更に冷却され、完全に凝固させられる。下型９が動き得る下端部に達すれば、アルミニウム合金鋳塊７Ａは所定の位置で切断されて取り出される。
第２図に戻って説明を続けると、筒状鋳型２０１は、鋳型中心軸２２０がほぼ水平（状）になるように保持され、鋳型冷却水キャビティ２０４内に冷却水２０２を通して鋳型壁面を冷却することにより、筒状鋳型２０１内に充満した柱状金属溶湯２１５の熱を鋳型壁に接触する面から奪ってその表面に凝固殻を形成する筒状鋳型２０１の強制冷却手段と、筒状鋳型２０１の出口側端末において凝固鋳塊２１６に直接冷却水を当てるように冷却水シャワー装置２０５から冷却水を放出して筒状鋳型２１０内の柱状金属溶湯２１５を凝固させる強制冷却手段を有した筒状鋳型２０１である。更に、筒状鋳型２０１は、その冷却水シャワー装置２０５の噴出口と反対側の一端が耐火物製板状体２１０を介してタンディッシュ２５０に接続されている。
第２図では、冷却水供給管２０３を介して筒状鋳型２０１の強制冷却の為の冷却水、凝固鋳塊２１６の強制冷却の為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。
冷却水シャワー装置２０５の噴出口の中心軸の延長線が鋳造された凝固鋳塊２１６表面に当たる位置から、筒状鋳型２０１と耐火物製板状体２１０との接触面までの長さを有効モールド長（図４の符合Ｌ参照）と言い、１５ｍｍ〜７０ｍｍであるのが好ましい。この有効モールド長が１５ｍｍ未満では良好な皮膜が形成されない等から鋳造不可となり、７０ｍｍを超えると強制冷却の効果が無く、鋳型壁による凝固が支配的になって筒状鋳型２０１と柱状金属溶湯２１５若しくは凝固殻との接触抵抗が大きくなって鋳肌に割れが生じたり、筒状鋳型２０１内部で千切れたりする等、鋳造が不安定になるので好ましくはない。
筒状鋳型２０１の材質はアルミニウム、銅、若しくはそれらの合金から選ばれる１種又は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。
更に、筒状鋳型２０１の柱状金属溶湯２１５と接触する面にリング状に、自己潤滑性を保有した浸透性多孔質材２２２を装填した鋳型であるのが好ましい。リング状とは、筒状鋳型２０１の内壁面２２１の円周方向の全体に装着した状態である。浸透性多孔質材２２２の通気度が０．００５〔Ｌ（リットル）／（ｃｍ２／ｍｉｎ）〕〜０．０３〔Ｌ／（ｃｍ２／ｍｉｎ）〕、より好ましくは０．０７〔Ｌ／（ｃｍ２／ｍｉｎ）〕〜０．０２〔Ｌ／（ｃｍ２／ｍｉｎ）〕であるのが好ましい。装着する浸透性多孔質材２２２の厚さは特に限定されないが、２ｍｍ〜１０ｍｍ、より好ましくは３ｍｍ〜８ｍｍであることが好ましい。浸透性多孔質材２２２として、例えば、通気度が０．００８〔Ｌ／（ｃｍ２／ｍｉｎ）〕〜０．０１２〔Ｌ／（ｃｍ２／ｍｉｎ）〕の黒鉛を用いることができる。ここで、通気度とは５ｍｍの厚さの試験片に対して圧力２ｋｇ／ｃｍ２の空気の、毎分の通気量を測定したものである。
有効モールド長の内の５ｍｍ〜１５ｍｍに浸透性多孔質材２２２が装着されている筒状鋳型２０１を用いることが好ましい。筒状鋳型２０１、耐火物製板状体２１０、浸透性多孔質材２２２の合わせ面にＯリング２１３を配設するのが好ましい。
筒状鋳型２０１の半径方向断面の内壁面２２１の形状は、円状以外に、三角形や矩形断面形状若しくは対称軸や対称面を持たない異形断面形状を有した形状でも良い。或いは、中空鋳塊を成形する場合は、鋳型内部に中子を保持したものでも良い。そして、筒状鋳型２０１は、両端が開放された筒状の鋳型であって、耐火物製板状体２１０に穿設された注湯口２１１を介して一端から筒状鋳型２０１の内部へ合金溶湯２５５が進入し、他端から凝固鋳塊２１６が押し出され、又は引き出される。
筒状鋳型２０１の内壁面２２１は凝固鋳塊２１６の引き出し方向に向けて鋳型中心軸２２０と０度〜３度、より好ましくは０度〜１度の仰角で形成されている。仰角０度未満では凝固鋳塊２１６が筒状鋳型２０１から引き出される際に筒状鋳型２０１の出口で抵抗を受ける為に鋳造が不可能となり、一方３度を越えると、筒状鋳型２０１の内壁面２２１の柱状金属溶湯２１５への接触が不充分になり、柱状金属溶湯２１５や凝固殻から筒状鋳型２０１への抜熱効果が低下することによって凝固が不充分となる。その結果、凝固鋳塊２１６の表面に再溶融肌が生じ又は筒状鋳型２０１の端部から未凝固の合金溶湯２５５が噴出するなどの鋳造トラブルにつながる可能性が高くなるので好ましくない。
タンディッシュ２５０は、外部の溶解炉等によって規定の合金成分に調整されたアルミニウム合金溶湯を受ける溶湯流入部２５１、溶湯保持部２５２、筒状鋳型２０１への流出部２５３から構成されている。タンディッシュ２５０は、合金溶湯２５５の液面レベル２５４を筒状鋳型２０１の上面より高い位置に維持し、かつ多連鋳造の場合には、各筒状鋳型２０１に合金溶湯２５５を安定的に分配するものである。タンディッシュ２５０内の溶湯保持部２５２に保持された合金溶湯２５５は耐火物製板状体２１０に設けられた注湯口２１１から筒状鋳型２０１に注湯される。
耐火物製板状体２１０は、タンディッシュ２５０と筒状鋳型２０１とを隔てる為のものであり、耐火断熱性を備えている材質のものを用いることができ、例えば、（株）ニチアス製ルミボード、フォセコ（株）製インシュラル、イビデン（株）製ファイバーブランケットボードを挙げることができる。耐火物製板状体２１０は注湯口２１１を形成できるような形状を有している。注湯口２１１は耐火物製板状体２１０が筒状鋳型２０１の内壁面２２１より内側に張り出した部分に１個又は１個以上形成することができる。
符号２０８は流体を供給する流体供給管である。流体としては潤滑流体を挙げることができる。流体は、気体、液体潤滑剤から選ばれる何れか１種又は２種以上の流体とすることができる。気体、液体潤滑剤の供給管は別々に設けることが好ましい。
流体供給管２０８から加圧供給された流体は環状通路２２４を通って筒状鋳型２０１と耐火物製板状体２１０との間の隙間に供給される。筒状鋳型２０１が耐火物製板状体２１０に面する部位に２００μｍ以下の隙間が形成されているのが好ましい。この隙間は、合金溶湯２５５が差し込まない程度で、流体が筒状鋳型２０１の内壁面２２１へ流出できる程度の大きさである。図２に示した形態では、環状通路２２４は筒状鋳型２０１に装着された浸透性多孔質材２２２の外周面側に対峙して穿設され、流体はかけられた圧力によって浸透性多孔質材２２２の内部に浸透して柱状合金溶湯２１５と接触する浸透性多孔質材２２２の全面に送られ、筒状鋳型２０１の内壁面２２１に供給される。液体潤滑剤は加熱されて分解気体となり、筒状鋳型２０１の内壁面２２１に供給される場合もある。
その結果、筒状鋳型２０１の浸透性多孔質面と、柱状金属溶湯２１５外周面及び凝固殻外周面と間の潤滑を良くすることができる。浸透性多孔質材２２２をリング状に装着することにより、より良好な潤滑効果が得られ、アルミニウム合金連続鋳造棒を容易に鋳造することができる。
供給された気体、液体潤滑剤、液体潤滑剤の分解した気体から選ばれる何れか１種又は２種以上により、隅部空間２３０が形成される。
本発明の製造方法に含まれる鋳造工程について説明する。
第２図において、タンディッシュ２５０中の合金溶湯２５５は耐火物製板状体２１０を経て、鋳型中心軸２２０がほぼ水平になるように保持された筒状鋳型２０１に供給され、筒状鋳型２０１の出口にて強制冷却されて凝固鋳塊２１６となる。凝固鋳塊２１６は筒状鋳型２０１の出口近くに設置された駆動装置によって一定速度で引き出される為、連続的に鋳造されて鋳造棒になる。引き出された鋳造棒は同調切断機によって所定の長さに切断される。即ち、連続鋳造棒は、合金溶湯２５５の平均温度が液相線＋４０℃〜＋２３０℃のアルミニウム合金を、鋳造速度を３００（ｍｍ／ｍｉｎ）〜２０００（ｍｍ／ｍｉｎ）にして連続鋳造法により鋳造して得られる。この条件範囲にすると晶出物が微細分散し、鍛造成形性に優れ、かつ高温機械的強度に優れた成形品となる。ホットトップ連続鋳造法、縦型連続鋳造法、ＤＣ鋳造法の場合は、８０（ｍｍ／ｍｉｎ）〜４００（ｍｍ／ｍｉｎ）の鋳造速度が好ましい。従って、鋳造速度は８０（ｍｍ／ｍｉｎ）〜２０００（ｍｍ／ｍｉｎ）が好ましい。
タンディッシュ２５０内に貯留するアルミニウム合金の合金溶湯２５５の組成について説明する。
合金溶湯２５５は、１０．５質量％〜１３．５質量％（好ましくは１１．５質量％〜１３質量％）のＳｉ、２．５質量％〜６質量％（好ましくは３．５質量％〜５．５質量％）のＣｕ、０．３質量％〜１．５質量％（好ましくは０．５質量％〜１．３質量％）のＭｇ、０．８質量％〜４質量％（好ましくは１．８質量％〜３．５質量％）のＮｉ含み、かつＮｉ（質量％）≧〔−０．６８×Ｃｕ（質量％）＋ＡＡ（質量％）〕（但し、ＡＡは定数であって、ＡＡ≧４．２。好ましくはＡＡ≧４．７。）なる関係式を満足するアルミニウム合金である。
この合金溶湯２５５は、０．１質量％〜１質量％（好ましくは０．２質量％〜０．５質量％）のＭｎ、０．０５質量％〜０．５質量％（好ましくは０．１質量％〜０．３質量％）のＣｒ、０．０４質量％〜０．３質量％（好ましくは０．１質量％〜０．２質量％）のＺｒ、０．０１質量％〜０．１５質量％（好ましくは０．０５質量％〜０．１質量％）のＶ、０．０１質量％〜０．２質量％（好ましくは０．０２質量％〜０．１質量％）のＴｉの内の１種又は２種以上を含有することが好ましい。
更に、Ｆｅを０．１５質量％〜０．６５質量％（好ましくは０．３質量％〜０．５質量％）含むことが好ましい。
又、Ｐを０．００３質量％〜０．０２質量％（好ましくは０．００７質量％〜０．０１６質量％）含むことが好ましい。
又、０．００３質量％〜０．０３質量％（好ましくは０．０１質量％〜０．０２質量％）のＳｒ、０．１質量％〜０．３５質量％（好ましくは０．１５質量％〜０．２５質量％）のＳｂ、０．０００５質量％〜０．０１５質量％（好ましくは０．００１質量％〜０．０１質量％）のＮａ、０．００１質量％〜０．０２質量％（好ましくは０．００５質量％〜０．０１質量％）のＣａの内の１種又は２種以上を含有することが、共晶Ｓｉの微細化効果があり、好ましい。
タンディッシュ２５０内に貯留された合金溶湯２５５の液面レベル２５４の高さと筒状鋳型２０１の内壁面２２１における上面との高さの差を０ｍｍ〜２５０ｍｍ、より好ましくは５０ｍｍ〜１７０ｍｍとする。両者に差を持たせることにより、筒型鋳型２０１内に供給される合金溶湯２５５の圧力と潤滑油及び潤滑油が気化したガスとが好適にバランスする為、鋳造性が安定し、アルミニウム合金連続鋳造棒を容易に製造できるからである。合金溶湯２５５の液面レベル２５４の高さを測定し、モニターする為のレベルセンサーをタンディッシュ２５０に設けることにより、精度良くこの差を管理して所定の値に維持することができる。
液体潤滑剤は、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。これらは環境への悪影響が小さいので好ましい。
潤滑油供給量は０．０５（ｍＬ／ｍｉｎ）〜５（ｍＬ／ｍｉｎ）〔より好ましくは０．１（ｍＬ／ｍｉｎ）〜１（ｍＬ／ｍｉｎ）〕であるのが好ましい。供給量が過少だと潤滑不足によって鋳塊のブレークアウトが発生し、過多だと余剰分が鋳塊中に混入して結晶粒径分布の均一性を妨げる恐れがある為である。
筒状鋳型２０１から凝固鋳塊２１６を引き抜く速度である鋳造速度は３００（ｍｍ／ｍｉｎ）〜２０００（ｍｍ／ｍｉｎ）〔より好ましくは６００（ｍｍ／ｍｉｎ）〜２０００（ｍｍ／ｍｉｎ）〕であるのが好ましい。鋳造で形成される晶出物のネットワーク組織が均一微細となり、高温下でのアルミニウム生地の変形に対する抵抗が増し、高温機械的強度が向上する為に好ましい。勿論、本発明の作用効果は鋳造速度に限定されないが、鋳造速度を速くしたときにその効果が顕著になる。
冷却水シャワー装置２０５から放出される冷却水量は鋳型当り５（Ｌ／ｍｉｎ）〜３０（Ｌ／ｍｉｎ）〔より好ましくは２５（Ｌ／ｍｉｎ）〜３０（Ｌ／ｍｉｎ）〕であるのが好ましい。冷却水量が過少だとブレークアウトが生じたり、凝固鋳塊２１６の表面が再溶融して不均一な組織が形成され、結晶粒径分布の均一性を妨げる恐れがある。一方、冷却水量が過多だと筒状鋳型２０１の抜熱が大き過ぎて鋳造不可になる為である。勿論、本発明の作用効果は冷却水量に限定されないが、冷却能を大きくして凝固界面から筒状鋳型２０１内への温度勾配を大きくしたときにその効果が顕著になる。
タンディッシュ２５０内から筒状鋳型２０１へ流入する合金溶湯２５５の平均温度は液相線＋４０℃〜＋２３０℃（より好ましくは液相線＋６０℃〜＋２００℃）であるのが好ましい。合金溶湯２５５の温度が低すぎると筒状鋳型２０１及びそれ以前で粗大な晶出物を形成して結晶粒径分布の均一性を妨げる恐れがある。一方、合金溶湯２５５の温度が高すぎると合金溶湯２５５中に大量の水素ガスが取り込まれ、凝固鋳塊２１６中にポロシティーとして取り込まれ、結晶粒径分布の均一性を妨げる恐れがあるからである。
本発明では、これらの鋳造条件は、鋳造品の組織の共晶Ｓｉや金属間化合物がほとんど凝集球状化せず、連続鋳造時に形成された晶出物のネットワーク組織又は針状晶出物又は晶出物の集合体となるように制御されるので、この後の各熱処理の効果が有効に発揮され、好ましい。
本発明では、鋳造後の鋳造棒は、素材として鍛造成形工程に投入する前に前熱処理として−１０℃〜４８０℃（好ましくは−１０℃〜３７０℃）に２時間〜６時間保持することが肝要である。温度条件は室温であるのがより好ましいが、それ以下であってもその効果を得ることができる。
前熱処理を上記のようにすると、組織において連続鋳造時に形成された晶出物のネットワーク組織又は針状晶出物又は晶出物の集合体が成形・熱処理後にも部分的に残留するアルミニウム成形品となり、これらの形状の晶出物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、２５０℃〜４００℃の高温時であっても優れた機械的強度が得られる。即ち、アルミニウム生地が軟化する高温下で晶出物のネットワーク組織又は針状晶出物又は晶出物の集合体が変形に対する抵抗となる為、高温機械的強度に優れたアルミニウム成形品となる。一方、前熱処理温度が高く、成形率が高いと晶出物のネットワーク組織又は針状晶出物又は晶出物の集合体が分断され、粒状に凝集し、晶出物が高温下で軟化したアルミニウム生地中に均一に分散している状態となる。この為、高温下でのアルミニウム生地の変形に対する晶出物の抵抗力が低下し、高温機械的強度も上げられなくなる。
本発明は、前述した合金組成であって、アルミニウム生地が軟化し、非常に変形しやすくなる２５０℃〜４００℃の更なる高温域でアルミニウム生地の変形に抵抗する晶出物のネットワーク組織や針状組織や集合体を部分的に残留させることによって高温機械的強度を高めているものである。
晶出物のネットワークや針状組織があまり見られない比較的晶出物の少ない低濃度合金である６０００系合金などで、均質化処理を抑制したり省略する場合、それは再結晶の抑制や工程の簡素化を図るものであり、本発明のような晶出物が多く、鋳造時にネットワークや針状組織が見られる高Ｓｉ系合金で、ネットワークや針状組織をなるべく維持して高温の改良を図るものとは異なる。
上記の背景技術の欄で述べたように、特許文献１（特開２００２−２９４３８３号公報）に開示されているものは、６０００系合金に関するものであり、均質化処理の温度を抑制したり省略しているのは、高温特性を得る為ではなく、再結晶を抑制して常温の機械的特性を改良する為である。もともと合金系も異なり、比較的晶出物の少ない低濃度合金で、晶出物のネットワーク組織や針状組織はあまり見られない。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系、Ａｌ−Ｃｒ系化合物を、微細に析出させる為のものである。本発明のような晶出物が多く、鋳造時にネットワーク組織や針状組織が見られる高Ｓｉ系合金で、ネットワーク組織や針状組織をなるべく維持して高温の改良を図るものとは異なっている。
特に、素材の高温機械的強度を高め、鍛造性を向上させる場合には、前熱処理の保持温度が２００℃〜３７０℃であることが好ましい。この温度範囲にすると前熱処理時の共晶Ｓｉや金属間化合物の凝集球状化が進み難く、連続鋳造時に形成された晶出物のネットワーク組織又は針状晶出物又は晶出物の集合体が鍛造成形、後熱処理後でも部分的に残存しており、高温機械的強度に優れたアルミニウム成形品となる。
又、特に、素材の高温機械的強度をより高める場合には、前熱処理の保持温度が−１０℃〜２００℃であることが好ましい。この温度範囲にすると前熱処理時の共晶Ｓｉや金属間化合物がほとんど凝集球状化せず、連続鋳造時に形成された晶出物のネットワーク組織又は針状晶出物又は晶出物の集合体が鍛造成形、後熱処理後でも部分的に残存しており、高温機械的強度に優れたアルミニウム成形品となる。
更に、素材の鍛造成形性をより高める場合には、前熱処理の保持温度が３７０℃〜４８０℃であることが好ましい。この温度範囲にすると前熱処理時の共晶Ｓｉや金属間化合物がある程度凝集球状化し、鋳造時の変形抵抗が低下する為、鍛造成形性に優れたアルミニウム成形品となる。かつ、この温度範囲では、連続鍛造時に形成された晶出物のネットワーク組織又は針状晶出物又は晶出物の集合体が鍛造成形、後熱処理後でも部分的に残存しており、高温機械的性質に優れたアルミニウム成形品が得られる。
前熱処理工程は、鋳造後から鍛造工程の間に設ければ良く、例えば、鋳造後１日以内に処理する、又は処理後１週間以内に鍛造工程に投入すれば良い。その間に矯正処理、ピーリング処理を施すことができる。
次に、本発明に含まれる鍛造工程の一例を説明する。１）連続鋳造丸棒を所定の長さに切断する工程と、２）切断した素材を予備加熱して据え込みする工程と、３）据え込んだ素材を潤滑する工程と、４）素材を金型に投入して鍛造成形する工程と、５）ノックアウト機構により鍛造製品を金型内から排出する工程とを含む製造方法である。
鍛造用素材に潤滑剤を塗布し、更に据え込み処理の投入前に加熱しておくこともできる。尚、据え込み工程を省略することができる。
潤滑剤処理は水溶性潤滑剤の塗布、又はボンデ処理とすることができる。例えば、素材にボンデ処理を施した後、予備加熱として３８０℃〜４８０℃に加熱して鍛造装置に投入するのが好ましい。３８０℃〜４８０℃に予備加熱すると、素材の変形態が向上し、複雑な形状に成形するのが容易になる。
潤滑剤として水性潤滑剤が好ましく、水溶性黒鉛潤滑剤を用いるのがより好ましい。黒鉛が素材に良く焼き付くからである。この場合、例えば、７０℃〜３５０℃の素材に潤滑剤を塗布した後、素材を常温に冷ました後（例えば、２時間〜４時間保持した後）、素材を３８０℃〜４８０℃に加熱して鍛造装置に投入するのが好ましい。潤滑剤として水性潤滑剤が好ましく、水溶性黒鉛潤滑剤を用いるのがより好ましい。黒鉛が素材に良く焼き付くからである。
素材を投入する前に、金型表面へ潤滑剤を塗布する。潤滑剤量はスプレーの吹き付け時間を調整することで、上金型とダイスの組み合わせに合わせてより適切な状態にすることができる。潤滑剤として油性潤滑剤を用いるのが好ましい。例えば、鉱物油を用いることができる。水性潤滑油では金型温度が下がることがあるが、それを抑えることができるからである。油性潤滑剤が黒鉛と鉱物油混合物であるのが潤滑効果が高まるのでより好ましい。
金型の加熱温度は１５０℃〜２５０℃とするのが好ましい。充分な塑性流動を得ることができるからである。
本発明では、鍛造成形における、耐高温疲労強度の要求される部位の加工率が９０％以下（好ましくは７０％以下）であることが好ましい。この加工率以下にすると晶出物のネットワーク組織又は針状晶出物又は晶出物の集合体の分断を抑制し、高温機械的強度に優れた成形品となる。
尚、成形品において、高温機械的強度が要求される部位がこの加工率を満たしていれば良い。
尚、鍛造前に据え込み工程などの塑性加工が施された場合は、加工率はそれらのトータルとして考えるのが好ましい。例えば、複雑な形状を有する成形品の場合、１回の加工当たりの加工率が１０％〜８０％（より好ましくは１０％〜５０％）で、複数回（好ましくは２回）とするのが好ましい。例えば、１回目１０％〜５０％（より好ましくは１０％〜３０％）とするのが好ましい。
ここで加工率とは、次のように定義する。
加工率＝（塑性加工前の厚さ−塑性加工後の厚さ）／（塑性加工前の厚さ）×１００％
鍛造済品に後熱処理を施す。後熱処理としては、溶体化処理、時効処理を組み合わせて用いることができる。後熱処理は、加工後１週間以内とすることができる。
具体的には、例えば、４８０℃〜５２０℃（好ましくは４９０℃〜５１０℃）で３時間保持の条件で、鍛造済品を溶体化処理することができる。
上記以外の後熱処理として、ＪＩＳ規格のＴ５熱処理或いはＴ６熱処理を鍛造済品に対して施すことができる。
本発明では、取り出した鍛造製品を溶体化、焼入れを施すことなく、時効処理として１７０℃〜２３０℃（好ましくは１９０℃〜２２０℃）に１時間〜１０時間保持することが好ましい。晶出物ネットワーク又は針状晶出物又は晶出物の集合体の分断、凝集を抑えることができ、高温機械的強度に優れた成形品となるので好ましい。
このような方法で製造された、成形品の合金組織は、共晶Ｓｉや金属間化合物の凝集球状化が進み難く、連続鋳造に形成された晶出物のネットワーク組織又は針状晶出物又は晶出物の集合体が鍛造成形、後熱処理後でも部分的に残存しており、高温機械的強度に優れたアルミニウム成形品となる。
又、合金組成は、１０．５質量％〜１３．５質量％（好ましくは１１．５質量％〜１３質量％）のＳｉ、２．５質量％〜６質量％（好ましくは３．５質量％〜５．５質量％）のＣｕ、０．３質量％〜１．５質量％（好ましくは０．５質量％〜１．３質量％）のＭｇ、０．８質量％〜４質量％（好ましくは１．８質量％〜３．５質量％）のＮｉを含み、かつＮｉ（質量％）≧〔−０．６８×Ｃｕ（質量％）＋ＡＡ（質量％）〕（但し、ＡＡは定数であって、ＡＡ≧４．２。好ましくはＡＡ≧４．７。）なる関係式を満足するアルミニウム合金である。
合金組成は、０．１質量％〜１質量％（好ましくは０．２質量％〜０．５質量％）のＭｎ、０．０５質量％〜０．５質量％（好ましくは０．１質量％〜０．３質量％）のＣｒ、０．０４質量％〜０．３質量％（好ましくは０．１質量％〜０．２質量％）のＺｒ、０．０１質量％〜０．１５質量％（好ましくは０．０５質量％〜０．１質量％）のＶ、０．０１質量％〜０．２質量％（好ましくは０．０２質量％〜０．１質量％）のＴｉの内の１種又は２種以上を含有することが好ましい。
更に、Ｆｅを０．１５質量％〜０．６５質量％（好ましくは０．３質量％〜０．５質量％）含むことが好ましい。
又、Ｐを０．００３質量％〜０．０２質量％（好ましくは０．００７質量％〜０．０１６質量％）含むことが好ましい。
又、０．００３質量％〜０．０３質量％（好ましくは０．０１質量％〜０．０２質量％）のＳｒ、０．１質量％〜０．３５質量％（好ましくは０．１５質量％〜０．２５質量％）のＳｂ、０．０００５質量％〜０．０１５質量％（好ましくは０．００１質量％〜０．０１質量％）のＮａ、０．００１質量％〜０．０２質量％（好ましくは０．００５質量％〜０．０１質量％）のＣａの内の１種又は２種以上を含有することが、共晶Ｓｉの微細化効果があり、好ましい。
【実施例】
【０００６】
以下、実施例により、本発明を具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
（実施例１〜１６）
〔製造条件〕
第１図に示す生産システムを用いて、表１に示す実施例１〜１６及び表２に示す比較例１〜１０のアルミニウム合金成形品を製造した。
【表１】
2008016169.tif 000003
【表２】
2008016169.tif 000004
該生産システムを構成する連続鋳造装置８１として、第５図に示すホットトップ連続鋳造機を用いて、表１に示す組成を有する実施例１〜１６及び表２に示す比較例１〜１０のアルミニウム合金の８５φ（ｍｍ）の連続鋳造丸棒をそれぞれ鋳造した。上記ホットトップ連続鋳造機は、気体加圧ホットトップ鋳造法を用いた鋳造機であって、ヘッダーと鋳型とのクリアランスに気体及び潤滑油を導入し、鋳型内に供給される合金溶湯の圧力と潤滑油及び潤滑油が気化したガスとが好適にバランスするように構成されている。この構成によって、アルミニウム溶湯が鋳型と接触する領域が狭くなるため、合金溶湯を冷却水による急冷凝固することができ、安定的にアルミニウム合金連続鋳造棒を鋳造できる。
次いで、前熱処理工程として、各連続鋳造丸棒に対して表１及び表２に示す温度で均質化処理を行った。各連続鋳造丸棒は、２０ｍｍ、又は８０ｍｍの厚さに切断されて、鍛造用素材とした。次いで、該鍛造用素材を４２０℃に予備加熱した後、表１及び表２に示す所定の据え込み加工率で据え込み工程を行い、所定の形状に塑性加工した。
尚、実施例５〜７、１０〜１３に対し、据込加工率を５５％とした場合の割れ発生率を評価した。この評価結果を表３に示す。表３中、○印及び△印は、据え込み工程による割れ発生率がそれぞれ１％未満及び１％以上であったことを示す。
【表３】
2008016169.tif 000005
その後、塑性加工された上記素材に対して、表１及び表２に示す所定の後熱処理工程を行い、上記各実施例及び上記各比較例をそれぞれ製造した。
尚、上記後熱処理工程は、塑性加工品を水焼き入れし、２１０℃で６時間保持するＴ５熱処理、或いは、塑性加工品を５００℃で２．５時間保持後、水焼き入れし、２１０℃で６時間保持するＴ６熱処理のいずれかにより行われた。
〔疲労強度評価〕
上記各実施例及び各比較例に対し、次の方法により疲労強度を評価した。
各実施例及び各比較例から試験片を機械加工で製作し、小野式回転曲げ疲労試験機により、試験片に３００℃或いは３５０℃で１００時間の予備加熱を施した後に、３００℃及び３５０℃のそれぞれの環境下において、試験片に対し疲労強度を評価した。１０００万回の繰り返し応力を付与して、破損しない応力を測定した。
各実施例及び各比較例における組成、熱処理条件、据込加工率、疲労強度評価結果及びＮｉ（質量％）＝〔−０．６８×Ｃｕ（質量％）＋ＡＡ（質量％）〕で定義される関係式を満たす定数ＡＡを表１及び表２に示す。また、各実施例及び各比較例の組成中のＮｉとＣｕの含有率の関係を第６図に示す。尚、第６図中、実施例１〜１４の各ＡＡ値をそれぞれＳ１〜Ｓ１４の符号で表し、比較例１〜１０（比較例６を除く。）の各ＡＡ値をそれぞれＣ１〜Ｃ１０の符号で表した。
実施例１〜１６は、いずれも本発明の製造方法により製造されたものであって、表１から分かるように、３５０℃において３３ＭＰａ以上の疲労強度を有する。このように、本発明の製造方法により製造された実施例１〜１６は、いずれも目標とする疲労強度を有しているので、高温時の機械的強度を要求される部品に好適に使用することができる。
本発明の製造方法において用いられるアルミニウム合金は、Ｎｉ及びＣｕの含有量が第６図中のＡ−Ｂ−Ｃ−Ｄ−Ｅ−Ａで囲まれる領域に含まれる組成を必須とする。
Ｎｉ及びＣｕの含有量がＤ−Ｅ−Ｈ−Ｉ−Ｄで囲まれる領域に含まれる実施例６、実施例１０〜１３は、表３に示すように、いずれも５５％超の据込加工率にて良好に加工することができる。このように、本発明において、Ｎｉの含有量が２．０ｗｔ％以下であってＡＡ≧４．２となるようにＣｕを含有するアルミニウム合金を使用することが、より好ましい。
これに対して、本発明の製造方法において定められる合金組成の範囲外の組成を有する比較例１〜５、７〜１０は、表２に示されるように、いずれも目標とする疲労強度を有していなかった。比較例８及び１０は更に塑性加工性が劣り、据込時に割れが発生した。表２に表示された”＊１”は、比較例の試験片を採取できなかったことを示す。尚、比較例１〜４のＡＡ値は４．２未満であった。また、本発明の製造方法において定められる温度範囲外の温度で前熱処理工程が施された比較例６も、目標とする疲労強度を有していなかった。
〔金属組織の評価〕
表１の各実施例及び表２の各比較例の縦断面中央部から組織観察サンプルを切り出し、ミクロ研磨し、ミクロ写真から晶出物のネットワーク組織を観察することにより、各実施例及び各比較例の金属組織を評価した。
実施例の組織においては、連続鋳造時に形成された晶出物のネットワーク組織又は針状晶出物又は晶出物の集合体が成形・熱処理後にも部分的に残留しているのが確認できた。
又、実施例においては、共晶Ｓｉの面積占有率が８％以上、共晶Ｓｉの平均粒径が５μｍ以下、共晶Ｓｉ針状比１．４以上のものが２５％以上、金属間化合物の面積占有率が１．２％以上、金属間化合物の平均粒径が１．５μｍ以上、金属間化合物の長さ又は接触する金属間化合物の集合体の長さが３μｍ以上のものが３０％以上となっていた。
特に、Ｎｉ及びＣｕを上記好適な濃度で含有する実施例１０及び１３は、表４に示すように、いずれも、共晶Ｓｉの平均粒径が２．５μｍ以下であって、共晶Ｓｉ針状比１．４以上のものを８０％程度有しており、金属間化合物の集合体の長さが３μｍ以上のものを９０％程度有していることが分かる。
また、表１及び表４の結果によると、定数ＡＡが４．７より大きい実施例１３は、定数ＡＡが４．７未満の実施例１０に比較して高温強度に寄与するネットワーク状又は針状の金属間化合物の発生量が多く、疲労強度も実施例１０を上回っていることが分かる。このように、本発明において、定数ＡＡが４．７以上になるように調製されたアルミニウム合金成形品が、好ましい。
これに対して、上記各比較例は、共晶Ｓｉ針状比１．４以上のものの含有率、金属間化合物の長さ又は接触する金属間化合物の集合体の長さが、実施例に比べて小さかった。例えば、表４に示されるように、比較例６は、共晶Ｓｉ針状比１．４以上のものを２２％程度しか有さず、金属間化合物の長さ又は接触する金属間化合物の集合体の長さが３μｍ以上のものを２８％程度しか有していなかった。
【表４】
2008016169.tif 000006
（実施例１７、１８）
〔製造条件〕
実施例１７、１８及び比較例１１、１２をそれぞれ、表５に示す組成及び製造条件で、実施例１〜１６及び比較例１〜１０と同様の製造方法にて、製造した。尚、比較例１３は粉末状の押出鋳造材から成形されており、アルミニウム合金の連続鋳造丸棒から成形されず、均質化処理が行われなかった点を除き、比較例１１及び１２と同様の製造方法で製造された。実施例１７、１８及び比較例１１〜１３はいずれも、第７図（ａ）〜（ｃ）に示すように直径８０ｍｍ、厚さ８ｍｍの冠面１０を有するピストン１の形状を有するアルミニウム合金成形品として成形された。
〔疲労強度評価〕
実施例１７、１８及び比較例１１〜１３に対し、次の方法により疲労強度を評価した。
まず、各実施例及び各比較例のピストン１に対し、３００℃或いは３５０℃で１００時間の予備加熱を施した後、各実施例及び各比較例の冠面１０の中心部から試験片１１を切り出した。上記予備加熱温度に対応するそれぞれの温度環境下において、片振り引張疲労試験により、各試験片１１に対し疲労強度を評価した。上記疲労試験において、応力比Ｒ＝−０．１とし、１０００万回で未破断の最大応力を疲労強度とした。実施例１７、１８及び比較例１１〜１３の疲労強度評価結果を表５に示す。
表５から分かるように、実施例１７、１８は、３５０℃での疲労強度が、高温時の機械的強度を要求する部品において好ましいとされる４３ＭＰａを超えており、更に、３００℃での疲労強度が５５ＭＰａを超えている。また、実施例１７及び１８は、形状を除き同じ製造条件が用いられている実施例１０及び１３に対応しており、評価方法によらず、高温時において安定的な機械的強度を有することが分かる。
【表５】
2008016169.tif 000007
これに対し、比較例１１は、ＡＡ値が４．２未満であり、形状を除き同じ製造条件が用いられている比較例２に対応する。表２の比較例２及び表５の比較例１１の疲労強度評価結果から、比較例１１は、高温時の機械的強度の信頼性に欠けると考えられる。
また、比較例１２はＡＡ＝１．６８であり、３５０℃での疲労強度が４３ＭＰａよりも著しく低い。
尚、粉末状の押出鋳造材から成形された比較例１３はＡＡ＝１．７であるにも関わらず、実施例１７、１８よりも高い疲労強度を有するが、押し固めにより成形されたものは細かい部分、例えば、スカート部１２が脆くなりやすいという欠点がある。このように、粉末状の押出鋳造材が用いられた成形品は、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有するアルミニウム合金成形品に比べて、延性及び靱性が劣る。
本発明の製造方法により製造されたアルミニウム合金成形品は、延性、靱性及び疲労強度に優れており、内燃機関ピストンの冠面部位等に好適に使用することができる。
【産業上の利用可能性】
【０００７】
以上説明したように、本発明は、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有するアルミニウム合金成形品の製造方法であって、上記アルミニウム合金がＳｉ、Ｃｕ、Ｍｇ及びＮｉを含んでいるので、本発明によれば、高温疲労強度と鍛造性、延性、靱性が良好な成形品を得ることができる。又、ＮｉとＣｕとが、Ｎｉ（質量％）≧〔−０．６８×Ｃｕ（質量％）＋４．２（質量％）〕なる関係式を満足するので、より高温での疲労強度特性を向上させることができる。
本発明のアルミニウム合金成形品を用いることにより、従来の内燃機関ピストンよりも薄肉化することができ、内燃機関ピストンの軽量化が可能になる。そして、市場から求められている軽量化に答えることができ、内燃機関の燃費低減、出力向上が実現することができる。
【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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【図６】
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【図７（ａ）】
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【図７（ｂ）】
2008016169.tif 000015
【図８】
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【国際調査報告】
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