CN101646516B - 铸造铝合金及其制备方法和铝合金材料及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明公开了通过铸造铝合金的金属熔体而制备的铸造铝合金；通过至少加热所述铸造铝合金而制备的铝合金材料；及所述铸造铝合金或所述铝合金材料的制备方法。在制备所述铸造铝合金时，首先在预定温度下将铝合金熔融而制备金属熔体(熔融步骤)，其中所述铝合金包含含量为0.8～5质量％的Fe和含量为0.15～1质量％的Ti，并且还包含特定量的第三构成元素如Zr，剩余部分为Al和不可避免的杂质。随后，在以150℃/秒以上且低于10000℃/秒的冷却速度将所述金属熔体冷却到比所述铝合金的固相线温度低至少10℃的温度的同时，在铸模上将所述金属熔体铸造成板状(铸造步骤)。

Description

铸造铝合金及其制备方法和铝合金材料及其制备方法
技术领域
本发明涉及通过将金属合金熔体铸造成板状而获得的铸造铝合金和所述铸造铝合金的制备方法，以及通过加工和/或加热所述铸造铝合金而获得的铝合金材料和所述铝合金材料的制备方法。
背景技术
已经通过如下操作制备了轧制铝合金板材：将调整至预定组成的合金熔体半连续地铸造成轧制用锭料；板坯切割；均化步骤；表面切割步骤；加热；和热轧。在热轧之后，当需要时进行冷轧。在这样的轧制铝合金板材制备过程中，在熔融凝固组织的同时实现了预定的形状，并且进行了用于获得均匀和微细金属组织的调整。而且，在轧制步骤中，进行了随着合金类型而变化的质量控制(例如热处理)。由于存在如上所述各种轧制铝合金板材制备步骤，所以对于减少能耗和降低成本存在限制。
近年来，已经研究了铝合金连续铸造方法。该方法是由铝合金的金属熔体连续直接铸造具有预定厚度的板材的方法。在连续铸造方法中，可以连续铸造厚度为10mm以下的板材，例如比板坯更薄的板材。因此，冷却速度高于常规锭料连续铸造的冷却速度，由此获得了更微细的铸造组织。而且，由于高的冷却速度，增加了通常作为杂质元素被处理的Fe的允许量，并且改善了铝合金的可再生性。另外，由于可以大大减少制备步骤的数目，因此能够实现成本降低。
主要将5000系(Al-Mg)铝合金用作例如汽车外板的轧制铝合金板材。作为其它例子，近年来研究了具有烘烤硬化性能的过量Si型6016合金或6022合金(Al-Mg-Si合金)的使用。如在本文所使用的，“烘烤硬化”指在用于汽车的烘烤步骤中利用热的老化现象。
例如，在Al-Mg-Si合金中，将只对其进行过固溶处理(调质：T4)的材料压制成形成预定的形状，并在后续烘烤步骤中进行硬化，由此获得用于外板的轧制铝合金板材。在铝合金中，6000系合金如Al-Mg-Si合金具有强度和良好的耐腐蚀性，并且已经被用作汽车等的车身底板材料。在6000系合金中，由于使这样的优异性能与上述烘焙硬化性能以及连续铸造和轧制结合，所以使得生产能耗进一步下降，由此获得了高功能和低成本的材料(参见专利文献1至3)。
铝合金的强度水平更多地取决于合金组成。特别地，能够表现高强度的铝合金的例子包括通过老化处理进行过析出强化的热处理合金，其代表性例子包括7000系合金(Al-Zn-Mg合金)和2000系合金(Al-Cu合金)。6000系合金也属于这类，但与其它热处理合金相比强度性能稍弱。同时，正在研发添加了Cu的高强度6000系合金。
然而，像2000系合金和7000系合金一样，尽管添加了Cu的6000系合金的强度得到了改善，但它具有加工性和耐腐蚀性下降的问题。因此，从实践的观点来看，难以使由这样的铝合金制备的轧制铝合金板材适应于需要耐腐蚀性的汽车的外板、车身底板等。
而且，强度是通过在如上所述的轧制铝合金板材中加入添加元素而得到改善的，然而，在例如Al-Fe-Ni合金等中，尽管其耐热性、即其在高温下优异的强度，但耐软化性是不足的，而且与铸造后的硬度相比，硬度(残留硬度)在铸造、退火和长期加热后遭受巨大下降。因此，不可能对这样的铝合金进行高温老化，从而，由于尽管这样的铝合金在高温环境下具有优异的强度，但室温下的强度在高温加热后下降，所以难以将其用于将在高温环境下使用的部件。
如上所述，作为构成汽车构造部件等的轧制铝合金板材，需要能够成形为各种所需形状并且不仅强度、耐腐蚀性等而且耐软化性等优异的轧制铝合金板材。
很难使用常用铝合金来工业制备满足这些性能要求的轧制铝合金板材。
专利文献1：JP 8-165538号公报
专利文献2：JP 2004-156117号公报
专利文献3：JP 2006-249550号公报
发明内容
本发明要解决的问题
考虑上述常规问题完成本发明，本发明的目的是提供铸造铝合金和铝合金材料及其制备方法，所述铸造铝合金和铝合金材料能够以低成本制备并且具有优异的强度、成形性、耐腐蚀性和耐软化性。
解决问题的手段
第一发明是通过对铝合金的金属熔体进行铸造而获得的铸造铝合金的制备方法，其特征在于包括：
熔融步骤：准备铝合金，其包括：0.8～5质量％的作为第一组分元素的Fe，0.15～1质量％的作为第二组分元素的Ti，选自由Zr、Nb、Hf、Sc和Y组成的第三组分元素组中的一种或多种第三组分元素，每种第三组分元素的含量为0.05～2质量％，并且当第一组分元素Fe的含量为Fe(质量％)，第二组分元素Ti的含量为Ti(质量％)，第三组分元素的总含量为X(质量％)时，所述第三组分元素的量满足Fe＞X＞Ti；以及包括Al和不可避免的杂质的剩余部分；以及在比由所述铝合金的组成确定的液相线温度高20℃以上的温度下，将所述铝合金熔融以获得金属熔体；和
铸造步骤：将所述金属熔体浇注到铸模中，然后以150℃/秒以上且低于10000℃/秒的冷却速度，将所述金属熔体冷却到比由所述铝合金的组成确定的固相线温度低至少10℃的温度。
第一发明的制备方法包括熔融步骤和铸造步骤。
在熔融步骤和铸造步骤中，通过将具有特定组成的铝合金熔融而制备金属熔体，并且通过在冷却所述金属熔体的同时铸造所述金属熔体而制备铸造铝合金。因此，在第一发明中，可以将金属熔体直接铸造成板状等，并且可以省略制备板坯(锭料)等的步骤。因此，可以减少步骤的数目，并且可以以低成本制备铸造铝合金。
在本发明的制备方法中，如下进行铸造：使用具有以特定量含有的第一至第三组分元素以及包括Al和不可避免的杂质的剩余部分的具有特定组成的铝合金，同时以特定的冷却速度冷却所述铝合金的金属熔体。因此，即使在进行了从金属熔体到例如板状的直接铸造的时候，也能获得具有优异的强度、成形性、耐腐蚀性和耐软化性的铸造铝合金。
在未添加Si的情况下，所述处于特定组成范围内的铝合金表现出优异的铸造性能。因此，改善了铸造性能，同时避免了由于添加Si引起的材料性能退化。而且，在未添加Ni或Mn的情况下，所述铝合金表现出优异的耐热性。
另外，在本发明的制备方法中，在以特定的冷却速度冷却具有特定组成的铝合金的金属熔体的同时进行铸造。因此，所述铸造铝合金表现出优异的强度和优异的耐软化性，并且在暴露于由铝合金组成确定的固相线温度的1/2以上的高温环境后，其在室温下的硬度几乎没有下降。因此，所述铸造铝合金能够经受例如200℃以上的高温老化，并且其强度得到了进一步的改善。因此，即使当在后续步骤中对所述铸造铝合金进行热轧、退火等的时候，所述铸造铝合金的强度也没有下降，或者相反，所述强度得到了改善。认为这样的强度的原因如下。
在按照本发明将Fe添加到铝合金中的情况下，形成了作为金属组织的由Al基体形成的α相以及由Al-Fe化合物的共晶组织和所述Al基体形成的包围所述α相的层状相。当添加特定量的第二组分元素Ti和第三组分元素时，可以将第二组分元素和第三组分元素溶解到Al中，由此能够形成由过饱和固溶体形成的Al基体。这样，当施加热能或应变能时，就能在Al基体中析出由Al、Ti(第二组分元素)和第三组分元素形成的稳定化合物(金属间化合物)相。由于这个原因，耐软化性得到了改善，从而能够改善在上述加工和加热等后的强度。
而且，在本发明中，可以防止当在高温环境下长期使用后返回室温时可能引起的强度下降，由此可以将强度维持为高于铸造后的强度。另外，通过将合金组成和冷却速度调整到本发明的范围内，强度在高温环境下长期使用后没有下降，相反所述强度能够得到进一步改善。
因此，在第一发明中，可以制备适合汽车构造部件等的铸造铝合金。
而且，在本发明的制备方法中，铸造是在150℃/秒以上的高冷却速度下进行的。因此，能够提高杂质元素的允许量，由此改善可再生性。
如上所述，根据第一发明，可以提供铸造铝合金的制备方法，所述铸造铝合金能够以低成本制备并且具有优异的强度、成形性、耐腐蚀性和耐软化性。
第二发明是铝合金材料的制备方法，其特征在于包括如下热轧步骤：通过在200℃以上的温度下对由第一发明的制备方法获得的铸造铝合金进行热轧，将所述铸造铝合金的厚度减少30％以上。
第三发明是铝合金材料的制备方法，其特征在于包括如下冷轧-加热步骤：对由第一发明的制备方法获得的铸造铝合金进行冷轧以将所述铸造铝合金的厚度减少30％以上，随后在所述铝合金熔点的1/2以上且550℃以下的温度下加热。
第四发明是铝合金材料的制备方法，其特征在于包括如下热处理步骤：在400℃以上的温度下，将由第一发明的制备方法获得的铸造铝合金加热0.5～3小时。
在第二至第四发明的每一项中，对由第一发明的制备方法获得的铸造铝合金进行热轧步骤、冷轧-加热步骤或热处理步骤。因此，可以在要获得的铝合金材料中形成由Al、第二组分元素和第三组分元素形成的金属间化合物的析出物。认为所述析出物会在金属组织中形成稳定相或亚稳相。与所述铸造铝合金相比，具有这样的金属组织的铝合金材料表现出更优异的强度。而且，可以产生与第一发明相同的其它效果。
第五发明是铸造铝合金，其特征在于包括：
0.8～5质量％的作为第一组分元素的Fe，
0.15～1质量％的作为第二组分元素的Ti，
选自由Zr、Nb、Hf、Sc和Y组成的第三组分元素组中的一种或多种第三组分元素，每种第三组分元素的含量为0.05-2质量％，并且当第一组分元素Fe的含量为Fe(质量％)，第二组分元素Ti的含量为Ti(质量％)，第三组分元素的总含量为X(质量％)时，所述第三组分元素的量满足Fe＞X＞Ti；和
包括Al和不可避免的杂质的剩余部分，
其中所述铸造铝合金具有金属组织，所述金属组织包括由Al基体形成的α相以及由所述Al基体和Al-Fe化合物的共晶组织形成的包围所述α相的层状相；
所述Al基体是由溶解有所述第二组分元素和所述第三组分元素的Al的过饱和固溶体形成的；以及
在所述铸造铝合金的任意截面中，由Al、所述第二组分元素和所述第三组分元素的金属间化合物形成且粒径为5μm以上的结晶物的面积比小于5％。
所述铸造铝合金具有特定的组成和金属组织，所述金属组织包括由Al基体形成的α相以及由所述Al基体和Al-Fe化合物的共晶组织形成的包围所述α相的层状相。所述Al基体是由溶解有所述第二组分元素和所述第三组分元素的Al的过饱和固溶体形成的，并且在所述铸造铝合金的任意截面中，由Al、所述第二组分元素和所述第三组分元素的化合物形成且粒径为5μm以上的结晶物的面积比小于5％。
像由第一发明的制备方法获得的铸造铝合金一样，可以以低成本制备这样的铸造铝合金，而且所述铸造铝合金具有优异的强度、成形性、耐腐蚀性和耐软化性。
通常，在具有与第五发明的铸造铝合金相似的组成的合金中，在铸造过程中易于产生由Al、所述第二组分元素和所述第三组分元素的金属间化合物形成且粒径为5μm以上的结晶物。大量产生的这样的结晶物可能在进行热轧、退火等时引起强度下降。
在第五发明的铸造铝合金中，在所述铸造铝合金的任意截面中，粒径为5μm以上的结晶物的面积比小于5％。换句话说，由Al、所述第二组分元素和所述第三组分元素的金属间化合物形成的结晶物的含量相当小，而且所述第二组分元素和所述第三组分元素被溶解到了α相中的Al基体中。因此，即使当对所述铸造铝合金进行热轧、退火等时，铸造铝合金的强度也不会下降，相反，所述强度得到了改善。
第五发明的铸造铝合金是由例如第一发明的制备方法获得的。在第一发明的制备方法中，如上所述，以特定的冷却速度将具有特定组成的铝合金冷却到特定的温度。因此，抑制了所述结晶物在α相中的生成，由此如上所述可以将结晶物的面积比保持在低于5％。
第六发明是铝合金材料，其特征在于包括：
0.8～5质量％的作为第一组分元素的Fe，
0.15～1质量％的作为第二组分元素的Ti，
选自由Zr、Nb、Hf、Sc和Y组成的第三组分元素组中的一种或多种第三组分元素，每种第三组分元素的含量为0.05～2质量％，并且当第一组分元素Fe的含量为Fe(质量％)，第二组分元素Ti的含量为Ti(质量％)，第三组分元素的总含量为X(质量％)时，所述第三组分元素的量满足Fe＞X＞Ti；和
包括Al和不可避免的杂质的剩余部分，
其中所述铝合金材料具有金属组织，所述金属组织包括由Al基体形成的α相以及由所述Al基体和Al-Fe化合物的共晶组织形成的包围所述α相的层状相；
所述Al基体是由Al和/或溶解有所述第二组分元素和所述第三组分元素的Al的过饱和固溶体形成的；以及
由Al、所述第二组分元素和所述第三组分元素的金属间化合物形成且粒径为2～500nm的析出物分散于所述Al基体中。
第六发明的铝合金材料具有特定的组成和金属组织，所述金属组织包括由Al基体形成的α相以及由Al-Fe化合物和所述Al基体的共晶组织形成的包围所述α相的层状相。在所述Al基体中，分散着由Al、所述第二组分元素和所述第三组分元素的金属间化合物形成且粒径为2～500nm以下的析出物。这样的铝合金材料具有优异的强度、成形性、耐腐蚀性和耐软化性。
换句话说，通过对由第一发明的制备方法获得的铸造铝合金和第五发明的铸造铝合金进行例如加热、轧制等，可以制备第六发明的铝合金材料。通过加热、轧制等，可以将固溶于所述铸造铝合金的Al基体中的第二组分元素和第三组分元素析出为微细析出物。结果，所述铸造铝合金表现出优异的强度、成形性、耐腐蚀性和耐软化性。
更具体地，可以由第二至第四发明的制备方法获得第六发明的铝合金材料。
附图说明
图1是显示实施方案1的熔融步骤、铸造步骤、后处理步骤和加热步骤以及硬度HVR1至3测定计时的说明图，其中(a)是进行热轧步骤作为后处理步骤的情况的说明示意图，(b)是进行冷轧-加热步骤作为后处理步骤的情况的说明示意图，和(c)是进行热处理步骤作为后处理步骤的情况的说明示意图。
图2是显示实施方案1的熔融步骤、固化步骤、后处理步骤和加热步骤以及硬度HVR1至3测定计时的说明图，其中(a)是进行热轧步骤作为后处理步骤的情况的说明图，和(b)是进行冷轧-加热步骤作为后处理步骤的情况的说明图。
图3是显示实施方案1的硬度性能(a)图样1、(b)图样2和(c)图样3的说明图。
图4是显示实施方案1的合金组织(实施例11)在热轧前的说明图。
图5是显示实施方案1的合金组织(实施例11)在热轧后的说明图。
图6是显示实施方案1的各铝合金组合物的冷却速度与拉伸强度之间的关系的说明图。
图7是显示析出物形成状态的说明图，其为合金组织(实施例11)在热轧后的SEM照片。
图8是显示实施方案1的铸造铝合金(实施例11)的合金组织在热轧前的SEM照片(×1000放大倍数)的说明图。
图9是显示实施方案1中铸造铝合金(实施例11)的合金组织在热轧前的SEM照片(×5000放大倍数)的说明图。
图10是显示实施方案1的铸造铝合金(比较例22)的合金组织在热轧前的SEM照片(×1000放大倍数)的说明图。
图11是显示实施方案1的铸造铝合金(比较例22)的合金组织在热轧前的SEM照片(×5000放大倍数)的说明图。
图12是显示实施方案1的铸造铝合金(比较例22)的结晶物在热轧前的组分分析结果的说明图。
图13是显示实施方案1的铸造铝合金(实施例11)的合金组织在热轧前的TEM照片的说明图。
图14是显示图13的点*1处的EDX分析结果的说明图。
图15是显示图13的点*2处的EDX分析结果的说明图。
图16是显示图13的点*3处的EDX分析结果的说明图。
图17是显示图13的点*4处的EDX分析结果的说明图。
图18是显示实施方案1的铸造铝合金(实施例11)的合金组织在热轧后的TEM照片的说明图。
图19是显示图18的点*1处的EDX分析结果的说明图。
图20是显示图18的点*2处的EDX分析结果的说明图。
图21是显示图18的点*3处的EDX分析结果的说明图。
图22是显示图18的点*4处的EDX分析结果的说明图。
图23是显示实施方案1的退火温度与残留硬度之间的关系的说明图。
图24是显示实施方案2的铸造铝合金的(a)正视图和(b)侧视图的说明图。
图25是显示实施方案2的(a)铸造铝合金的薄板部分的合金组织的说明示意图，(b)铸造铝合金的中等厚度板部分的合金组织的说明示意图，和(c)铸造铝合金的大厚度板部分的合金组织的说明示意图。
具体实施方式
下面，将描述本发明的优选模式。
在第一发明的制备方法中，通过进行熔融步骤和铸造步骤制备铸造铝合金。通过在将金属熔体供应到铸模内的同时对铝合金的金属熔体进行铸造的铸造方法制备铸造铝合金。
优选铸造步骤是通过连续铸造进行的。
在这种情况下，可以由金属熔体连续直接铸造所述铸造铝合金。
在这种情况下，即使在进行直接铸造时，也可以明显表现出获得具有优异强度、成形性、耐腐蚀性和耐软化性的铸造铝合金的上述效果。
而且，在这种情况下，变得易于以特定的冷却速度进行冷却。
作为选择，铸造步骤可以通过除连续铸造以外的方法如模铸进行。
在熔融步骤中，使用包括第一组分元素、第二组分元素和第三组分元素并且具有由铝和不可避免的杂质形成的剩余部分的铝合金。
所述铝合金包括0.8～5质量％的Fe作为第一组分元素。
在将Fe添加到铝合金中的情况下，改善了强度和在高温下的强度(耐热性)。从金属组织的观点来看，层状相是由Al-Fe化合物和Al形成的。
在Fe低于0.8质量％的情况下，未实现令人满意的强度，这可能导致在高温环境下的强度下降，即耐热性下降。在Fe超过5质量％的情况下，性能对应于冷却速度而变得极易受改变，并且出现了难以稳定制备具有某些性能的铸材的问题。更具体地，在进行例如轧制的情况下，所述铸造铝合金可能会发生破裂。在这种情况下，在铸造过程中易于形成粗大的结晶物，从而提高了加工性和成形性退化的可能性。第一组分元素Fe的含量可以优选为2.0～4.0质量％，更优选为3.0～4.0质量％。
包括0.15～1质量％的Ti作为第二组分元素。
在将第二组分元素Ti和第三组分元素一起添加的情况下，可以精制合金组织以及进一步改善强度性能，因为在进行热轧的情况下或者在冷轧后进行热处理的情况下，在固化过程中由溶解状态获得的过饱和固溶体析出到了铝母相中。
在Ti低于0.15质量％的情况下，不可能实现令人满意的耐热性和耐软化性。在Ti超过1质量％的情况下，在铸造过程中易于形成粗大的Al-Ti结晶物，而且加工性和成形性可能会退化。第二组分元素Ti的含量可以优选为0.3～0.9质量％，更优选为0.7～0.8质量％。
包括选自由Zr、Nb、Hf、Sc和Y组成的第三组分元素组中的一种或多种元素作为第三组分元素，并且每种元素的含量为0.05～2质量％。
当与第一组分元素Fe和第二组分元素Ti一起添加时，第三组分元素表现出改善耐软化性的效果。具体地，如上所述，在将第一组分元素Fe添加到铝合金中的情况下，层状相是由Al-Fe化合物和Al基体形成的。另外，当添加特定量的第二组分元素Ti和第三组分元素时，在施加热能或应变能时，在铝母相中形成了由Al、Ti和第三组分元素形成的稳定化合物(金属间化合物)相，由此可以改善强度性能和耐软化性。因此，在热轧或冷轧后进行加热的情况下，强度得到了改善。同样，在只进行热处理而不进行轧制的情况下，也能实现强度改善效果。
在每种第三组分元素的含量低于0.05质量％的情况下，不能令人满意地实现通过添加第三组分元素应该获得的上述效果。在至少一种第三组分元素超过2质量％的情况下，在冷却速度不够高的时候，容易产生大的结晶物，并且加工性和成形性可能退化。因此，可能使得制备困难。第三组分元素组的每种的含量可以优选为0.2～1.2质量％，更优选为0.5～1.2质量％。
当铝合金中第一组分元素Fe的含量为Fe(质量％)并且第二组分元素Ti的含量为Ti(质量％)时，第三组分元素的总含量X(质量％)满足Fe＞X＞Ti。
在X≥Fe的情况下，存在铸造铝合金的强度下降和耐软化性下降的可能性。在X≤Ti的情况下，耐软化性可能退化。在Fe≤Ti的情况下，存在铸造铝合金的强度下降和耐软化性下降的可能性。
在熔融步骤中，优选使用至少包括0.2～1.2质量％的在第三组分元素组中的Zr的铝合金。
在这种情况下，可以在保持优异的强度性能和成形性的同时进一步改善耐软化性。
在Zr的含量低于0.2质量％的情况下，不可能令人满意地实现通过添加Zr应该获得的上述效果。在含量超过1.2质量％的情况下，当在熔融步骤中熔融铝合金时，存在熔融温度明显升高的可能性。由于熔融将需要特殊设备，因此生产成本可能上升。
在熔融步骤中，优选使用还包括0.05～2质量％的作为第四组分元素的Mg的铝合金。
在这种情况下，实质上可以进一步充分改善铸造铝合金的强度而不会损害成形性。在Mg低于0.05质量％的情况下，未令人满意地实现通过添加Mg应该获得的强度改善效果，并且可能几乎失去了Mg添加的意义。在以超过2质量％的量添加Mg的情况下，铸造铝合金的加工性受损，这可能引起例如在轧制过程中产生轧制裂纹。而且，成形性可能退化。第四组分元素Mg的含量可以优选为0.2质量％至1.5质量％，更优选为0.3质量％至0.8质量％。
在熔融步骤中，优选使用还包括0.05～1质量％的选自由Cu、Cr和Co组成的第五组分元素组中的至少一种第五组分元素的铝合金。
在包括在第五组分元素组中的Cu的情况下，强度实质上得到了改善，而没有损害铸造铝合金的加工性。而且，在包括在第五组分元素组中的Cr和/或Co的情况下，形成了Al-(Fe，Cr)化合物和/或Al-(Fe，Co)化合物，由此与通过只分散Al-Fe化合物所获得的结果相比，可以改善拉伸性能、加工性和成形性。结果，铸造铝合金的强度实质上得到了改善，而没有损害加工性、成形性等。
在第五组分元素低于0.05质量％的情况下，不可能令人满意地实现通过添加第五组分元素应该获得的上述效果。在以超过1质量％的量添加在第五组分元素组中的Cu的情况下，加工性和成形性可能退化。而且，在这种情况下，耐腐蚀性可能退化。而且，在以超过1质量％的量添加在第五组分元素组中的Cr和/或Co的情况下，成形性可能退化。第五组分元素的含量可以更优选为0.1～0.7质量％，还更优选为0.1～0.5质量％。
在包括两种以上第五组分元素的情况下，其总量可以优选在0.05～1质量％的范围内。
在熔融步骤中，优选使用还包括含量超过0.05质量％且低于0.5质量％的作为第六组分元素的V和/或Mo的铝合金。
在这种情况下，强度实质上得到了改善，而没有损害铸造铝合金的加工性和成形性。
在第六组分元素为0.05质量％以下的情况下，不可能令人满意地实现通过添加第六组分元素应该获得的效果。在添加0.5质量％以上的情况下，存在熔融温度显著上升的可能性。而且，易于形成粗大的结晶物，并且加工性和成形性也可能会退化。第六组分元素的含量可以更优选为0.1～0.4质量％，还更优选为0.1～0.3质量％。在包括两种以上第六组分元素的情况下，其总量可以优选在超过0.05质量％至低于0.5质量％的范围内。
在所述铝合金中，优选将第四组分元素、第五组分元素和第六组分元素的总量保持在3质量％以下。
在第四至第六组分元素的总量超过3质量％的情况下，铸造铝合金的加工性退化，这可能引起例如在轧制过程中产生轧制裂纹。在这种情况下，在铸造步骤过程中易于产生结晶物，从而提高成形性退化的可能性。
在本发明中，具有非常优异的强度、耐软化性、耐腐蚀性和成形性的合金组成的铝合金的比重为2.7g/cm3。
在熔融步骤中，在比由组成确定的液相线温度高20℃的温度(液相线温度+20℃以上)下，将所述铝合金熔融以获得金属熔体。
在熔融温度是低于液相线温度+20℃的温度的情况下，难以实现令人满意的熔体流动性，而且在铸造后的铸造铝合金内部形成了孔隙，由此提高了不能获得坚固的铸造铝合金的可能性。
随后，在铸造步骤中，在以150℃/秒以上且低于10000℃/秒的冷却速度将金属熔体冷却到比由铝合金组成确定的固相线温度低10℃，即比固相线温度低至少-10℃的温度的同时，将金属熔体铸造成板状，以获得铸造的铝合金。
在这种情况下，能够获得具有如上所述优异性能如耐软化性的铸造铝合金，并且通过在施加例如热能或应变能时，在铝母相(α相)中析出由Al、Ti和第三组分元素形成的稳定化合物(金属间化合物)相，能够进一步改善强度。而且，由于可以抑制包括粗大Al-Fe化合物或其它元素的晶相的形成，因此能够防止延展性、韧性等的下降。因此，性能如耐软化性得到了改善，而没有损害加工性、成形性等。
在铸造步骤中的冷却速度低于150℃/秒的情况下，在固化过程中产生了粗大的结晶物，从而提高了成形性退化以及强度性能和耐软化性下降的可能性。而且，由于必须使用特殊设备来实现超过10000℃/秒的冷却速度，因此能够增加生产成本。在获得超过10000℃/秒的冷却速度的情况下，必须在铸造成带状或粉末状后将铸造铝合金定型。因此，当进行组合物加工如轧制时，预先需要预备成形步骤。
因此，通过按照本发明将冷却速度限定为150℃/秒以上且低于10000℃/秒，能够以工业上可实现的低成本制备高质量的铸造铝合金。而且，当冷却速度处于本发明限定的范围内时，铸造铝合金的截面中基本上不存在无定形相，并且可以获得具有高的热稳定性的铸造铝合金，这样就几乎不会发生例如在结晶温度附近可能引起的性能变化。
在铸造步骤中，在以所述冷却速度的冷却没有进行到距离固相线温度-10℃的温度的情况下，由于在连续铸造的过程中在上游金属熔体的热使得下游的铸材局部再熔融，这可能引起粗大结晶物产生。因此，存在要获得的铸造铝合金的金属组织变得不均匀的可能性。
当以所述冷却速度(150℃/秒以上且低于10000℃/秒)的冷却进行直到达到距离固相线温度-10℃的温度为止时，就足够了，而且一旦达到所述温度，就可以在偏离150℃/秒以上且低于10000℃/秒的冷却速度的温度下进行冷却，或者可以在所述范围内的冷却速度进行冷却。可以优选进行以所述冷却速度(150℃/秒以上且低于10000℃/秒)的冷却，直到达到距离固相线温度-10℃的温度为止。
优选使用铜铸模作为所述铸模。
在这种情况下，可以在铸造步骤中相对容易地实现150℃/秒以上且低于10000℃/秒的冷却速度范围。
在铸造步骤中，优选将金属熔体连续铸造成厚度为0.3～10mm的板状。
可以通过使用如本说明书后面所述的单辊式、双辊式、块式、带式、轮式等铸造工艺来实施铸造成板状。
在厚度低于0.3mm的情况下，难以将金属熔体倒在辊、块或带之间，或者难以进行缝隙控制或其它操作，并且可能难以制备铸造铝合金。在厚度超过10mm的情况下，难以确保上述150℃/秒以上的冷却速度。而且，可能发生冷却速度的波动，由此难以获得具有均匀特性的铸造铝合金。
在铸造步骤中，优选通过使用单辊式、双辊式、块式、带式或轮式铸造工艺来连续铸造所述金属熔体。
单辊式连续铸造方法是通过将铝合金的金属熔体连续供应到由例如铜制成的旋转单辊上并且进行快速固化以获得板状铸造铝合金的方法。而且，在双辊式连续铸造方法中，将由铜制成的旋转辊成对配置，并且可以通过任意调整两个辊之间的缝隙来控制冷却速度。通过以与单辊方法相同的方式快速固化获得板状铸造铝合金。块式连续铸造方法是将金属熔体供应到两个可移动的块状冷却元件之间并且在于块之间冷却和固化的同时将金属熔体连续铸造成板状的方法。带式连续铸造方法是将金属熔体供应到两个可移动的带状冷却元件之间并且在于带之间冷却和固化的同时将金属熔体连续铸造成板状的方法。轮式连续铸造方法是将金属熔体倒入在旋转轮的外周表面上形成的沟槽的一部分中以使金属熔体经过沟槽和支撑元件(轮)之间，并在于可移动的铸模中固化金属熔体的同时通过连续抽出金属熔体而将金属熔体铸造成板状的方法。
在这些方法中，可以实现150℃/秒以上且低于10000℃/秒的冷却速度以及以优异的产率制备铸造铝合金。
在铸造步骤中，可以将金属熔体铸造成板状，并将金属熔体的至少表层在铸模中冷却并固化，然后通过水冷冷却。
在这种情况下，当通过例如单辊式或双辊式连续铸造方法进行铸造时，可以使用具有小直径的旋转辊。换句话说，当使用具有小直径的旋转辊时，辊(铸模)与金属熔体之间的接触面积和接触时间变得不足，由此使得难以在所述冷却速度下将金属熔体冷却到距离固相线温度-10℃的温度。相反，当随后对至少表层在铸模中固化了的金属熔体进行水冷却时，即使旋转辊的辊径小，也可以在所述冷却速度下更可靠地冷却到距离固相线温度-10℃的温度。
在铸造步骤后，可以进行各种后处理以将热能和/或应变能施加到要获得的铸造铝合金上。
更具体地，如在第二发明中，可以进行如下热轧步骤：通过在铸造步骤后在200℃以上的温度下对铸造铝合金进行热轧加工，将铸造铝合金的厚度减少30％以上。
在这种情况下，不仅在铝合金材料中形成了α相以及由Al-Fe化合物和Al的共晶组织形成的层状相，而且如上所述通过热能和应变能，在所述Al基体中形成了由Al、Ti(第二组分元素)和第三组分元素形成的稳定化合物(析出物)相。因此，通过进一步改善铸造铝合金的强度，可以获得铝合金材料。通过进行上述热轧步骤，可以获得第六发明的铝合金材料。
在铸造铝合金的加热温度低于200℃的情况下，可能产生轧制裂纹和大的有裂纹的边缘。在使用具有高溶质浓度的铝合金的情况下，这样的裂纹生成尤其突出。而且，存在不能令人满意地开发强度被热能改善的铝合金材料特性的可能性。这可能导致在上述热轧步骤后不能令人满意地改善铝合金材料的强度。
在热轧步骤中，在铸造步骤后进行轧制处理，以将要获得的铸造铝合金的厚度减少30％以上。在减少低于30％的情况下，应变能变得不足，导致不能令人满意地改善强度。
优选在铸造步骤中，在将金属熔体冷却到200℃至500℃的温度的同时将金属熔体在铸模中铸造成板状并从铸模中脱模，然后进行热轧步骤。
在这种情况下，可以不进行加热而在热轧步骤中使用在铸造步骤后获得并具有200℃至500℃的温度的原样铸造铝合金。而且，在热轧步骤需要额外加热的情况下，可以缩短加热时间。因此，可以减少步骤的数目和生产时间，由此可以实现生产成本的下降。
在所述铸造铝合金的温度在铸造步骤后低于200℃的情况下，必须在热轧步骤中将铸造铝合金再加热到200℃以上的温度。另一方面，在所述铸造铝合金的温度在铸造步骤后超过500℃的情况下，层状相中的Al-Fe化合物变得粗大化，由此提高了强度下降的可能性。而且，在这种情况下，由于在热轧步骤中对辊的损伤增加，所以可能缩短辊的使用寿命。
在要用于本发明的铝合金组合物的范围内，上述“比固相线温度低至少10℃的温度”从未低于上述500℃以下。因此，即使当在铸造步骤中进行冷却到500℃时，也令人满意地确保了冷却到“比固相线温度低至少10℃的温度”。而且，当在热轧后以450℃×1h进行高温退火时，耐软化性也不再改变。
如在第三发明中，可以进行如下冷轧-加热步骤：在铸造步骤后对所述铸造铝合金进行冷轧以将所述铸造铝合金的厚度减少30％以上，并且在从所述铝合金熔点1/2以上至550℃以下的温度下加热所述铸造铝合金。
同样，在这种情况下，按照与上述热轧步骤相同的方式，通过用热能和应变能进一步改善所述铸造铝合金的强度，可以获得所述铝合金材料。
在铸造铝合金的加热温度低于铝合金熔点的1/2的情况下，这会导致不能令人满意地开发铸造铝合金的特性，所述特性为强度被热能改善。这可能导致在冷轧和加热后不能令人满意地改善铸造铝合金的强度。在加热温度超过550℃的情况下，存在形成粗大化合物和组合物局部熔融的可能性。这可能导致铝合金材料的性能如强度下降。为了进一步改善强度，冷轧-加热步骤中的加热温度可以优选为400℃至550℃，更优选为400℃至450℃。
也可以通过上述冷轧-加热步骤制备第六发明的铝合金材料。
如在第四发明中，可以进行如下热处理步骤：在铸造步骤后，在400℃以上的温度下，将铸造铝合金加热0.5～3小时。
同样，在这种情况下，可以通过热能在所述Al基体中析出由Al、Ti(第二组分元素)和第三组分元素形成的稳定化合物相。因此，通过进一步改善所述铸造铝合金的强度，可以获得所述铝合金材料。
在铸造铝合金的加热温度低于400℃或者加热时间低于0.5小时的情况下，可能无法令人满意地开发铸造铝合金的特性，所述特性为强度被热能改善。这可能导致在加热后不能令人满意地改善铸造铝合金的强度。同时，即使当将加热进行超过3小时时，也不能增强强度性能，并且几乎没有实现长期加热的优点。为了进一步改善强度，热处理步骤中的加热温度可以优选为400℃至550℃，并且加热时间可以优选为1～2小时。
也可以通过上述热处理步骤制备第六发明的铝合金材料。
在由第一发明制备的铸造铝合金中，除表面以外的任何部分基本上都不存在无定形相。
下面，将描述第五和第六发明。
第五发明的铸造铝合金和第六发明的铝合金分别包括：0.8～5质量％的作为第一组分元素的Fe，0.15～1质量％的作为第二组分元素的Ti，选自由Zr、Nb、Hf、Sc和Y组成的第三组分元素组中的一种或多种第三组分元素，每种第三组分元素的含量为0.05～2质量％，并且当第一组分元素Fe的含量为Fe(质量％)，第二组分元素Ti的含量为Ti(质量％)，第三组分元素的总含量为X(质量％)时，所述第三组分元素的量满足Fe＞X＞Ti；以及包括Al和不可避免的杂质的剩余部分。组分元素的含量的临界意义与第一发明相同。
所述铸造铝合金和所述铝合金材料各自的金属组织是由α相和层状相形成的，所述α相是由Al基体形成，所述层状相是由所述Al基体和Al-Fe化合物的共晶组织形成以包围所述α相的。
在第五发明，所述Al基体是由Al的过饱和固溶体形成的，并且所述第二组分元素和所述第三组分元素被溶解到所述过饱和固溶体中。
在第六发明，所述Al基体是由Al和/或溶解有所述第二组分元素和所述第三组分元素的Al的过饱和固溶体形成的。在第六发明，在溶解的第二组分元素和第三组分元素完全析出的情况下，所述Al基体是由Al形成的。
所述第二组分元素和所述第三组分元素未固溶于层状相的Al-Fe化合物中，而是固溶于α相和/或层状相的所述Al基体中。
在第五发明，在所述铸造铝合金的任意截面中，由Al、所述第二组分元素和所述第三组分元素的化合物形成且粒径为5μm以上的结晶物的面积比小于5％。优选粒径为2.5μm以上的结晶物的面积比小于5％，更优选α相中基本上不含所述结晶物。
当粒径为5μm以上的结晶物的面积比为5％以上时，存在当通过热轧等向铸造铝合金施加热能或应变能时不能改善强度性能和耐软化性的可能性。
在第六发明的铝合金材料中，由Al、所述第二组分元素和所述第三组分元素的化合物形成且粒径为2～500nm的析出物分散于所述Al基体中。所述析出物形成于例如α相的Al基体中。在析出物的粒径小于2nm的情况下，不能实现令人满意的强度。在粒径超过500nm的情况下，也存在不能实现令人满意的强度的可能性。
可以通过例如透射式电子显微镜观察来证实第六发明的析出物和第五发明的结晶物的存在。而且，可以通过显微镜观察来研究所述铸造铝合金的任意截面上的结晶物和析出物的尺寸(粒径)。将结晶物和析出物各自的粒径定义为估计具有与铸造铝合金任意截面上的结晶物或析出物相同的面积的圆的直径(圆当量直径)。
而且，如下测定任意截面中的结晶物的面积比例：将铸造铝合金的测定目标表面研磨成镜面；通过使用透射式电子显微镜观察测定目标表面；和通过使用图像分析处理设备测定所得图像的面积比。所述面积比是观察视野平面中的结晶物的面积对观察视野面积的比例。注意，观察视野面积为至少1mm2以上。
通过向可由第一发明的制备方法获得的铸造铝合金或第五发明的铸造铝合金施加热能或应变能，可以获得第六发明的铝合金材料。因此，可以将固溶于Al基体中的第二组分元素和第三组分元素各自析出为析出物。
在第五和第六发明，优选铸造铝合金和铝合金材料可以至少包括0.2～1.2质量％的在第三组分元素组中的Zr。
在这种情况下，可以在保持优异强度性能和成形性的同时进一步改善耐软化性。Zr的含量的临界意义与第一发明相似。
优选铸造铝合金和铝合金材料包括0.05～2质量％的作为第四组分元素的Mg。
在这种情况下，基本上可以进一步改善铸造铝合金和铝合金材料的强度，而不会损害成形性。Mg的含量的临界意义与第一发明相似。
优选作为第四组分元素的Mg至少溶解到所述Al基体中。
而且，优选作为第四组分元素的Mg在所述Al基体中形成Al-Mg化合物。
在这种情况下，可以更进一步改善铸造铝合金和铝合金材料的强度。
优选铸造铝合金和铝合金材料各自包括0.05～1质量％的选自由Cu、Cr和Co组成的第五组分元素组中的至少一种第五组分元素。在包括在第五组分元素组中的Cu的情况下，强度基本上得到了改善，而没有损害铸造铝合金和铝合金材料的加工性。而且，在包括在第五组分元素组中的Cr和/或Co的情况下，可以改善铸造铝合金和铝合金材料的拉伸性能、加工性和成形性。第五组分元素的含量的临界意义与第一发明相似。
优选作为第五组分元素的Cr和/或Co被形成层状相的Al-Fe化合物的至少一部分置换而形成Al-(Fe，Cr)化合物和/或Al-(Fe，Co)化合物。
在这种情况下，可以进一步改善铸造铝合金和铝合金材料的拉伸性能、加工性和成形性。
优选作为第五组分元素的Cu在所述Al基体中形成Al-Cu化合物。
在这种情况下，基本上可以进一步改善铸造铝合金和铝合金材料的强度，而不会损害加工性。
优选铸造铝合金和铝合金材料各自包括0.05～2质量％的作为第四组分元素的Mg和0.05～1质量％的作为第五组分元素的Cu，并且所述第四组分元素和所述第五组分元素在所述Al基体中形成Al-Cu-Mg化合物。换句话说，在包括作为第四组分元素的Mg和作为第五组分元素的Cu的情况下，优选在所述Al基体中形成Al-Cu-Mg化合物。
在这种情况下，基本上可以更进一步改善铸造铝合金和铝合金材料的强度，而不会损害加工性。
优选铸造铝合金和铝合金材料各自包括含量超过0.05质量％且低于0.5质量％的作为第六组分元素的V和/或Mo。
在这种情况下，基本上改善了铸造铝合金和铝合金材料的强度，而不会损害加工性和成形性。第六组分元素的含量的临界意义与第一发明相似。
优选作为第六组分元素的V和/或Mo在所述Al基体中与Al形成化合物(Al-V化合物和/或Al-Mo化合物)，并与Al、第二组分元素Ti和第三组分元素X形成化合物(Al-(V，X，Ti)、Al-(Mo，X，Ti))。
在这种情况下，基本上可以更进一步改善铸造铝合金和铝合金材料的强度，而不会损害加工性和成形性。
实施例
(实施方案1)
在本实施方案中，按照表1至表4所示制备由具有多种组成类型的铝合金制成的铸造铝合金(连续铸材)，并研究耐软化性等以阐明本明铸造铝合金的优越性。
本发明范围内的铸造铝合金的合金组成、比重和冷却速度(实施例1至48)示于表1和表2。
而且，为了比较，制备由在本发明限定的组分范围以外的铝合金制成的铸造铝合金(比较例1至20和比较例28至37)和在本发明限定的范围以外的冷却速度下制备的铸造铝合金(比较例21至27)。这些合金的合金组成和比重示于表3和表4。
在本实施方案中，在铸造步骤中，通过具有不同组成的各铝合金的金属熔体在冷却金属熔体的过程中经过距离固相线温度±40℃的温度范围的速度来确定冷却速度。
在本实施方案中，通过连续铸造制备每种铸造铝合金(实施例1至48、比较例1至20和比较例28至37)，并进行各种后处理以评价耐软化性，如图1所示。
更具体地，对于每种铸造铝合金的制备，如图1(a)至(c)所示，进行如下操作：用于形成金属熔体的熔融步骤S1：在比由各铝合金组成确定的液相线温度高20℃的温度下将铝合金熔融，和用于获得铸造铝合金的铸造步骤S2：在表1至表4中任一项所示的冷却速度下，将金属熔体冷却到比固相线温度低至少10℃的温度；将金属熔体冷却到室温；和将金属熔体铸造成厚度为1.2mm的板状。通过使用铜辊的单辊连续铸造方法进行铸造步骤S2。
而且，对在铸造步骤S2后获得的每种铸造铝合金(实施例1至48、比较例1至20和比较例28至37)进行后处理步骤S3。作为后处理步骤S3，进行热轧步骤S3a(实施例1至36、实施例41至48、比较例1至20和比较例28至37)、冷轧-加热步骤S3b(实施例37、实施例39和实施例40)、热处理步骤S3c(实施例38)中的任何一项。对铸造铝合金进行的后处理步骤的类型示于表1至表4。
在热轧步骤S3a中，如图1(a)所示，将铸造步骤S2后的每种铸造铝合金加热到450℃的温度，并通过热轧将其厚度减少40％以获得厚度为0.72mm的铝合金材料。然后，使铝合金材料冷却到室温。
在冷轧-加热步骤S3b中，如图1(b)所示，对铸造步骤S2后的每种铸造铝合金进行冷轧，将其厚度减少40％以获得厚度为0.72mm的铝合金材料。然后，在铝合金熔点1/2以上的温度(在本发明中为450℃)下将铝合金材料加热一小时。然后，使铝合金材料冷却到室温。
在热处理步骤S3c中，如图1(c)所示，将铸造步骤S2后的每种铸造铝合金在450℃下加热一小时。然后，使铝合金材料冷却到室温。
另外，在本实施方案中，如图1(a)至1(c)所示，进行如下加热步骤S4：将后处理步骤S3之后的每种铝合金材料在300℃保持100小时(假设长期暴露于例如相当于发动机运行环境的温度区域)并使铝合金材料冷却到室温。
如上所述，获得了进行过后处理步骤S3和加热步骤S4的铝合金材料(实施例1至48、比较例1至20和比较例28至37)。
在本实施方案中，为了显示所述冷却速度的优越性，以150℃/秒的速度铸造具有表4所示组成的每种铝合金来获得用于对比的锭料，并通过轧制所述锭料获得铝合金材料(比较例21至27)。
换句话说，如图2(a)所示，为了制备锭料，进行如下步骤：通过在比由各合金组成确定的液相线温度高200℃的温度(熔融温度)下熔融合金来制备各合金的金属熔体的熔融步骤S5，和通过以100℃/秒的冷却速度冷却金属熔体而固化以获得铝合金锭料的固化步骤S6。通过这些步骤，获得了厚度为1.2mm的各为板状的铝合金锭料。
在制备锭料后，进行热轧步骤S7a或冷轧-加热步骤S7b作为后处理步骤S7。更具体地，对比较例21至23和比较例25至27进行热轧步骤S7a，并对比较例24进行冷轧-加热步骤S7b。
在热轧步骤S7a中，如图2(a)所示，将固化步骤S6之后的每种铝合金锭料加热到450℃的温度，并通过热轧将其厚度减少40％以获得厚度为0.72mm的铝合金材料。然后，使铝合金材料冷却到室温。
在冷轧-加热步骤S7b中，如图2(b)所示，对固化步骤S6后的每种铝合金锭料进行冷轧，将其厚度减少40％以获得厚度为0.72mm的铝合金材料。然后，将铝合金材料在超过铝合金熔点1/2的温度(在本发明中为450℃)下加热一小时并使其冷却到室温。
如图2(a)和2(b)所示，在后处理步骤S7后，进行如下加热步骤S8：将每种铝合金材料在300℃保持100小时(假设长期暴露于例如相当于发动机运行环境的温度区域)并使铝合金材料冷却到室温。
如上所述，获得了进行过熔融步骤S5、固化步骤S6、后处理步骤S7和加热步骤S8的铝合金材料(比较例21至27)。
在实施例1至40和比较例1至27中，分别测定铸造铝合金在后处理步骤S3(S7)之前的硬度HVR1、铝合金材料在后处理步骤S3(S7)之后的硬度HVR2以及铝合金材料经过后处理步骤S3(S7)和在后处理步骤之后进行的加热步骤S4(S8)的硬度HVR3，并通过硬度变化来评价耐软化性。将HVRn(n：序号)称为残留硬度，残留硬度通常在暴露于超过材料熔点1/2的高温区域时明显下降。考虑到这样的观点，研究了硬度下降在暴露于高温区域之后减少的铸造铝合金。
如下确定耐软化性：HVR1＜HVR2＜HVR3的图样(图样1)为优异(◎)，如图3(a)所示；HVR1＜HVR2、HVR1＜HVR3和HVR2＞HVR3的图样(图样2)为良好(○)，如图3(b)所示；其它图样如HVR1＞HVR2＞HVR3的图样(图样3)为不好(×)，如图3(c)所示。实施例1至48和比较例1至37的耐软化性评价结果示于表5至表8。
在图3(a)至(c)中，横轴为HVR1、HVR2和HVR3之间的区别，纵轴为维克斯硬度HV。
由表5和表6理解，实施例1至48的每种铸造铝合金显示图样1或图样2的耐软化性性能，由此揭示了优异的耐软化性。
相反，由表7和表8的结果理解，将Al-过渡元素合金归类为显示图3(a)和(b)的图样1和2的“上升型(◎或○)”以及显示图3(c)的图样3的“下降型(×)”。如表7所示，下降型是在通用Al合金中观察到的现象。
为了调查实施例1至48的铸造铝合金的上述优异耐软化性的原因，通过使用扫描电子显微镜观察上述实施例中的一种铸造铝合金(实施例1)在热轧步骤之前和之后的合金组织变化。合金组织在热轧之前的显微镜照片示于图4，合金组织在热轧之后的显微镜照片示于图5。
由图4和图5理解，在由Al基体形成的α相以及由Al-Fe化合物和Al基体的共晶组织形成的层状相的金属组织中，在Al基体内析出了由Al、Ti和第三组分元素形成的稳定化合物相(析出物)。耐软化性由所述稳定化合物相(析出物)改善，并且认为强度在上述加工和加热等之后也得到了改善。通过扫描电子显微镜以不同于图5的放大倍数观察到的铝合金材料在轧制后的合金组织的结果(照片)示于图7。由图7理解，实施例11的铝合金材料1具有由Al基体形成的α相2和形成为包围所述α相的层状相4。在热轧后的铝合金材料1(实施例11)的合金组织中，在Al基体内产生了粒径为约15nm以下的析出物3。
实施例11的铸造铝合金在热轧前的合金组织的其它扫描电子显微镜照片(SEM)示于图8和图9。图8显示了以×1000放大倍数观察到的铸造铝合金(实施例11)的合金组织的SEM照片，图9显示了以×5000放大倍数观察到的铸造铝合金(实施例11)的合金组织的SEM照片。图9是产生结晶物的图8部分的放大图。
而且，为了与实施例11对比，比较例22的铸造铝合金在热轧之前的合金组织的扫描电子显微镜照片示于图10和图11。图10显示了以×1000放大倍数观察到的铸造铝合金(比较例22)的合金组织的SEM照片，图11显示了以×5000放大倍数观察到的铸造铝合金(比较例22)的合金组织的SEM照片。图10是产生结晶物的图10部分的放大图。
所述扫描电子显微镜为由日立株式会社制造的S-3600N，并且所述观察在15kV加速电压的条件下进行。
如图8和9所示，在实施例11的铸造铝合金的合金组织的α相中，存在少量粒径为5μm以上的结晶物(Al、第二组分元素和第三组分元素X的化合物(Alx(Ti，X)))，并且所述结晶物的面积比小于5％。
相反，由图10和图11理解，在比较例22的铸造铝合金9的合金组织中，在α相92的Al基体内分散着相对大量粒径为5μm以上的粗大结晶物93(Al、第二组分元素和第三组分元素X的化合物(Alx(Ti，X)))。而且，由图9与图11之间的比较理解，在比较例22中产生的结晶物相对大于在实施例11中产生的结晶物。
显示了观察到结晶物的铸造铝合金(比较例22)的区域的组分分析结果(参见图12)。在所述图形中，将在铸造铝合金(比较例22)的扫描电子显微镜照片中用直线A-A指示的区域内每种组分(Al、Zr、Ti、Fe)的相对量示为峰的尺寸。在图12中，用Kα线得到的曲线分别显示了Al、Ti和Fe，并且用Lα线得到的曲线显示了Zr。由图12理解，在所述结晶物中，存在大量的第二组分元素Ti和第三组分元素Zr，并且形成了Al、Ti和Zr的化合物。为了分析组分量，使用由伊达克斯日本株式会社制造的能量分散X射线分析设备。
通过透射式电子显微镜(TEM)在热轧前观察到的铸造铝合金(实施例11)的结果(照片)示于图13。使用日立株式会社的HF-2000作为透射式电子显微镜，并且在200kV的加速电压和Φ1nm的光束直径的条件下进行观察。如图13所示，实施例11的铸造铝合金1的金属组织具有由Al基体形成的α相2和形成为包围所述α相2的层状相4。随后，在层状相4的任意位置(图13中的点*1至*4)，通过进行能量分散X射线分析(EDX)研究层状相4中存在的组分元素。在EDX分析中，使用NORAN VOYAGER III M3100作为能量分散X射线分析设备，并且使用Si/Li半导体检测器作为检测器。在137eV的能量分辨率和30秒的加载时间条件下进行测定。结果示于图14至17。
图14至17显示了图13中点*1至*4的EDX分析结果。
按照相同的方式，通过使用透射式电子显微镜(TEM)在热轧后观察所述铝合金材料(实施例11)，并在*1至*4的任意四点进行EDX分析。TEM照片示于图18，点*1至*4的EDX分析结果示于图19至图22。
由图13至图17和图18至图22理解，无论是在热轧之前还是热轧之后，在层状相4中都只检测到了Al和Fe，而且不存在第二组分元素Ti和第三组分元素Zr(参见图13和图18)。因此，应当理解第二组分元素Ti和第三组分元素Zr存在于α相2的Al基体中。
随后，在本实施方案中，评价实施例1至48和比较例1至37的强度、加工性、成形性和耐腐蚀性。评价方法如下。
<强度>
从各铝合金材料上切出拉伸试验片，并进行JIS Z2241定义的拉伸试验以获得拉伸强度。结果示于表5至表8。
而且，通过拉伸试验测定的拉伸强度与冷却速度之间的关系示于图6。图6显示了半对数图，其中横轴是冷却速度(℃/秒)，纵轴为拉伸强度(MPa)。在图6中，显示了冷却速度与三类铝合金组成，即Al-2Fe-1Zr-0.8Ti(比较例21、实施例48、实施例9、实施例47、实施例46)、Al-4Fe-1Zr-0.8Ti(比较例22、实施例43、实施例11、实施例42、实施例41)和Al-4Fe-1Zr-0.8Ti-0.5Mg(实施例45、实施例44)的铝合金材料各自的拉伸强度之间的关系。
<加工性>
通过在轧制(热轧或冷轧)之后观察存在/不存在轧制裂纹的产生来进行加工性的测定。
换句话说，观察了各铝合金材料在轧制后的表面，并且将在表面上观察到轧制裂纹的情况评价为不好(×)，而将没有观察到任何轧制裂纹的情况评价为良好(○)。将只产生了有裂纹的边缘(在连续铸造材料的两端产生裂纹)的连续铸造材料评价为良好(○)，因为在实际过程中可以通过纵断器消除所述有裂纹的边缘。没有评价未进行轧制的铝合金材料(实施例38)的加工性。
<成形性>
通过进行JIS H7701定义的用于汽车铝合金板的卷边加工限度评价试验观察成形性，并通过立体显微镜观察弯曲部分表面上的裂纹生成。将在表面上观察到裂纹的情况评价为不好(×)，并将没有观察到任何裂纹的情况评价为良好(○)。结果示于表5至表8。
<腐蚀性>
通过对6061合金进行腐蚀试验并与所述结果相比来评价腐蚀性。
换句话说，从市售6061合金(Al-1.1Mg-0.8Si-0.1Cu-0.1Cr-0.03Ti)上切出具有一定维度的试验片并测定试验片的重量W1。随后，通过使用5重量％浓度的NaCl水溶液，对试验片进行盐水喷雾试验(JISZ2371)。随后，在除去试验片表面上产生的腐蚀产物后，测定试验片的重量(W2)。基于式ΔWa＝|W2-W1|×100/W1，计算6061合金试验片的重量变化率ΔWa(％)。
由实施例1至48和比较例1至37的各铸造铝合金制备具有一定维度的试验片，并按照与6061合金相同的方式进行盐水喷雾试验。测定试验前的重量W3和试验后的重量W4，并基于式ΔWb＝|W4-W3|×100/W3，计算各试验片的重量变化率ΔWb(％)。
在判断腐蚀性时，将ΔWb＜0.8ΔWa的情况评价为优异(◎)，将0.8Wa≤ΔWb≤1.2Wa的情况评价为良好(○)，并将ΔWb＞1.2ΔWa的情况评价为不好(×)。结果示于表5至表8。
由表5、表6和图6理解，实施例1至48表现出拉伸强度为230MPa以上的令人满意的强度并且是耐软化性、成形性和耐腐蚀性优异的铸造铝合金。
由实施例1至实施例48的结果(表5和表6)明显看出，通过向作为基底的Al-Fe合金中添加第二组分元素Ti和第三组分元素(Zr、Nb、Hf、Sc、Y)，获得了具有高强度的Al合金，而没有损害成形性和耐腐蚀性。而且，当需要时，可以通过添加第四组分元素Mg、第五组分元素(Cu、Cr、Co)和第六组分元素(V、Mo)进一步改善所述性能。
而且，发现实施例1至实施例48具有优异的耐软化性，并且通过在后续步骤中向其施加热能或应变能而实现了其更高的强度。而且，取决于使用条件(例如长期暴露于300℃)的性能下降相当小。因此，本发明的合金适合用于例如汽车部件。
相反，由表7和表8理解，在使用处于本发明限定的合金组成范围以外的铝合金的情况下(比较例1至比较例20和比较例28至比较例37)和在冷却速度不足的情况下(比较例21至27)，合金铸材的性能退化了。
Figure G2008800028086D00351
Figure G2008800028086D00361
Figure G2008800028086D00371
(表5)
  编号   耐软化性  拉伸强度(Mpa)   加工性   成形性   耐腐蚀性
  实施例1   ○   260   ○   ○   ◎
  实施例2   ○   265   ○   ○   ◎
  实施例3   ○   260   ○   ○   ◎
  实施例4   ○   255   ○   ○   ◎
  实施例5   ○   258   ○   ○   ◎
  实施例6   ◎   320   ○   ○   ◎
  实施例7   ◎   315   ○   ○   ◎
  实施例8   ◎   320   ○   ○   ◎
  实施例9   ◎   325   ○   ○   ◎
  实施例10   ◎   385   ○   ○   ◎
  实施例11   ◎   420   ○   ○   ◎
  实施例12   ◎   450   ○   ○   ◎
  实施例13   ◎   455   ○   ○   ◎
  实施例14   ◎   340   ○   ○   ◎
  实施例15   ◎   410   ○   ○   ◎
  实施例16   ◎   460   ○   ○   ◎
  实施例17   ○   345   ○   ○   ○
  实施例18   ◎   460   ○   ○   ◎
  实施例19   ○   360   ○   ○   ◎
  实施例20   ○   410   ○   ○   ○
  实施例21   ○   440   ○   ○   ○
  实施例22   ◎   385   ○   ○   ◎
  实施例23   ◎   380   ○   ○   ◎
(表6)
  编号   耐软化性  拉伸强度(Mpa)   加工性   成形性   耐腐蚀性
  实施例24   ○   260   ○   ○   ◎
  实施例25   ◎   320   ○   ○   ◎
  实施例26   ◎   320   ○   ○   ◎
  实施例27   ◎   320   ○   ○   ◎
  实施例28   ○   285   ○   ○   ◎
  实施例29   ◎   390   ○   ○   ◎
  实施例30   ◎   415   ○   ○   ◎
  实施例31   ◎   410   ○   ○   ◎
  实施例32   ◎   405   ○   ○   ◎
  实施例33   ◎   385   ○   ○   ◎
  实施例34   ◎   470   ○   ○   ◎
  实施例35   ◎   385   ○   ○   ◎
  实施例36   ○   410   ○   ○   ○
  实施例37   ◎   285   ○   ○   ◎
  实施例38   ◎   305   ○   ◎
  实施例39   ◎   385   ○   ○   ◎
  实施例40   ○   355   ○   ○   ○
  实施例41   ◎   495   ○   ○   ◎
  实施例42   ◎   460   ○   ○   ◎
  实施例43   ◎   360   ○   ○   ◎
  实施例44   ◎   495   ○   ○   ◎
  实施例45   ◎   398   ○   ○   ◎
  实施例46   ◎   380   ○   ○   ◎
  实施例47   ◎   365   ○   ○   ◎
  实施例48   ◎   230   ○   ○   ◎
(表7)
  编号   耐软化性  拉伸强度(Mpa)   加工性   成形性   耐腐蚀性
  比较例1   ×   220   ○   ○   ◎
  比较例2   ×   260   ○   ○   ◎
  比较例3   ×   270   ○   ○   ◎
  比较例4   ×   320   ○   ○   ◎
  比较例5   ×   295   ○   ○   ◎
  比较例6   ◎   445   ×   ×   ◎
  比较例7   ×   205   ○   ○   ◎
  比较例8   ×   255   ○   ○   ◎
  比较例9   ×   235   ○   ○   ◎
  比较例10   ×   235   ○   ○   ◎
  比较例11   ×   230   ○   ○   ◎
  比较例12   ×   210   ○   ○   ◎
  比较例13   ×   230   ○   ○   ◎
  比较例14   ◎   325   ○   ○   ○
  比较例15   ◎   415   ○   ×   ○
  比较例16   ○   430   ○   ×   ×
  比较例17   ◎   385   ○   ×   ○
  比较例18   ○   385   ○   ×   ○
  比较例19   ◎   365   ○   ×   ◎
  比较例20   ◎   345   ○   ×   ○
(表8)
  编号   耐软化性  拉伸强度(Mpa)   加工性   成形性   耐腐蚀性
  比较例21   ×   235   ○   ○   ◎
  比较例22   ×   275   ○   ×   ◎
  比较例23   ×   250   ○   ○   ◎
  比较例24   ×   245   ○   ×   ○
  比较例25   ×   250   ○   ○   ◎
  比较例26   ×   250   ○   ○   ◎
  比较例27   ×   250   ○   ○   ◎
  比较例28   ×   225   ○   ○   ◎
  比较例29   ×   305   ○   ○   ◎
  比较例30   ×   300   ○   ○   ◎
  比较例31   ×   295   ×   ×   ◎
  比较例32   ○   450   ×   ×   ◎
  比较例33   ×   375   ×   ×   ×
  比较例34   ×   350   ○   ○   ○
  比较例35   ○   475   ×   ×   ◎
  比较例36   ×   410   ○   ○   ◎
  比较例37   ◎   480   ×   ×   ◎
而且，在本实施方案中，研究了在铸造步骤后进行过冷轧的铝合金材料和未进行过轧制的铸造铝合金的退火(加热)温度与残留硬度之间的关系。
更具体地，使用与实施例11相似的组成和在与实施例11相似的条件下(参见表1)制备铸造铝合金。在室温条件下对所述铸造铝合金进行冷轧以将铸造铝合金的厚度减少50％。在预定温度下将加热(退火)进行一小时，并研究铝合金材料在加热后的残留硬度。将加热(退火)温度与残留硬度之间的关系画图。结果示于图23。通过在100gf负荷和20秒保持时间的条件下使用维克斯硬度试验机来测定残留硬度。
而且，对于在各指定温度下对使用与实施例11相似的组成和在与实施例11相似的条件下(参见表1)制备的铸造铝合金只进行退火的情况，将加热(退火)温度与残留硬度之间的关系画图。结果示于图23。
由图23理解，在于轧制后进行加热的情况下和在没有轧制而进行加热的情况下两者，残留硬度均因加热而得到了改善。特别地，在于400℃至500℃下加热的情况下，可以更令人满意地改善残留强度，并且在于400℃至450℃下加热的情况下，可以更进一步地改善残留强度。
(实施方案2)
本实施方案是通过模铸制备铸造铝合金的一个实例。
如图24(a)和(b)所示，本实施方案的铸造铝合金具有圆柱状的基底部分11以及在基底部分11上整体形成并且长度L为90mm和宽度W为50mm的板状部分15。所述板状部分15是由厚度相互不同的大厚度板部分12(厚度t1：4mm)、中等厚度板部分13(厚度t2：3mm)和薄板部分14(厚度t3：2mm)形成的。大厚度板部分12、中等厚度板部分13和薄板部分14被形成为除厚度以外的尺寸相同并且长度L1为30mm和宽度W为50mm。
在本实施方案中，通过在比具有特定组成的铝合金的液相线温度高20℃以上的温度下将所述铝合金熔融来制备金属熔体，并通过模铸对所述金属熔体进行铸造，以制备具有图24(a)和(b)所示形状的铸造铝合金1。
更具体地，准备包括4质量％的Fe、0.85质量％的Ti和1质量％的Zr的铝合金，并通过在比所述合金的液相线温度高20℃以上的温度(熔融温度)下熔融所述合金来制备金属熔体。
随后，将所述金属熔体注射并浇注到具有所需形状的模具内。如图24(a)和(b)所示，由于大厚度板部分12、中等厚度板部分13和薄板部分14的厚度互不相同，因此这些部分在铸造时以不同的冷却速度冷却。在本实施方案中，进行冷却以使大厚度板部分12、中等厚度板部分13和薄板部分14以80℃/秒、100℃/秒和400℃/秒的冷却速度冷却。由此，制备了如图24(a)和(b)所示的铸造铝合金1。
随后，通过金相显微镜观察在本实施方案中制备的铸造铝合金的合金组织。观察结果示于图25(a)至(c)。图25(a)显示了薄板部分的合金组织，图25(b)显示了中等厚度板部分的合金组织，图25(c)显示了大厚度板部分的合金组织。
如图25(a)所示，在以400℃/秒的冷却速度冷却的薄板部分14中，合金组织内几乎没有形成粗大的结晶物。相反，在以100℃/秒的冷却速度冷却的中等厚度板部分13和以80℃/秒的冷却速度冷却的大厚度板部分12中，合金组织内生成了大量的结晶物19。
在薄板部分、中等厚度板部分和大厚度板部分的每种中，测定粒径为5μm以上的结晶物的面积比。更具体地，使用图像分析处理设备如下测定观察视野面积(1mm2)中的结晶物的面积比：将薄板部分、中等厚度板部分和大厚度板部分各自研磨成镜面，并在用放大倍数为×1000的金相显微镜观察所述镜面的同时，通过使用图像分析处理设备测定所得图像的面积比。测定结果示于后述表9。
在退火之前和之后，测定薄板部分、中等厚度板部分和大厚度板部分各自的残留硬度。结果示于表9。在450℃的条件下将退火进行一小时，并在100gf负荷和20秒保持时间的条件下使用维克斯硬度试验机测定残留硬度。
(表9)
  部分   板厚度(mm)   冷却速度(℃/秒)   结晶物的面积比(％)   退火前的残留硬度HVR   退火后的残留硬度HVR
  薄板部分   2   400   2.0   85   130
  中等厚度板部分   3   100   5.2   68   74
  大厚度板部分   4   80   8.5   65   65
由表9理解，薄板部分的残留硬度在退火之后大大增加。相反，中等厚度板部分和大厚度板部分各自的残留硬度在退火之后没有明显上升并且几乎没有变化。因此，应当理解，所述铸造铝合金在薄板部分表现出特别优异的耐软化性。
在本实施方案的铸造铝合金中，薄板部分是以150℃/秒以上且低于10000℃/秒的冷却速度冷却的部分。因此，认为在通过模铸法进行铸造的情况下，通过将冷却速度调整到150℃/秒以上且低于10000℃/秒的范围内，也可以实现本发明的效果。

Claims (35)

1.通过对铝合金的金属熔体进行铸造而获得的铸造铝合金的制备方法，其特征在于包括：
熔融步骤：准备铝合金，其包括：0.8～5质量％的作为第一组分元素的Fe，0.15～1质量％的作为第二组分元素的Ti，选自由Zr、Nb、Hf、Sc和Y组成的第三组分元素组中的一种或多种第三组分元素，每种第三组分元素的含量为0.05～2质量％，并且当第一组分元素Fe的含量为Fe(质量％)，第二组分元素Ti的含量为Ti(质量％)，第三组分元素的总含量为X(质量％)时，所述第三组分元素的量满足Fe＞X＞Ti；以及剩余部分，所述剩余部分包括Al和不可避免的杂质；以及在比由所述铝合金的组成确定的液相线温度高20℃以上的温度下，将所述铝合金熔融以获得金属熔体；和
铸造步骤：将所述金属熔体浇注到铸模中，然后以150℃/秒以上且低于10000℃/秒的冷却速度，将所述金属熔体冷却到比由所述铝合金的组成确定的固相线温度低至少10℃的温度，其中通过使用单辊式、双辊式、块式、带式或轮式铸造工艺来铸造所述金属熔体，以及将所述金属熔体铸造成厚度为0.3～10mm的板状。
2.权利要求1的铸造铝合金的制备方法，其特征在于所述铸造步骤是通过连续铸造进行的。
3.权利要求1或2的铸造铝合金的制备方法，其特征在于在所述熔融步骤中，使用至少包括0.2～1.2质量％的在第三组分元素组中的Zr的铝合金。
4.权利要求1或2的铸造铝合金的制备方法，其特征在于在所述熔融步骤中，使用还包括0.05～2质量％的作为第四组分元素的Mg的铝合金。
5.权利要求1或2的铸造铝合金的制备方法，其特征在于在所述熔融步骤中，使用还包括0.05～1质量％的选自由Cu、Cr和Co组成的第五组分元素组中的至少一种第五组分元素的铝合金。
6.权利要求1或2的铸造铝合金的制备方法，其特征在于在所述熔融步骤中，使用还包括含量超过0.05质量％且低于0.5质量％的作为第六组分元素的V和/或Mo的铝合金。
7.权利要求1或2的铸造铝合金的制备方法，其特征在于，在所述熔融步骤中，所述铝合金还包括0.05～2质量％的作为第四组分元素的Mg、0.05～1质量％的选自由Cu、Cr和Co组成的第五组分元素组中的至少一种第五组分元素以及含量超过0.05质量％且低于0.5质量％的作为第六组分元素的V和/或Mo，其中，所述第四组分元素、所述第五组分元素和所述第六组分元素的总含量保持在3质量％以下。
8.权利要求1或2的铸造铝合金的制备方法，其特征在于使用铜铸模作为所述铸模。
9.权利要求1或2的铸造铝合金的制备方法，其特征在于在所述铸造步骤中，将所述金属熔体铸造成板状，并将所述金属熔体的至少表层在所述铸模中冷却并固化，然后通过水冷冷却。
10.一种制备铝合金材料的方法，其特征在于包括如下热轧步骤：通过在200℃以上的温度下对由权利要求1至9中任一项的制备方法获得的铸造铝合金进行热轧，将所述铸造铝合金的厚度减少30％以上。
11.权利要求10的制备铝合金材料的方法，其特征在于在所述铸造步骤中，在将所述金属熔体冷却到200℃至500℃的温度的同时将所述金属熔体在所述铸模中铸造成板状并从所述铸模中释放出来，然后进行所述热轧步骤。
12.一种制备铝合金材料的方法，其特征在于包括如下冷轧-加热步骤：对由权利要求1至9中任一项的制备方法获得的铸造铝合金进行冷轧以将所述铸造铝合金的厚度减少30％以上，随后在所述铝合金熔点的1/2以上且550℃以下的温度下加热。
13.一种制备铝合金材料的方法，其特征在于包括如下热处理步骤：在400℃以上的温度下，将通过权利要求1至9中任一项的制备方法获得的铸造铝合金加热0.5～3小时。
14.一种铸造铝合金，其特征在于包括：
0.8～5质量％的作为第一组分元素的Fe，
0.15～1质量％的作为第二组分元素的Ti，
选自由Zr、Nb、Hf、Sc和Y组成的第三组分元素组中的一种或多种第三组分元素，每种第三组分元素的含量为0.05～2质量％，并且当第一组分元素Fe的含量为Fe(质量％)，第二组分元素Ti的含量为Ti(质量％)，第三组分元素的总含量为X(质量％)时，所述第三组分元素的量满足Fe＞X＞Ti；和
剩余部分，所述剩余部分包括Al和不可避免的杂质，
其中所述铸造铝合金具有金属组织，所述金属组织包括由Al基体形成的α相以及由所述Al基体和Al-Fe化合物的共晶组织形成的包围所述α相的层状相；
所述Al基体是由溶解有所述第二组分元素和所述第三组分元素的Al的过饱和固溶体形成的；以及
在所述铸造铝合金的任意截面中，由Al、所述第二组分元素和所述第三组分元素的金属间化合物形成且粒径为5μm以上的结晶物的面积比小于5％，所述结晶物的粒径是指估计具有与所述铸造铝合金任意截面上的所述结晶物相同的面积的圆的直径，即圆当量直径。
15.权利要求14的铸造铝合金，其特征在于至少包括0.2～1.2质量％的在第三组分元素组中的Zr。
16.权利要求14或15的铸造铝合金，其特征在于包括0.05～2质量％的作为第四组分元素的Mg。
17.权利要求16的铸造铝合金，其特征在于作为第四组分元素的Mg至少溶解到所述Al基体中。
18.权利要求16的铸造铝合金，其特征在于作为第四组分元素的Mg在所述Al基体中形成Al-Mg化合物。
19.权利要求14或15的铸造铝合金，其特征在于包括0.05～1质量％的选自由Cu、Cr和Co组成的第五组分元素组中的至少一种第五组分元素。
20.权利要求19的铸造铝合金，其特征在于作为第五组分元素的Cr和/或Co被形成层状相的Al-Fe化合物的至少一部分置换而形成Al-(Fe，Cr)化合物和/或Al-(Fe，Co)化合物。
21.权利要求19的铸造铝合金，其特征在于作为第五组分元素的Cu在所述Al基体中形成Al-Cu化合物。
22.权利要求14或15的铸造铝合金，其特征在于所述铸造铝合金包括0.05～2质量％的作为第四组分元素的Mg和0.05～1质量％的作为第五组分元素的Cu，并且所述第四组分元素和所述第五组分元素在所述Al基体中形成Al-Cu-Mg化合物。
23.权利要求14或15的铸造铝合金，其特征在于包括含量超过0.05质量％且低于0.5质量％的作为第六组分元素的V和/或Mo。
24.权利要求23的铸造铝合金，其特征在于作为第六组分元素的V和/或Mo在所述Al基体中与Al形成化合物，并与Al、所述第二组分元素和所述第三组分元素形成化合物。
25.一种铝合金材料，其特征在于包括：
0.8～5质量％的作为第一组分元素的Fe，
0.15～1质量％的作为第二组分元素的Ti，
选自由Zr、Nb、Hf、Sc和Y组成的第三组分元素组中的一种或多种第三组分元素，每种第三组分元素的含量为0.05～2质量％，并且当第一组分元素Fe的含量为Fe(质量％)，第二组分元素Ti的含量为Ti(质量％)，第三组分元素的总含量为X(质量％)时，所述第三组分元素的量满足Fe＞X＞Ti；和
剩余部分，所述剩余部分包括Al和不可避免的杂质，
其中所述铝合金材料具有金属组织，所述金属组织包括由Al基体形成的α相以及由所述Al基体和Al-Fe化合物的共晶组织形成的包围所述α相的层状相；
所述Al基体是由Al和/或溶解有所述第二组分元素和所述第三组分元素的Al的过饱和固溶体形成的；以及
由Al、所述第二组分元素和所述第三组分元素的金属间化合物形成且粒径为2～500nm的析出物分散于所述Al基体中，所述析出物的粒径是指估计具有与所述析出物相同的面积的圆的直径，即圆当量直径。
26.权利要求25的铝合金材料，其特征在于至少包括0.2～1.2质量％的在第三组分元素组中的Zr。
27.权利要求25或26的铝合金材料，其特征在于包括0.05～2质量％的作为第四组分元素的Mg。
28.权利要求27的铝合金材料，其特征在于作为第四组分元素的Mg至少溶解到所述Al基体中。
29.权利要求27的铝合金材料，其特征在于作为第四组分元素的Mg在所述Al基体中形成Al-Mg化合物。
30.权利要求25或26的铝合金材料，其特征在于包括0.05～1质量％的选自由Cu、Cr和Co组成的第五组分元素组中的至少一种第五组分元素。
31.权利要求30的铝合金材料，其特征在于作为第五组分元素的Cr和/或Co被形成层状相的Al-Fe化合物的至少一部分置换而形成Al-(Fe，Cr)化合物和/或Al-(Fe，Co)化合物。
32.权利要求30的铝合金材料，其特征在于作为第五组分元素的Cu在所述Al基体中形成Al-Cu化合物。
33.权利要求25或26的铝合金材料，其特征在于所述铝合金材料包括0.05～2质量％的作为第四组分元素的Mg和0.05～1质量％的作为第五组分元素的Cu，并且所述第四组分元素和所述第五组分元素在所述Al基体中形成Al-Cu-Mg化合物。
34.权利要求25或26的铝合金材料，其特征在于包括含量超过0.05质量％且低于0.5质量％的作为第六组分元素的V和/或Mo。
35.权利要求34的铝合金材料，其特征在于作为第六组分元素的V和/或Mo在所述Al基体中与Al形成化合物，并与Al、所述第二组分元素和所述第三组分元素形成化合物。
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