JP2008200752A - アルミニウム合金鋳造材及びその製造方法、アルミニウム合金材及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】低コストで製造できると共に、強度、成形性、及び耐食性に優れ、かつ耐軟化性に優れたアルミニウム合金鋳造材、アルミニウム合金材、及びそれらの製造方法を提供すること。
【解決手段】アルミニウム合金の溶湯を鋳造してなるアルミニウム合金鋳造材、これを少なくとも加熱して得られるアルミニウム合金材、及びそれらの製造方法である。アルミニウム合金鋳造材の作製にあたっては、まず、Ｆｅ：０．８〜５ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．１５〜１ｍａｓｓ％を含有すると共に、Ｚｒ等の第３成分元素を特定量で含有し、残部がＡｌと不可避的不純物とからなるアルミニウム合金を、一定の温度で溶解させて溶湯を得る（溶解工程）。次いで、アルミニウム合金の固相線温度より少なくとも１０℃低い温度まで溶湯を冷却速度１５０℃／ｓｅｃ以上かつ１００００℃／ｓｅｃ未満で冷却しつつ鋳型によって板状に鋳造する（鋳造工程）。
【選択図】図１

Description

本発明は、アルミニウム合金の溶湯を板状に鋳造してなるアルミニウム合金鋳造材及びその製造方法、並びに該アルミニウム合金鋳造材を加工及び／又は加熱してなるアルミニウム合金材及びその製造方法に関する。

アルミニウム合金板材は、所定組成に調整した合金溶湯を圧延用インゴットに半連続鋳造し、スラブ切断後、均質化処理工程、面削工程を経て、加熱し、熱間圧延して作製されていた。また、必要に応じて熱間圧延後には冷間圧延が行われる。このようなアルミニウム合金板材の製造過程においては、凝固組織を消失させながら所定形状に仕上げるとともに、均質・微細な金属組織に調整される。また、圧延工程では合金種に応じた調質（例えば、熱処理）が行われていた。このように、アルミニウム合金板材の製造工程は多岐にわたるため、エネルギー消費量の低減や低コスト化には限界があった。

一方、近年、アルミニウム合金に対する連続鋳造法が検討されている。これは、アルミニウム合金の溶湯から所定厚さの板材を連続的に直接鋳造する方法である。連続鋳造法においては、スラブよりも薄い例えば厚さ１０ｍｍ以下の板材を連続鋳造することができる。そのため、従来のインゴット連続鋳造よりも冷却速度が速く、微細な鋳造組織が得られる。また、冷却速度が速いため、通常不純物元素として扱われてきたＦｅの許容量が拡大し、アルミニウム合金のリサイクル性を向上させることができる。さらに、工程数を大幅に削減できるため、低コスト化を図ることができる。

ところで、例えば自動車外板用のアルミニウム合金板材には、主として５０００系（Ａｌ−Ｍｇ系）のアルミニウム合金が用いられていた。その他にも、最近では、ベークハード性を有する過剰Ｓｉ型の６０１６合金又は６０２２合金（Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金）の適用が検討されている。なお、ベークハードとは自動車の塗装の焼付け工程での熱を利用した時効硬化現象のことである。
例えば、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金においては、溶体化処理のみを実施した材料（調質：Ｔ４）を所定形状にプレス成形し、その後の塗装・焼付け工程で硬化させ、外板用のアルミニウム合金板材に仕上げられている。Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金等の６０００系合金は、アルミニウム合金の中では中強度で良好な耐食性を有し、例えば自動車の足廻り用材料等として使用されてきた。６０００系合金においては、このような優れた特性と、先述したベークハード性及び連続鋳造圧延とを融合し、製造時のエネルギー消費量をより低減して高機能化で低コストな材料に仕上げられてきた（特許文献１〜３参照）。

アルミニウム合金の強度レベルは、合金組成に大きく依存する。特に、高い強度を発現するアルミニウム合金としては、時効硬化処理により析出強化される熱処理型合金があり、その代表例が７０００系合金（Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金）、及び２０００系合金（Ａｌ−Ｃｕ系合金）である。先述の６０００系合金もこれに属するが、他の熱処理合金に比べ、強度特性において劣っていた。一方、Ｃｕが添加された高強度な６０００系合金の開発も行われている。

しかしながら、Ｃｕが添加された６０００系合金では、２０００系合金及び７０００系合金と同様に、強度が向上する反面、加工性及び耐食性が低下するという問題があった。そのため、かかるアルミニウム合金からなるアルミニウム合金板材は、自動車の外板又は足廻り等の耐食性が要求される部位等に適用することは実用上困難であった。
また、上述のごとく、アルミニウム合金板材においては添加元素を加えることによって強度を向上させることが可能であるが、例えばＡｌ−Ｆｅ−Ｎｉ合金等においては、耐熱性、即ち高温での強度には優れる反面、耐軟化性が不十分であり、鋳造後焼鈍し、さらに長時間加熱した後における硬さ（残留硬さ）が鋳造後の硬さに比べて大きく低下し易い。そのため、かかるアルミニウム合金は、高温で時効硬化させることができず、また、高温環境下における強度は優れていても高温加熱後の室温での強度が低下するため、結局は高温環境下で用いられる部材に適用することは困難であった。

このように、自動車構造部材等を構成するアルミニウム合金板材には、複雑多岐にわたる所望の形状に成形が可能であると共に、強度、耐食性等だけでなく、耐軟化性等の特性にも優れたものが要求されている。
これまでに利用されているアルミニウム合金ではこれら要求特性を満足するアルミニウム合金板材を工業的に製造することは極めて困難であった。

特開平８−１６５５３８号公報 特開２００４−１５６１１７号公報 特開２００６−２４９５５０号公報

本発明は、かかる従来の問題点に鑑みてなされたものであって、低コストで製造できると共に、強度、成形性、及び耐食性に優れ、かつ耐軟化性に優れたアルミニウム合金鋳造材、アルミニウム合金材、及びそれらの製造方法を提供しようとするものである。

第１の発明は、アルミニウム合金の溶湯を鋳造してなるアルミニウム合金鋳造材の製造方法であって、
第１成分元素として０．８〜５ｍａｓｓ％のＦｅと、第２成分元素として０．１５〜１ｍａｓｓ％のＴｉとを含有すると共に、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｈｆ、Ｓｃ、及びＹからなる第３成分元素群から選ばれる１種以上の第３成分元素を、個々の含有量が０．０５〜２ｍａｓｓ％、かつ上記第１成分元素Ｆｅの含有量をＦｅ（ｍａｓｓ％）、第２成分元素Ｔｉの含有量をＴｉ（ｍａｓｓ％）、及び上記第３成分元素の合計含有量をＸ（ｍａｓｓ％）としたとき、Ｆｅ＞Ｘ＞Ｔｉを満足する量で含有し、残部がＡｌと不可避的不純物とからなるアルミニウム合金を準備し、該アルミニウム合金を、その組成から決定される液相線温度よりも２０℃以上高い温度で溶解させて溶湯を得る溶解工程と、
上記アルミニウム合金の組成から決定される固相線温度より少なくとも１０℃低い温度まで上記溶湯を冷却速度１５０℃／ｓｅｃ以上かつ１００００℃／ｓｅｃ未満で冷却しつつ鋳型によって鋳造する鋳造工程とを有することを特徴とするアルミニウム合金鋳造材の製造方法にある（請求項１）。

上記第１の発明の製造方法は、上記溶解工程と上記鋳造工程とを有する。
上記溶解工程及び上記鋳造工程においては、上記特定組成の上記アルミニウム合金を溶解させて上記溶湯を作製し、該溶湯を冷却しつつ鋳造して上記アルミニウム合金鋳造材を作製する。したがって、上記第１の発明においては、上記溶湯から例えば板状等に直接鋳造することが可能であり、スラブ（鋳塊）を作製する工程等を省略することができる。そのため、工数を減らすことができ、上記アルミニウム合金鋳造材を低コストで作製することができる。

また、本発明の製造方法においては、上記第１〜第３成分元素を特定量含有し、残部がＡｌと不可避的不純物とからなる上記特定組成のアルミニウム合金を用いて、該アルミニウム合金の上記溶湯を上記特定の冷却速度で冷却しつつ鋳造を行っている。そのため、上記のごとく溶湯から例えば板状等に直接鋳造を行っても、強度、成形性、及び耐食性に優れ、かつ耐軟化性にも優れたアルミニウム合金鋳造材を得ることができる。

上記特定組成範囲にある上記アルミニウム合金は、Ｓｉを添加しなくても優れた鋳造性を示すことができる。そのため、Ｓｉ添加による材料特性の低下を回避しつつ、鋳造性を向上させることができる。また、上記アルミニウム合金は、Ｎｉ、Ｍｎを添加しなくても優れた耐熱性を示すことができる。

さらに、本発明の製造方法においては、上記特定組成の上記アルミニウム合金の溶湯を上記特定の冷却速度で冷却しつつ鋳造を行っている。そのため、上記アルミニウム合金鋳造材は、優れた強度を示すと共に耐軟化性にも優れており、例えば上記アルミニウム合金の組成から決定される固相線温度の１／２以上という高温環境下に曝された後でも、室温での硬さがほとんど低下しない。そのため、上記アルミニウム合金鋳造材は、例えば２００℃以上という高温で時効硬化させることができると共に、その強度をより向上させることができる。それ故、後工程で上記アルミニウム合金鋳造材に対して例えば熱間圧延及び焼鈍等を行っても、上記アルミニウム合金鋳造材の強度を低下させることなく、むしろその強度を向上させることが可能になる。この理由は次のように考えられる。

即ち、本発明のように、アルミニウム合金にＦｅを添加した場合、金属組織的には、Ａｌ基地からなるα相と、該α相を取り囲むように形成された、Ａｌ−Ｆｅ系化合物とＡｌ基地との共晶組織からなる層状相とが形成されるが、さらに上記第２成分元素Ｔｉ、及び上記第３成分元素を上記特定量添加すると、Ａｌに上記第２成分元素及び上記第３成分元素を固溶させることができ過飽和固溶体からなるＡｌ基地が形成される。そのため、熱エネルギーやひずみエネルギーが加わったときにＡｌとＴｉ（第２成分元素）と第３成分元素とからなる安定な化合物（金属間化合物）相をＡｌ基地中に析出させることができる。それ故、耐軟化性が向上し、上述のごとく加工や加熱等を行った後の強度を向上させることができる。

また、本発明においては、高温環境下で長時間使用した後室温に戻したときの強度の低下を防止し、鋳造後の強度よりも高い強度に維持することができる。さらに、本発明の範囲内において合金組成及び冷却速度をさらに調整することにより、高温環境下で長時間使用した後に強度が低下せず、むしろその強度をさらに向上させることも可能になる。
そのため、上記第１の発明においては、例えば自動車用構造部材等に適したアルミニウム合金鋳造材を製造することができる。

また、本発明の製造方法においては、１５０℃／ｓｅｃ以上という高い冷却速度で鋳造を行っている。そのため、不純物元素の許容量を増大させることができ、リサイクル性を向上させることができる。

以上のように、上記第１の発明によれば、低コストで製造できると共に、強度、成形性、及び耐食性に優れ、かつ耐軟化性に優れたアルミニウム合金鋳造材の製造方法を提供することができる。

第２の発明は、上記第１の発明の製造方法によって得られる上記アルミニウム合金鋳造材に対して温度２００℃以上で熱間圧延加工を行うことにより、上記アルミニウム合金鋳造材の厚みを３０％以上圧下させる熱間圧延工程を有することを特徴とするアルミニウム合金材の製造方法にある（請求項１２）。

第３の発明は、上記第１の発明の製造方法によって得られる上記アルミニウム合金鋳造材に対して冷間圧延加工を行うことにより、上記アルミニウム合金鋳造材の厚みを３０％以上圧下させた後、上記アルミニウム合金の融点の１／２以上かつ５５０℃以下の温度で加熱する冷間圧延−加熱工程を有することを特徴とするアルミニウム合金材の製造方法にある（請求項１４）。

第４の発明は、上記第１の発明の製造方法によって得られる上記アルミニウム合金鋳造材を温度４００℃以上で０．５時間〜３時間加熱する熱処理工程を有することを特徴とするアルミニウム合金材の製造方法にある（請求項１５）。

上記第２〜第４の発明においては、上記第１の発明の製造方法によって得られた上記アルミニウム合金鋳造材に対し、それぞれ上記熱間圧延工程、上記冷間圧延−加熱工程、又は上記熱処理工程を行っている。そのため、得られる上記アルミニウム合金材中にはＡｌと上記第２成分元素と上記第３成分元素とからなる金属間化合物の析出物を形成させることができる。該析出物は、金属組織中で安定相又は準安定相を形成していると考えられる。かかる金属組織を有する上記アルミニウム合金材は、上記アルミニウム合金鋳造材に比べてより優れた強度を発揮することができる。また、その他にも上記第１の発明と同様の作用効果を生じうる。

第５の発明は、第１成分元素として０．８〜５ｍａｓｓ％のＦｅと、第２成分元素として０．１５〜１ｍａｓｓ％のＴｉとを含有すると共に、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｈｆ、Ｓｃ、及びＹからなる第３成分元素群から選ばれる１種以上の第３成分元素を、個々の含有量が０．０５〜２ｍａｓｓ％、かつ上記第１成分元素Ｆｅの含有量をＦｅ（ｍａｓｓ％）、第２成分元素Ｔｉの含有量をＴｉ（ｍａｓｓ％）、及び上記第３成分元素の合計含有量をＸ（ｍａｓｓ％）としたとき、Ｆｅ＞Ｘ＞Ｔｉを満足する量で含有し、残部がＡｌと不可避的不純物とからなるアルミニウム合金鋳造材であって、
該アルミニウム合金鋳造材は、Ａｌ基地からなるα相と、該α相を取り囲むように形成され、かつ上記Ａｌ基地とＡｌ−Ｆｅ系化合物との共晶組織からなる層状相とを有する金属組織を有し、
上記Ａｌ基地は、Ａｌの過飽和固溶体からなり、該過飽和固溶体には上記第２成分元素及び上記第３成分元素が固溶しており、
上記アルミニウム合金鋳造材の任意断面において、Ａｌと上記第２成分元素と上記第３成分元素との金属間化合物からなる粒径５μｍ以上の晶出物の占める面積率は５％未満になっていることを特徴とするアルミニウム合金鋳造材にある（請求項１６）。

上記アルミニウム合金鋳造材は、上記特定の組成を有し、上記Ａｌ基地からなる上記α相と、該α相を取り囲むように形成された、上記Ａｌ基地とＡｌ−Ｆｅ系化合物との共晶組織からなる上記層状相とを有する金属組織を有する。また、上記Ａｌ基地は、Ａｌの過飽和固溶体からなり、該過飽和固溶体には上記第２成分元素及び上記第３成分元素が固溶しており、上記アルミニウム合金鋳造材の任意断面において、Ａｌと上記第２成分元素と上記第３成分元素との化合物からなる粒径５μｍ以上の晶出物の占める面積率は５％未満になっている。
このような上記アルミニウム合金鋳造材は、上記第１の発明の製造方法によって得られる上記アルミニウム合金鋳造材と同様に、低コストで製造できると共に、強度、成形性、及び耐食性に優れ、かつ耐軟化性に優れている。

一般に、上記第５の発明のアルミニウム合金鋳造材と同様の組成の合金は、その鋳造時にＡｌと上記第２成分元素と上記第３成分元素との金属間化合物からなる粒径５μｍ以上の晶出物が発生し易い。かかる晶出物が多く生成すると、熱間圧延や焼鈍等を行ったときに強度が低下するおそれがある。

上記第５の発明のアルミニウム合金鋳造材においては、上記アルミニウム合金鋳造材の任意断面における粒径５μｍ以上の上記晶出物の占める面積率が５％未満になっている。即ち、Ａｌと上記第２成分元素と上記第３成分元素との金属間化合物からなる上記晶出物の含有率が非常に少なくなっており、上記第２成分元素及び上記第３成分元素は、上記α相内の上記Ａｌ基地中に固溶している。そのため、上記アルミニウム合金鋳造材に対して例えば熱間圧延及び焼鈍等を行っても、上記アルミニウム合金鋳造材の強度を低下させることなく、むしろその強度を向上させることが可能になる。

上記第５の発明のアルミニウム合金鋳造材は、例えば上記第１の発明の製造方法によって得ることができる。上記第１の発明の製造方法においては、上記のごとく、上記特定組成の上記アルミニウム合金を上記特定の温度まで上記特定の冷却速度で冷却している。そのため、上記α相に上記晶出物が生成することを抑制することができ、上記のごとく上記晶出物の面積率を５％未満にすることができる。

第６の発明は、第１成分元素として０．８〜５ｍａｓｓ％のＦｅと、第２成分元素として０．１５〜１ｍａｓｓ％のＴｉとを含有すると共に、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｈｆ、Ｓｃ、及びＹからなる第３成分元素群から選ばれる１種以上の第３成分元素を、個々の含有量が０．０５〜２ｍａｓｓ％、かつ上記第１成分元素Ｆｅの含有量をＦｅ（ｍａｓｓ％）、第２成分元素Ｔｉの含有量をＴｉ（ｍａｓｓ％）、及び上記第３成分元素の合計含有量をＸ（ｍａｓｓ％）としたとき、Ｆｅ＞Ｘ＞Ｔｉを満足する量で含有し、残部がＡｌと不可避的不純物とからなるアルミニウム合金材であって、
該アルミニウム合金材は、Ａｌ基地からなるα相と、該α相を取り囲むように形成され、かつ上記Ａｌ基地とＡｌ−Ｆｅ系化合物との共晶組織からなる層状相とを有する金属組織を有し、
上記Ａｌ基地は、Ａｌ、及び／又はＡｌに上記第２成分元素及び上記第３成分元素が固溶したＡｌの過飽和固溶体からなり、
上記Ａｌ基地には、Ａｌと上記第２成分元素と上記第３成分元素との金属間化合物からなる粒径２〜５００ｎｍの析出物が分散されていることを特徴とするアルミニウム合金材にある（請求項２７）。

上記第６の発明のアルミニウム合金材は、上記特定組成を有し、上記Ａｌ基地からなる上記α相と、該α相を取り囲むように形成され、かつ上記Ａｌ基地とＡｌ−Ｆｅ系化合物との共晶組織からなる上記層状相とを有する金属組織を有する。また、上記Ａｌ基地には、Ａｌと上記第２成分元素と上記第３成分元素との金属間化合物からなる粒径２〜５００ｎｍ以下の析出物が分散している。かかるアルミニウム合金材は、強度、成形性、及び耐食性に優れ、かつ耐軟化性に優れる。

即ち、上記第６の発明の上記アルミニウム合金材は、上記第１の発明の製造方法によって得られる上記アルミニウム合金鋳造材、及び上記第５の発明の上記アルミニウム合金鋳造材に対して例えば加熱や圧延等を行うことにより製造することができる。このような加熱や圧延等により、上記アルミニウム合金鋳造材のＡｌ基地中に固溶していた上記第２成分元素及び上記第３成分元素を、微細な上記析出物として析出させることができる。その結果、上記アルミニウム合金鋳造材は、優れた強度、成形性、及び耐食性、耐軟化性を示すことができる。
上記第６の発明のアルミニウム合金材は、具体的には、上記第２〜第４の発明の製造方法により得ることができる。

次に、本発明の好ましい実施の形態について説明する。
上記第１の発明の製造方法においては、上記溶解工程と上記鋳造工程とを行うことにより上記アルミニウム合金鋳造材を製造する。該アルミニウム合金鋳造材は、アルミニウム合金の溶湯を鋳型に供給しつつ鋳造する鋳造法によって製造される。

上記鋳造工程は、連続鋳造により行うことが好ましい（請求項２）。
この場合には、上記溶湯から上記アルミニウム合金鋳造材を連続的に直接鋳造することができる。そしてこの場合には、直接鋳造を行っても、強度、成形性、及び耐食性に優れ、かつ耐軟化性にも優れたアルミニウム合金鋳造材を得ることができる上述の作用効果を顕著に発揮させることができる。また、この場合には、上記特定の冷却速度での冷却を行い易くなる。
また、上記鋳造工程は、ダイカスト法等のように連続鋳造以外の方法によって行うこともできる。

上記溶解工程においては、上記第１成分元素と上記第２成分元素と上記第３成分元素とを含有し、残部がアルミニウムと不可避的不純物とからなるアルミニウム合金を用いる。

上記アルミニウム合金は、上記第１成分元素として、Ｆｅを０．８〜５ｍａｓｓ％含有する。
アルミニウム合金にＦｅを添加した場合、強度、及び高温での強度（耐熱性）が向上する。また、金属組織的には、Ａｌ−Ｆｅ系化合物とＡｌとによって層状相を形成するようになる。
Ｆｅが０．８ｍａｓｓ％未満の場合には、十分な強度が得られず、高温環境下における強度、即ち耐熱性が低下したりするおそれがある。一方、５ｍａｓｓ％を越える場合には、冷却速度に対応して特性が大きく変化し易くなり、一定の特性を備えた鋳造材を安定的に生産することが困難になるという問題が生じる。具体的には、例えば圧延を行った場合に、アルミニウム合金鋳造材に割れが生じ易くなるおそれがある。また、この場合には、鋳造時に粗大な晶出物が形成されやすくなり、加工性や成形性が低下するおそれがある。好ましくは、上記第１成分元素Ｆｅの含有量は２．０〜４．０ｍａｓｓ％であることがよく、より好ましくは３．０〜４．０ｍａｓｓ％がよい。

上記第２成分元素としては、Ｔｉを０．１５〜１ｍａｓｓ％含有する。
第２成分元素Ｔｉを後述の第３成分元素と共に添加した場合、合金組織を微細化することができるとともに、溶解状態から凝固する際に過飽和固溶したものが、熱間圧延を行った場合、あるいは冷間圧延後に熱処理を行った場合に、アルミニウム母相中に析出して強度特性を更に向上させることができる。
Ｔｉが０．１５ｍａｓｓ％未満の場合には、十分な耐熱性、耐軟化性が得られなくなるおそれがある。一方、１ｍａｓｓ％を超える場合には、鋳造時に粗大なＡｌ−Ｔｉ系晶出物が形成され易くなり、加工性や成形性が悪くなるおそれがある。好ましくは、上記第２成分元素Ｔｉの含有量は０．３〜０．９ｍａｓｓ％であることがよく、より好ましくは０．７〜０．８ｍａｓｓ％がよい。

上記第３成分元素としては、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｈｆ、Ｓｃ、及びＹからなる第３成分元素群から選ばれる１種以上の元素を、個々の含有量が０．０５〜２ｍａｓｓ％となる量で含有する。
上記第３成分元素は、上記第１成分元素Ｆｅ及び上記第２成分元素Ｔｉと共に添加することにより、耐軟化性を向上させる効果を発揮する。すなわち、アルミニウム合金に第１成分元素Ｆｅを添加した場合、上述のごとくＡｌ−Ｆｅ系化合物とＡｌ基地とによって層状相を形成するようになる。さらに上記第２成分元素Ｔｉ、及び上記第３成分元素を上記特定量添加すると、熱エネルギーやひずみエネルギーが加わったときにＡｌとＴｉと第３成分元素とからなる安定な化合物（金属間化合物）相がアルミニウム母相内に析出するため、強度特性や耐軟化性を向上させることができる。そのため、熱間圧延、あるいは冷間圧延後に加熱を行った場合に強度を向上させることができる。また、圧延加工を施さずに熱処理だけを行った場合にも同様に強度の向上効果を得ることができる。
上記第３成分元素群の個々の含有量が０．０５ｍａｓｓ％未満の場合には、上記第３成分元素添加による上述の効果が充分に得られないおそれがある。一方、少なくとも１種の第３成分元素が２ｍａｓｓ％を越える場合には、冷却速度を充分に高くしないと大きな晶出物が生じやすくなり、加工性や成形性が劣化するおそれがある。そのため、生産が困難になる。好ましくは、上記第３成分元素群の個々の含有量は０．２〜１．２ｍａｓｓ％であることがよく、より好ましくは０．５〜１．２ｍａｓｓ％がよい。

また、上記第３成分元素の合計含有量Ｘ（ｍａｓｓ％）は、上記アルミナ合金における上記第１成分元素Ｆｅの含有量をＦｅ（ｍａｓｓ％）、及び第２成分元素Ｔｉの含有量をＴｉ（ｍａｓｓ％）としたとき、Ｆｅ＞Ｘ＞Ｔｉを満足する。
Ｘ≧Ｆｅの場合には、上記アルミニウム合金鋳造材の強度が低下したり、耐軟化性が低下したりするおそれがある。Ｘ≦Ｔｉの場合には、耐軟化性が劣化するおそれがある。また、Ｆｅ≦Ｔｉの場合には、上記アルミニウム合金鋳造材の強度が低下したり、耐軟化性が低下したりするおそれがある。

また、上記溶解工程においては、上記第３成分元素群のうち少なくともＺｒを０．２〜１．２ｍａｓｓ％含有する上記アルミニウム合金を用いることが好ましい（請求項３）。
この場合には、優れた強度特性及び成形性を維持しつつ、耐軟化性をより向上させることができる。
上記Ｚｒの含有量が０．２ｍａｓｓ％未満の場合には、Ｚｒ添加による上述の効果が充分に得られないおそれがある。一方、１．２ｍａｓｓ％を越える場合には、上記溶解工程においてアルミニウム合金を溶解させるときの溶解温度が非常に高くなるおそれがある。そのため、溶解時に特別な装置が必要となり、製造コストが増大するおそれがある。

また、上記溶解工程においては、さらに第４成分元素としてＭｇを０．０５〜２ｍａｓｓ％含有する上記アルミニウム合金を用いることが好ましい（請求項４）。
この場合には、成形性をほとんど損ねることなく上記アルミニウム合金鋳造材の強度をより向上させることができる。Ｍｇが０．０５ｍａｓｓ％未満の場合には、Ｍｇ添加による強度の向上効果が充分に得られず、Ｍｇ添加の意味がほとんどなくなってしまうおそれがある。一方、２ｍａｓｓ％を越えて添加した場合には、上記アルミニウム合金鋳造材の加工性が悪くなり、例えば圧延時に圧延割れが発生するおそれがある。また、成形性が悪くなるおそれがある。より好ましくは、第４成分元素Ｍｇの含有量は０．２ｍａｓｓ％〜１．５ｍａｓｓ％がよく、さらに好ましくは０．３ｍａｓｓ％〜０．８ｍａｓｓ％がよい。

上記溶解工程においては、Ｃｕ、Ｃｒ、及びＣｏからなる第５成分元素群から選ばれる１種以上の第５成分元素をさらに０．０５〜１ｍａｓｓ％含有する上記アルミニウム合金を用いることが好ましい（請求項５）。
上記第５成分元素群のうちＣｕを含有する場合には、上記アルミニウム合金鋳造材の加工性をほとんど損ねることなく、強度を向上させることができる。また、上記第５成分元素群のうちＣｒ及び／又はＣｏを含有する場合には、Ａｌ−（Ｆｅ，Ｃｒ）化合物及び／又はＡｌ−（Ｆｅ，Ｃｏ）化合物が形成され、Ａｌ−Ｆｅ化合物単体が分散するよりも、伸び、加工性、及び成形性を向上させることができる。その結果、加工性や成形性等をほとんど損ねることなく、上記アルミニウム合金鋳造材の強度を向上させることができる。
上記第５成分元素が０．０５ｍａｓｓ％未満の場合には、該第５成分元素の添加による上述の効果が充分に得られないおそれがある。一方、上記第５成分元素群のうちＣｕを１ｍａｓｓ％を越えて添加した場合には、加工性及び成形性が悪くなるおそれがある。また、この場合には、耐食性が劣化するおそれがある。また、上記第５成分元素群のうちＣｒ及び／又はＣｏを１ｍａｓｓ％を越えて添加した場合には、成形性が悪くなるおそれがある。より好ましくは、上記第５成分元素の含有量は、０．１ｍａｓｓ％〜０．７ｍａｓｓ％がよく、さらに好ましくは０．１ｍａｓｓ％〜０．５ｍａｓｓ％がよい。
なお、上記第５成分元素を２種類以上含有する場合には、その合計量を０．０５〜１ｍａｓｓ％という上記範囲にすることが好ましい。

上記溶解工程においては、さらに第６成分元素としてＶ及び／又はＭｏを０．０５ｍａｓｓ％超え０．５ｍａｓｓ％未満含有する上記アルミニウム合金を用いることが好ましい（請求項６）。
この場合には、上記アルミニウム合金鋳造材の加工性及び成形性をほとんど損ねることなく、強度を向上させることができる。
上記第６成分元素が０．０５ｍａｓｓ％以下の場合には、該第６成分元素の添加による上述の効果が充分に得られないおそれがある。一方、０．５ｍａｓｓ％以上添加した場合には、溶解温度が著しく上昇してしまうおそれがある。また、粗大な晶出物が形成されやすくなり、加工性及び成形性が悪くなるおそれがある。より好ましくは、上記第６成分元素の含有量は０．１ｍａｓｓ〜０．４ｍａｓｓ％がよく、さらに好ましくは０．１ｍａｓｓ％〜０．３ｍａｓｓ％がよい。なお、上記第６成分元素を２種類含有する場合には、その合計量を０．０５ｍａｓｓ％未満かつ０．５ｍａｓｓ％超過という上記範囲にすることが好ましい。

上記アルミニウム合金においては、上記第４成分元素と上記第５成分元素と上記第６成分元素との合計量を３ｍａｓｓ％以下にすることが好ましい（請求項７）。
上記第４〜第６成分元素の合計量が３ｍａｓｓ％を越える場合には、上記アルミニウム合金鋳造材の加工性が悪くなり、例えば圧延時に圧延割れが発生するおそれがある。またこの場合には、上記鋳造工程において晶出物が生じやすくなり、成形性が劣化するおそれがある。

また、本発明において、優れた強度、耐軟化性、耐食性、及び成形性を特に高レベルで兼ね備えた合金組成のアルミニウム合金の比重は、２．７ｇ／ｃｍ³以上となる。

また、上記溶解工程においては、上記アルミニウム合金を、その組成から決定される液相線温度から２０℃以上高い温度（液相線温度＋２０℃以上）で溶解させて溶湯を得る。
溶解温度が液相線温度＋２０℃未満の場合には、十分な湯流れ性を得ることができず、鋳造後のアルミニウム合金鋳造材の内部に巣が形成され、健全なアルミニウム合金鋳造材を得ることができなくなるおそれがある。

次に、上記鋳造工程においては、上記アルミニウム合金の組成から決定される固相線温度より少なくとも１０℃低い温度即ち、少なくとも固相線温度−１０℃に達するまで、上記溶湯を冷却速度１５０℃／ｓｅｃ以上かつ１００００℃／ｓｅｃ未満で冷却しつつ板状に鋳造して上記アルミニウム合金鋳造材を得る。
この場合には、上述したように耐軟化性等の特性に優れたアルミニウム合金鋳造材を得ることができ、例えば熱エネルギーやひずみエネルギーが加わったときに、ＡｌとＴｉと第３成分元素とからなる安定な化合物（金属間化合物）相がアルミニウム母相（上記α相）内に析出し、強度をより向上させることができる。また、粗大なＡｌ−Ｆｅ系化合物あるいは他の元素を含み構成される晶出相が形成されることを抑制することができ、延性、靱性等の低下を防止することができる。そのため、加工性及び成形性等を低下させることなく、耐軟化性等の特性を向上させることができる。

上記鋳造工程における上記冷却速度が１５０℃／ｓｅｃ未満の場合には、凝固過程で粗大な晶出物が形成されるため、成形性が悪くなったり、強度特性及び耐軟化性が低下したりするおそれがある。また、１００００℃／ｓｅｃを越える冷却速度を実現するためには、特別な装置が必要となるため、製造コストが増大するおそれがある。また、１００００℃／ｓｅｃを越える冷却速度を達成する場合には、鋳造後のアルミニウム合金鋳造材の形状をリボン状あるいは粉末状にする必要がある。そのため、例えば圧延等の組成加工に供するためには、事前に予備成形工程が必要となる。
したがって、本発明のように１５０℃／ｓｅｃ以上かつ１００００℃／ｓｅｃ未満という冷却速度を規定することにより、工業的に実現可能な低コストで高品質なアルミニウム合金鋳造材を製造することができる。また、本発明の規定範囲内の冷却速度であれば、アルミニウム合金鋳造材の断面内にアモルファス相が実質的には存在せず、例えば結晶化温度の前後で生じる特性変化がほとんど生じない熱的安定性の高いアルミニウム合金鋳造材を得ることができる。

また、上記鋳造工程において、上記冷却速度による冷却を上記固相線温度−１０℃に達するまで行わなかった場合には、連続鋳造時に上流の溶湯の熱によって下流の鋳造材が局部的に再溶融し、粗大な晶出物が形成されるおそれがある。そのため、得られるアルミニウム合金鋳造材の金属組織が不均一になるおそれがある。
なお、上記冷却速度（１５０℃／ｓｅｃ以上かつ１００００℃／ｓｅｃ未満）による冷却は、少なくとも上記固相線温度−１０℃に達するまで行えばよく、当該温度に達した以降は、上記の１５０℃／ｓｅｃ以上かつ１００００℃／ｓｅｃ未満という冷却速度からはずれる温度で冷却してもよいし、この範囲の冷却速度で冷却してもよい。好ましくは、上記冷却速度（１５０℃／ｓｅｃ以上かつ１００００℃／ｓｅｃ未満）による冷却は、固相線温度−１００℃に達するまで行うことがよい。

また、上記鋳型としては、銅製の鋳型を用いることが好ましい（請求項８）。
この場合には、上記鋳造工程において、１５０℃／ｓｅｃ以上かつ１００００℃／ｓｅｃ未満という範囲の冷却速度を比較的簡単に実現することができる。

上記鋳造工程においては、上記溶湯を厚さ０．３〜１０ｍｍの板状に連続鋳造することが好ましい（請求項９）。
板状への鋳造は、後述のように例えば単ロール式、双ロール式、ブロック式、ベルト式ホイール式等の鋳造装置を用いて行うことができる。
厚さ０．３ｍｍ未満の場合には、ロール間、ブロック間、ベルト間への注湯やギャップ制御などが困難になり、アルミニウム合金鋳造材の生産が困難になるおそれがある。一方、１０ｍｍを越える場合には、上述の１５０℃／ｓｅｃ以上という冷却速度を確保することが困難になる。また、冷却速度にばらつきが生じ、均一な特性のアルミニウム合金鋳造材を得ることが困難になるおそれがある。

上記鋳造工程においては、上記溶湯の連続鋳造を単ロール式、双ロール式、ブロック式、ベルト式、又はホイール式で行うことが好ましい（請求項１０）。
上記単ロール式の連続鋳造法は、上記アルミニウム合金の溶湯を例えば銅製の回転単ロールに連続的に供給し、急冷凝固させることで板状のアルミニウム合金鋳造材を得る方法である。また、上記双ロール式の連続鋳造法は、例えば銅製の回転ロールを対に配置し、両ロールのギャップを任意に調整することで冷却速度を制御することができ、単ロール法と同様に急冷凝固させることにより板状のアルミニウム合金鋳造材を得る方法である。また、上記ブロック式の連続鋳造法は、可動式の２つのブロック状冷却部材の間に溶湯を供給し、該ブロック間で冷却固化させながら連続的に板状に鋳造する方法である。また、上記ベルト式の連続鋳造法は、可動式の２つのベルト状冷却部材の間に溶湯を供給し、該ベルト間で冷却固化させながら連続的に板状に鋳造する方法である。また、上記ホイール式の連続鋳造法は、回転ホイールの外周面に形成された溝の一部に溶湯を注入して溝と押え（ロール）との間を通過させ、移動鋳型内で凝固させつつ連続的に引出しながら板状に鋳造する方法である。
これらの連続鋳造法においては、１５０℃／ｓｅｃ以上かつ１００００℃／ｓｅｃ未満という範囲の冷却速度を比較的簡単に実現できると共に、優れた生産性で上記アルミニウム合金鋳造材を製造することができる。

上記鋳造工程においては、上記鋳型において上記溶湯の少なくとも表層を冷却固化させ、次いで水冷により冷却を行って板状に鋳造することができる（請求項１１）。
この場合には、例えば単ロール、及び双ロール式の連続鋳造法によって鋳造を行うときに、径が小さな回転ロールを用いることができる。即ち、径の小さな回転ロールを用いると、ロール（鋳型）と溶湯との接触面積及び接触時間が不十分になり、上記溶湯を上述の冷却速度で固相線温度−１０℃に達するまで冷却することが困難になる。これに対し、上記のごとく、上記鋳型において少なくとも表層を固化させた溶湯に対して続けて水冷を行うと、回転ロールのロール径が小さい場合であっても、より確実に固相線温度−１０℃に達するまで、上述の冷却速度で冷却を行うことができる。

また、上記鋳造工程後に得られる上記アルミニウム合金鋳造材に対して、熱エネルギー及び／又はひずみエネルギーを加えるための各種後処理工程を行うことができる。
具体的には、上記第２の発明のように、上記鋳造工程後の上記アルミニウム合金鋳造材に対して温度２００℃以上で熱間圧延加工を行うことにより、上記アルミニウム合金鋳造材の厚みを３０％以上圧下する熱間圧延工程を行うことができる。
この場合には、上記アルミニウム合金材において、上記α相、及びＡｌ−Ｆｅ系化合物とＡｌとの共晶組織からなる上記層状相が形成されるだけでなく、上述のごとく熱エネルギー及びひずみエネルギーにより、ＡｌとＴｉ（第２成分元素）と第３成分元素とからなる安定な化合物（析出物）相を上記Ａｌ基地中に析出させることができる。そのため、上記アルミニウム合金鋳造材の強度をより向上させて上記アルミニウム合金材を得ることができる。なお、上記第６の発明（請求項２７）の上記アルミニウム合金材は、上記熱間圧延工程を行うことにより作製することができる。
上記アルミニウム合金鋳造材の加熱温度が２００℃未満の場合には、圧延割れや大きな耳割れが発生するおそれがある。これは特に溶質濃度の高いアルミニウム合金を用いた場合に顕著に発生する。また、熱エネルギーにより強度が向上するという上記アルミニウム合金材の特性を充分に引き出すことができないおそれがある。その結果、上記熱間圧延工程後に、上記アルミニウム合金材の強度を充分に向上させることができないおそれがある。

また、上記熱間圧延工程においては、鋳造工程後に得られる上記アルミニウム合金鋳造材の厚みを３０％以上小さくする圧延加工を行う。圧下が３０％未満の場合には、ひずみエネルギーが不十分となり、強度を充分に向上させることができなくなるおそれがある。

また、上記熱間圧延工程は、上記鋳造工程において上記溶湯を上記鋳型で温度２００℃〜５００℃まで冷却しながら板状に鋳造し、上記鋳型から剥離した後に行うことが好ましい（請求項１３）。
この場合には、上記鋳造工程後に得られる温度２００℃〜５００℃のアルミニウム合金鋳造材を加熱することなく、そのまま上記熱間圧延工程に用いることができる。また、熱間圧延工程でさらに加熱が必要な場合においても、その加熱時間を短縮化できる。そのため、工数や製造時間を少なくすることができ、製造コストの低減を図ることができる。
上記鋳造工程後の上記アルミニウム合金鋳造材の温度が２００℃未満の場合には、上記熱間圧延工程において、上記アルミニウム合金鋳造材を再度温度２００℃以上に加熱する必要が生じる。一方、上記鋳造工程後の上記アルミニウム合金鋳造材の温度が５００℃を越える場合には、上記層状相中のＡｌ−Ｆｅ系化合物が粗大化し、強度が低下するおそれがある。また、この場合には、上記熱間圧延工程において、圧延ロールに対するダメージが大きくなり、ロール寿命の低下を招くおそれがある。
なお、本発明で用いるアルミニウム合金組成の範囲においては、上述の「固相線温度より少なくとも１０℃低い温度」が上述の５００℃以下になることはない。したがって、上記鋳造工程において５００℃まで冷却しても、上述の「固相線温度より少なくとも１０℃低い温度」までの冷却は充分確保される。また、熱間圧延後に、例えば４５０℃×１ｈのような高温焼鈍を行ってももはや耐軟化性はほとんど変化しない。

また、上記第３の発明のように、上記鋳造工程後の上記アルミニウム合金鋳造材に対して冷間圧延加工を行うことにより、上記アルミニウム合金鋳造材の厚みを３０％以上圧下した後、上記アルミニウム合金の融点の１／２以上かつ５５０℃以下の温度で上記アルミニウム合金鋳造材を加熱する冷間圧延−加熱工程を行うことができる。
この場合にも、上記熱間圧延工程と同様に、熱エネルギー及びひずみエネルギーにより上記アルミニウム合金鋳造材の強度をより向上させて上記アルミニウム合金材を得ることができる。
上記アルミニウム合金鋳造材の加熱温度が上記アルミニウム合金の融点の１／２未満の場合には、熱エネルギーにより強度が向上するという上記アルミニウム合金鋳造材の特性を充分に引き出すことができないおそれがある。その結果、冷間圧延して加熱した後の上記アルミニウム合金鋳造材の強度を充分に向上させることができないおそれがある。一方、５５０℃を越える場合には、粗大な化合物が形成されたり、局部的に組成が溶融したりするおそれがる。その結果、上記アルミニウム合金材の強度等の特性が低下してしまうおそれがある。より強度を向上させるためには、上記冷間圧延−加熱工程における加熱温度は４００℃〜５００℃であることが好ましく、より好ましくは４００℃〜４５０℃であることがよい。
なお、上記第６の発明の上記アルミニウム合金材は、上記冷間圧延−加熱工程によっても製造することができる。

また、上記第４の発明のように、上記鋳造工程後の上記アルミニウム合金鋳造材を温度４００℃以上で０．５時間〜３時間加熱する熱処理工程を行うことができる。
この場合においても、熱エネルギーにより、ＡｌとＴｉ（第２成分元素）と第３成分元素とからなる安定な化合物相を上記Ａｌ基地中に析出させることができる。そのため、上記アルミニウム合金鋳造材の強度をより向上させて上記アルミニウム合金材を得ることができる。
上記アルミニウム合金鋳造材の加熱温度が４００℃未満の場合又は加熱時間が０．５時間未満の場合には、熱エネルギーにより強度が向上するという上記アルミニウム合金鋳造材の特性を充分に引き出すことができないおそれがある。その結果、加熱後の上記アルミニウム合金鋳造材の強度を充分に向上させることができないおそれがある。一方、３時間を超えて加熱しても強度特性はほとんど上昇せず、長時間加熱するメリットはほとんど得られなくなる。より強度を向上させるためには、上記熱処理工程における加熱温度は４００℃〜５００℃であることが好ましく、加熱時間は１〜２時間であることが好ましい。
なお、上記第６の発明のアルミニウム合金材は、上記熱処理工程によっても作製することができる。

上記第１の発明によって製造されたアルミニウム合金鋳造材は、実質的に表面以外にアモルファス相が存在しない。

次に、上記第５及び第６の発明について説明する。
上記第５の発明の上記アルミニウム合金鋳造材及び上記第６の発明の上記アルミニウム合金材は、第１成分元素として０．８〜５ｍａｓｓ％のＦｅと、第２成分元素として０．１５〜１ｍａｓｓ％のＴｉとを含有すると共に、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｈｆ、Ｓｃ、及びＹからなる第３成分元素群から選ばれる１種以上の第３成分元素を、個々の含有量が０．０５〜２ｍａｓｓ％、かつ上記第１成分元素Ｆｅの含有量をＦｅ（ｍａｓｓ％）、第２成分元素Ｔｉの含有量をＴｉ（ｍａｓｓ％）、及び上記第３成分元素の合計含有量をＸ（ｍａｓｓ％）としたとき、Ｆｅ＞Ｘ＞Ｔｉを満足する量で含有し、残部がＡｌと不可避的不純物とからなる。各成分元素の含有量の臨界意義は、上記第１の発明と同様である。

また、上記アルミニウム合金鋳造材及び上記アルミニウム合金材の金属組織は、Ａｌ基地からなるα相と、該α相を取り囲むように形成され、かつ上記Ａｌ基地とＡｌ−Ｆｅ系化合物との共晶組織からなる層状相とを有する。
上記第５の発明において、上記Ａｌ基地は、Ａｌの過飽和固溶体からなり、該過飽和固溶体には上記第２成分元素及び上記第３成分元素が固溶している。
上記第６の発明において、上記Ａｌ基地は、Ａｌ、及び／又はＡｌに上記第２成分元素及び上記第３成分元素が固溶したＡｌの過飽和固溶体からなる。上記第６の発明において、固溶していた上記第２成分元素及び上記第３成分元素が完全に析出した場合には、上記Ａｌ基地はＡｌからなる。
上記第２成分元素及び上記第３成分元素は、上記層状相内の上記Ａｌ−Ｆｅ系化合物には固溶しておらず、上記α相及び／又は上記層状相内の上記Ａｌ基地中に固溶している。

また、上記第５の発明において、上記アルミニウム合金鋳造材の任意断面において、Ａｌと上記第２成分元素と上記第３成分元素との化合物からなる粒径５μｍ以上の晶出物の占める面積率は５％未満になっている。好ましくは、粒径２．５μｍ以上の晶出物の面積率が５％未満であることがよく、より好ましくは、実質的に上記α相に上記晶出物を含有していないことがよい。
粒径５μｍ以上の晶出物の面積率が５％以上になると、熱間圧延等により、上記アルミニウム合金鋳造材に熱エネルギーやひずみエネルギーを加わえたときに、強度特性や耐軟化性を向上させることができなくなるおそれがある。

上記第６の発明のアルミニウム合金材においては、Ａｌと上記第２成分元素と上記第３成分元素との化合物からなる粒径２〜５００ｎｍの析出物が上記Ａｌ基地中に分散されている。該析出物は、例えば上記α相の上記Ａｌ基地中に形成される。析出物の粒径が２ｎｍ未満の場合には、充分な強度が得られないおそれがある。一方、５００ｎｍを越える場合にも、強度が低下するおそれがある。

上記第６の発明における析出物及び上記第５の発明における晶出物は例えば透過型電子顕微鏡観察によりその存在を確認することができる。また、顕微鏡観察により、上記アルミニウム合金鋳造材の任意断面における晶出物及び析出物の大きさ（粒径）を調べることができる。晶出物及び析出物の粒径は、それぞれ上記アルミニウム合金鋳造材の任意断面における晶出物及び析出物と同面積の円を仮定し、その円の直径（円相当径）と定義する。
また、任意断面における上記晶出物の面積割合は、上記アルミニウム合金鋳造材の測定対象面を鏡面まで研磨した後、透過型電子顕微鏡で観察し、得られた像に対して画像解析処理装置を用いて面積率を測定する。面積率は、観察視野面積に対する観察視野面内における晶出物の面積の割合とする。但し、観察視野面積は少なくとも１ｍｍ²以上とする。

上記第６の発明の上記アルミニウム合金材は、上記第１の発明の製造方法によって得られる上記アルミニウム合金鋳造材及び上記第５の発明の上記アルミニウム合金鋳造材に、熱エネルギーやひずみエネルギーを加えることにより得ることができる。これにより、例えば上記Ａｌ基地中に固溶していた上記第２成分元素と上記第３成分元素を上記析出物として析出させることができる。

上記第５及び第６の発明において、上記アルミニウム合金鋳造材及び上記アルミニウム合金材は、上記第３成分元素群のうち少なくともＺｒを０．２〜１．２ｍａｓｓ％含有することが好ましい（請求項１７、請求項２８）。
この場合には、優れた強度特性及び成形性を維持しつつ、耐軟化性をより向上させることができる。Ｚｒの含有量の臨界意義は、上記第１の発明と同様である。

また、上記アルミニウム合金鋳造材及び上記アルミニウム合金材は、第４成分元素としてＭｇを０．０５〜２ｍａｓｓ％含有することが好ましい（請求項１８、請求項２９）。
この場合には、成形性をほとんど損ねることなく上記アルミニウム合金鋳造材及び上記アルミニウム合金材の強度をより向上させることができる。Ｍｇの含有量の臨界意義は、上記第１の発明と同様である。

上記第４成分元素としてのＭｇは、少なくとも上記Ａｌ基地中に固溶していることが好ましい（請求項１９、請求項３０）。
また、上記第４成分元素としてのＭｇは、上記Ａｌ基地中でＡｌ−Ｍｇ化合物を形成していることが好ましい（請求項２０、請求項３１）。
これらの場合には、上記アルミニウム合金鋳造材及び上記アルミニウム合金材の強度をより一層向上させることができる。

上記アルミニウム合金鋳造材及び上記アルミニウム合金材は、Ｃｕ、Ｃｒ、及びＣｏからなる第５成分元素群から選ばれる１種以上の第５成分元素を０．０５〜１ｍａｓｓ％含有することが好ましい（請求項２１、請求項３２）。上記第５成分元素群のうちＣｕを含有する場合には、上記アルミニウム合金鋳造材及び上記アルミニウム合金材の加工性をほとんど損ねることなく、その強度を向上させることができる。また、上記第５成分元素群のうちＣｒ及び／又はＣｏを含有する場合には、上記アルミニウム合金鋳造材及び上記アルミニウム合金材の伸び、加工性、及び成形性を向上させることができる。上記第５成分元素の含有量の臨界意義は上記第１の発明と同様である。

上記第５成分元素としてのＣｒ及び／又はＣｏは、上記層状相を構成する上記Ａｌ−Ｆｅ化合物の少なくとも一部に置換してＡｌ−（Ｆｅ，Ｃｒ）化合物及び／又はＡｌ−（Ｆｅ，Ｃｏ）化合物を形成していることが好ましい（請求項２２、請求項３３）。
この場合には、上記アルミニウム合金鋳造材及び上記アルミニウム合金材の伸び、加工性、及び成形性をより向上させることができる。

上記第５成分元素としてのＣｕは、上記Ａｌ基地中でＡｌ−Ｃｕ化合物を形成していることが好ましい（請求項２３、請求項３４）。
この場合には、上記アルミニウム合金鋳造材及び上記アルミニウム合金材の加工性をほとんど損ねることなく、その強度をより向上させることができる。

上記アルミニウム合金鋳造材及び上記アルミニウム合金材は、第４成分元素としてＭｇを０．０５〜２ｍａｓｓ％、及び第５成分元素としてＣｕを０．０５〜１ｍａｓｓ％含有し、上記第４成分元素及び上記第５成分元素は、上記Ａｌ基地中でＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ化合物を形成していることが好ましい。（請求項２４、請求項３５）。即ち、上記第４成分としてのＭｇと、上記第５成分元素としてのＣｕとを含有する場合には、上記Ａｌ基地中でＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ化合物を形成していることが好ましい。
この場合には、加工性をほとんど損ねることなく、上記アルミニウム合金鋳造材及び上記アルミニウム合金材の強度をより一層向上させることができる。

上記アルミニウム合金鋳造材及び上記アルミニウム合金材は、第６成分元素としてＶ及び／又はＭｏを０．０５ｍａｓｓ％超え０．５ｍａｓｓ％未満含有することが好ましい（請求項２５、請求項３６）。
この場合には、上記アルミニウム合金鋳造材及び上記アルミニウム合金材の加工性及び成形性をほとんど損ねることなく、強度を向上させることができる。上記第６成分元素の含有量の臨界意義は、上記第１の発明と同様である。

上記第６成分元素としてのＶ及び／又はＭｏは、上記Ａｌ基地中で、Ａｌとの化合物（Ａｌ−Ｖ化合物及び／又はＡｌ−Ｍｏ化合物）、Ａｌと上記第２成分元素Ｔｉと上記第３成分元素Ｘとの化合物（Ａｌ−（Ｖ，Ｘ，Ｔｉ）、Ａｌ−（Ｍｏ，Ｘ，Ｔｉ））を形成していることが好ましい（請求項２６、請求項３７）。
この場合には、上記アルミニウム合金鋳造材及び上記アルミニウム合金材の加工性及び成形性をほとんど損ねることなく、強度をより一層向上させることができる。

（実施形態例１）
本例では、まず、表１〜表４に示すごとく、複数種類の組成を有するアルミニウム合金よりなるアルミニウム合金鋳造材（連続鋳造材）を作製し、その耐軟化性等を調べ、本発明のアルミニウム合金鋳造材の優位性を明らかにした。
まず、本発明の範囲内にあるアルミニウム合金鋳造材（実施例１〜４８）について、その合金成分組成、比重、及び冷却速度を表１及び表２に示す。
また、比較のために、本発明に規定の成分範囲から外れるアルミニウム合金よりなるアルミニウム合金鋳造材（比較例１〜２０及び比較例２８〜３７）、及び本発明に規定の範囲から外れる冷却速度で作製したアルミニウム合金鋳造材（比較例２１〜２７）も準備した。こられの合金の成分組成と比重を表３及び表４に示す。
なお、本例において、冷却速度は、鋳造工程において各組成のアルミニウム合金の溶湯が冷却されていく過程において、固相線温度±４０℃の範囲を通過するときの速度をもって決定した。

本例では、図１に示すごとく、各アルミニウム合金鋳造材（実施例１〜４８、比較例１〜２０及び比較例２８〜３７）を連続鋳造によって作製し、その後、耐軟化性評価のために各種後処理工程を行った。
すなわち、図１（ａ）〜（ｃ）に示すごとく、各アルミニウム合金鋳造材を作製するに当たり、各合金組成から決定される液相線温度よりも２０℃以上高い温度（溶解温度）で各アルミニウム合金を溶解させて溶湯を形成する溶解工程Ｓ１と、この溶湯を表１〜表４に示す各種冷却速度で少なくとも固相線温度より１０℃低い温度まで冷却し、さらに室温まで冷却し厚み１．２ｍｍの板状に鋳造してアルミニウム合金鋳造材を得る鋳造工程Ｓ２とを行った。鋳造工程Ｓ２は、銅製のロールを用いた単ロール式の連続鋳造法によって行った。

また、鋳造工程Ｓ２後に得られた各アルミニウム合金鋳造材（実施例１〜４８、比較例１〜２０、及び比較例２８〜３７）に対して、後処理工程Ｓ３を行った。後処理工程Ｓ３としては、下記の熱間圧延工程Ｓ３ａ（実施例１〜３６、実施例４１〜４８、比較例１〜２０、及び比較例２８〜３７）、冷間圧延−加熱工程Ｓ３ｂ（実施例３７、実施例３９、及び実施例４０）、熱処理工程Ｓ３ｃ（実施例３８）のいずれかを行った。各アルミニウム合金鋳造材に対して行った後処理工程の種類を表１〜表４に示す。

熱間圧延工程Ｓ３ａにおいては、図１（ａ）に示すごとく、鋳造工程Ｓ２後のアルミニウム合金鋳造材を温度４５０℃に加熱し、熱間圧延加工によってその厚みを４０％圧下して厚み０．７２ｍｍのアルミニウム合金材を得た。その後室温まで放冷した。
冷間圧延−加熱工程Ｓ３ｂにおいては、図１（ｂ）に示すごとく、上記鋳造工程Ｓ２後のアルミニウム合金鋳造材に冷間圧延加工を施してその厚みを４０％圧下させて厚み０．７２ｍｍのアルミニウム合金材を得た。その後、アルミニウム合金の融点の１／２以上の温度（本例においては４５０℃）でアルミニウム合金材を１時間加熱した。その後室温まで放冷した。
熱処理工程Ｓ３ｃにおいては、図１（ｃ）に示すごとく、上記鋳造工程Ｓ２後のアルミニウム合金鋳造材を温度４５０℃で１時間加熱した。その後室温まで放冷した。

さらに、本例においては、図１（ａ）〜（ｃ）に示すごとく、上記の後処理工程Ｓ３後に、アルミニウム合金材を３００℃の温度に１００時間保持（例えば、エンジンの走行環境相当の温度域に長時間曝露されたことを想定。）し、その後室温まで放冷する加熱工程Ｓ４を行った。
以上のようにして、鋳造後に、後処理工程Ｓ３、及び加熱工程Ｓ４を行ったアルミニウム合金材（実施例１〜実施例４８、比較例１〜２０、及び比較例２８〜３７）を得た。

また、本例においては、冷却速度の優位性を示すため、比較用として、表４に示す各組成のアルミニウム合金を冷却速度１５０℃／未満で鋳造して、鋳塊を作製し、該鋳塊を圧延することによってアルミニウム合金材を作製した（比較例２１〜比較例２７）。
即ち、図２（ａ）に示すごとく、まず鋳塊を作製するに当たり、各合金の組成から決定される液相線温度よりも２００℃高い温度（溶解温度）にて合金を溶解して溶湯を作製する溶解工程Ｓ５と、該溶湯を冷却速度１００℃／ｓｅｃで冷却することにより凝固させてアルミニウム合金鋳塊を得る凝固工程Ｓ６とを行った。これにより、厚み１．２ｍｍの板状のアルミニウム合金鋳塊を得た。

鋳塊作製後、後処理工程Ｓ７として、熱間圧延工程Ｓ７ａ又は冷間圧延−加熱工程Ｓ７ｂを行った。具体的には、比較例２１〜２３及び比較例２５〜２７については熱間圧延工程Ｓ７ａを行い、比較例２４については冷間圧延−加熱工程Ｓ７ｂを行った。
熱間圧延工程Ｓ７ａにおいては、図２（ａ）に示すごとく、上記凝固工程Ｓ６後のアルミニウム合金鋳塊を温度４５０℃に加熱し、熱間圧延加工によってその厚みを４０％圧下して厚み０．７２ｍｍのアルミニウム合金材を得た。その後室温まで放冷した。
また、冷間圧延−加熱工程Ｓ７ｂにおいては、図２（ｂ）に示すごとく、上記凝固工程Ｓ６後のアルミニウム合金鋳塊に冷間圧延加工を施してその厚みを４０％圧下させて厚み０．７２ｍｍのアルミニウム合金材を得た。その後、アルミニウム合金の融点の１／２以上の温度（本例においては４５０℃）で１時間加熱し、室温まで放冷した。

さらに、図２（ａ）及び（ｂ）に示すごとく、上記の後処理工程Ｓ７後に、アルミニウム合金材を３００℃の温度に１００時間保持（例えば、エンジンの走行環境相当の温度域に長時間曝露されたことを想定。）し、その後室温まで放冷する加熱工程Ｓ８を行った。
以上のようにして、溶解工程Ｓ５、凝固工程Ｓ６、後処理工程Ｓ７、及び加熱工程Ｓ８を行ったアルミニウム合金材（比較例２１〜比較例２７）を得た。

そして、実施例１〜４０及び比較例１〜２７において、後処理工程Ｓ３（Ｓ７）前のアルミニウム合金鋳造材の硬度ＨＶＲ１、後処理工程Ｓ３（Ｓ７）後のアルミニウム合金材の硬度ＨＶＲ２、及び後処理工程Ｓ３（Ｓ７）後に更に加熱工程Ｓ４（Ｓ８）を経たアルミニウム合金材の硬度ＨＶＲ３をそれぞれ測定し、その変化によって耐軟化性の評価を行った。なお、上記ＨＶＲｎ（ｎ：Ｎｏ）は残留硬さと呼され、一般には材料融点の１／２を越えるような高温域に曝されると、残留硬さは大きく低下するようになる。そのような観点から、高温域で長時間曝されても硬さ低下の少ないアルミニウム合金鋳造材を検討した。

耐軟化性は、図３（ａ）に示すごとく、ＨＶＲ１＜ＨＶＲ２＜ＨＶＲ３のパターン（パターン１）となるものを優（◎）とし、図３（ｂ）に示すごとく、ＨＶＲ１＜ＨＶＲ２、ＨＶＲ１＜ＨＶＲ３、かつＨＶＲ２＞ＨＶＲ３のパターン（パターン２）となるものを良（○）とし、それ以外の、例えば、図３（ｃ）に示すごとく、ＨＶＲ１＞ＨＶＲ２＞ＨＶＲ３のパターン（パターン３）となるものを不良（×）として判定する。各実施例１〜４８及び比較例１〜３７の耐軟化性の評価結果を表５〜表８に示す。
なお、図３（ａ）〜（ｃ）は、横軸にＨＶＲ１、ＨＶＲ２、ＨＶＲ３の区別を、縦軸にビッカース硬さＨＶをとったものである。

表５及び表６から知られるように、実施例１〜４８のアルミニウム合金鋳造材は、耐軟化性が上記パターン１又はパターン２の挙動を示しており、耐軟化性に優れていることがわかる。
一方、表７及び表８の結果から知られるように、Ａｌ−遷移元素合金において、遷移元素種の組み合わせ又は鋳造時の冷却速度により、図３（ａ）（ｂ）のパターン１、２を示す“上昇系（◎又は○）”と、図３（ｃ）のパターン３の“下降系（×）”に分類されることがわかった。なお、表７に示すごとく、下降系は汎用のＡｌ合金において観察される現象である。

実施例１〜４８のアルミニウム合金鋳造材が上述のごとく優れた耐軟化性を示す理由を調べるために、これらの実施例うちの１種類のアルミニウム合金鋳造材（実施例１１）について、熱間圧延工程前後における合金組織の変化を走査型電子顕微鏡によって観察した。熱間圧延前の合金組織の顕微鏡写真を図４に示し、熱間圧延後の合金組織の顕微鏡写真を図５に示した。
図４及び図５より知られるごとく、熱間圧延後には、Ａｌ基地からなるα相、及びＡｌ−Ｆｅ系化合物とＡｌ基地との共晶組織からなる層状相の金属組織内において、Ａｌ基地中にＡｌとＴｉと第３成分元素とからなる安定な化合物相（析出物）が析出していた。この安定な化合物相（析出物）によって、耐軟化性が向上し、上述のごとく加工や加熱等を行った後において、強度が向上したと考えられる。なお、図５とは違う倍率で、圧延後のアルミニウム合金材の合金組織を走査型電子顕微鏡により観察した結果（写真）を図７に示す。図７よりも知られるごとく、実施例１１のアルミニウム合金材１は、Ａｌ基地からなるα相２と、該α相２を取り囲むように形成された層状相４とを有している。そして、熱間圧延後のアルミニウム合金材１（実施例１１）の合金組織においては、Ａｌ基地中に粒径約１５ｎｍ以下の析出物３が生じていることがわかる。

また、熱間圧延工程前における実施例１１のアルミニウム合金鋳造材の合金組織の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）の別写真を図８及び図９に示す。図８は、アルミニウム合金鋳造材（実施例１１）の合金組織を倍率１０００倍のＳＥＭで観察した写真を示し、図９は、アルミニウム合金鋳造材（実施例１１）の合金組織を倍率５０００倍のＳＥＭで観察した写真を示す。なお、図９は、図８における晶出物が発生していた部分の拡大図である。
また、実施例１１の比較用として、熱間圧延工程前における比較例２２のアルミニウム合金鋳造材の合金組織の走査型電子顕微鏡写真を図１０及び図１１に示す。図１０は、アルミニウム合金鋳造材（比較例２２）の合金組織を倍率１０００倍のＳＥＭで観察した写真を示し、図１１は、アルミニウム合金鋳造材（比較例２２）の合金組織を倍率５０００倍のＳＥＭで観察した写真を示す。なお、図１１は、図１０における晶出物が発生していた部分の拡大図である。
なお、走査型電子顕微鏡としては、株式会社日立製作所製のＳ−３６００Ｎを用い、加速電圧１５ｋＶという条件で観察を行った。

図８及び図９に示すごとく、実施例１１のアルミニウム合金鋳造材の合金組織においては、α相中に粒径５μｍ以上の晶出物（Ａｌと第２成分元素Ｔｉと第３成分元素Ｘとの化合物（Ａｌ_x（Ｔｉ，Ｘ）））はほとんどなく、晶出物の面積率は５％未満であった。
一方、図１０及び図１１より知られるごとく、比較例２２のアルミニウム合金鋳造材９の合金組織においては、α相９２のＡｌ基地中に粒径５μｍ以上の粗大な晶出物９３（Ａｌと第２成分元素Ｔｉと第３成分元素Ｘとの化合物（Ａｌ_x（Ｔｉ，Ｘ）））が比較的多く（面積率５％以上）分散していた。また、図９と図１１とを比較して知られるごとく、比較例２２においては、実施例１１に比べて、より大きな晶出物が発生していた。

また、アルミニウム合金鋳造材（比較例２２）の晶出物が観察された領域における成分分析を行った結果を示す（図１２参照）。同図においては、アルミニウム合金鋳造材（比較例２２）の走査型電子顕微鏡写真における直線Ａ−Ａで示した領域における各成分（Ａｌ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｆｅ）の相対的な量をピークの大きさで示している。また、図１２において、Ａｌ、Ｔｉ、ＦｅについてはＫα線によるプロファイルを示し、ＺｒについてはＬα線によるプロファイルを示す。図１２より知られるごとく、晶出物においては、第２成分元素Ｔｉ及び第３成分元素Ｚｒが多く存在しており、ＡｌとＴｉとＺｒとの化合物を形成していることがわかる。なお、各成分量の分析には、エダックス・ジャパン株式会社製のエネルギー分散型Ｘ線分析装置を用いた。

また、熱間圧延前のアルミニウム合金鋳造材（実施例１１）を透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で観察した結果（写真）を図１３に示す。透過型電子顕微鏡としては株式会社日立製作所製のＨＦ−２０００を用い、観察は加速電圧２００ｋＶビーム径φ１ｎｍという条件で行った。図１３に示すごとく、実施例１１のアルミニウム合金鋳造材１の金属組織は、Ａｌ基地からなるα相２と、該α相２を取り囲むように形成された層状相４とを有している。次いで、層状相４における任意の位置（図１３の点＊１〜＊４）について、エネルギー分散型Ｘ線分析（ＥＤＸ）を行うことにより、層状相４に存在する成分元素を調べた。ＥＤＸ分析は、エネルギー分散型Ｘ線分析装置としては、ＮＯＲＡＮ ＶＯＹＡＧＥＲIII Ｍ３１００を用い、検出器としては、Ｓｉ／Ｌｉ半導体検出器を用いた。測定は、エネルギー分解能１３７ｅＶ、取込時間３０秒という条件で行った。その結果を図１４〜１７に示す。
図１４〜図１７は、それぞれ図１３における＊１〜＊４の各点におけるＥＤＸの分析結果を示す。

同様に、熱間圧延後のアルミニウム合金材（実施例１１）についても透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で観察し、任意の四点＊１〜＊４におけるＥＤＸ分析を行った。ＴＥＭ写真を図１８に示し、図１８の各点＊１〜＊４におけるＥＤＸ分析の結果をそれぞれ図１９〜図２２に示す。
図１３〜図１７及び図１８〜図２２より知られるごとく、熱間圧延の前後に関わらず、層状相４には、Ａｌ及びＦｅしか検出されておらず、第２成分元素Ｔｉや第３成分元素Ｚｒは存在していない（図１３及び図１８参照）。よって、第２成分元素Ｔｉや第３成分元素Ｚｒはα相２のＡｌ基地中に存在していることがわかる。

次に、本例では、実施例１〜実施例４８及び比較例１〜３７に関して、室温での強度、加工性、成形性、及び耐食性を評価した。評価方法は、次のように行った。

＜強度＞
各アルミニウム合金材から引張試験片を切り出し、ＪＩＳ Ｚ２２４１に規定の引張試験を行って引張強さを求めた。その結果を表５〜表８に示す。
また、引張試験によって測定した引張強さと冷却速度との関係を図６に示す。図６は、横軸に冷却速度（℃／ｓｅｃ）、縦軸に引張強さ（ＭＰａ）を示した片対数グラフである。そして図６においては、３種類のアルミニウム合金組成、即ちＡｌ−２Ｆｅ−１Ｚｒ−０．８Ｔｉ（比較例２１、実施例４８、実施例９、実施例４７、実施例４６）、Ａｌ−４Ｆｅ−１Ｚｒ−０．８Ｔｉ（比較例２２、実施例４３、実施例１１、実施例４２、実施例４１）、Ａｌ−４Ｆｅ−１Ｚｒ−０．８Ｔｉ−０．５Ｍｇ（実施例４５、実施例４４）のアルミニウム合金材について、冷却速度と引張強さとの関係を示した。

＜加工性＞
加工性の判定は、圧延加工（熱間圧延又は冷間圧延）後における圧延割れの発生の有無を観察することによって行った。
即ち、圧延加工後の各アルミニウム合金材の表面を観察し、表面に圧延割れが観察された場合を不良（×）とし、圧延割れが観察されなかった場合を良好（○）として評価した。なお、耳割れ（連続鋳造材の両端に発生する割れ）のみが発生した連続鋳造材については、良好（○）として評価した。実工程ではスリッターで除去できるからである。その結果を表５〜表８に示す。なお、圧延を行っていないアルミニウム合金材（実施例３８）については、加工性の評価は行っていない。

＜成形性＞
成形性は、ＪＩＳ Ｈ７７０１に規定の自動車アルミニウム合金板のヘミング加工限界評価試験を行い、曲げ部分における表面の割れの発生を立体顕微鏡で観察した。表面に割れが観察された場合を不良（×）とし、割れが観察されなかった場合を良好（○）として評価した。その結果を表５〜表８に示す。

＜腐食性＞
腐食性は、６０６１合金について腐食試験を行い、その結果との比較により評価した。
即ち、まず市販の６０６１合金（Ａｌ−１．１Ｍｇ−０．８Ｓｉ−０．１Ｃｕ−０．１Ｃｒ−０．０３Ｔｉ）から一定の寸法の試験片を切り出し、その重量Ｗ１を測定した。次いで、濃度５ｗｔ％のＮａＣｌ水溶液を用いて、試験片に対して塩水噴霧試験を行った（ＪＩＳ Ｚ２３７１）。次いで、試験片の表面に生成した腐食生成物を除去した後、試験片の重量（Ｗ２）を測定した。そして、６０６１合金の試験片の重量変化率ΔＷａ（％）を、ΔＷａ＝｜Ｗ２−Ｗ１｜×１００／Ｗ１という式に基づいて算出した。
一方、実施例１〜４８及び比較例１〜３７のアルミニウム合金鋳造材についても、各アルミニウム合金鋳造材から一定寸法の試験片を作製し、上述の６０６１合金の場合と同様に塩水噴霧試験を行った。そして、試験前の重量Ｗ３及び試験後の重量Ｗ４を測定し、各試験片の重量変化率ΔＷｂ（％）を、ΔＷｂ＝｜Ｗ４−Ｗ３｜×１００／Ｗ３という式に基づいて算出した。
腐食性の判定は、ΔＷｂ＜０．８ΔＷａの場合を優（◎）、０．８Ｗａ≦Ｗｂ≦１．２Ｗａの場合を良（○）とした。また、ΔＷｂ＞１．２ΔＷａの場合を不良（×）とした。その結果を表５〜表８に示す。

表５、表６及び図６より知られるごとく、実施例１〜実施例４８は、引張強さ２３０ＭＰａ以上という充分な強度を示すと共に、耐軟化性、成形性、及び耐腐食性にも優れたアルミニウム合金鋳造材であることがわかる。

実施例１〜実施例４８の結果（表５及び表６）からわかるように、ベースとなるＡｌ−Ｆｅ合金に対し、第２成分元素Ｔｉ、及び第３成分元素（Ｚｒ、Ｎｂ、Ｈｆ、Ｓｃ、Ｙ）を添加することにより、成形性及び耐食性を損なうことなく、高強度なＡｌ合金となる。また、必要に応じて、第４成分元素Ｍｇ、第５成分元素（Ｃｕ、Ｃｒ、Ｃｏ）、第６成分元素（Ｖ、Ｍｏ）を添加することで、さらにその特性を向上させることもできる。
また、実施例１〜実施例４８は耐軟化性に優れ、後工程において熱エネルギーやひずみエネルギーを与えることにより、更に高強度化することも見出した。そして、使用環境（例えば、３００℃に長時間曝される）において特性低下が極めて少ない。それ故、本発明の合金は、例えば自動車部品において好適に利用することができる。

これに対し、表７及び表８から知られるごとく、本発明において規定する合金組成範囲を超えるアルミニウム合金を用いた場合（比較例１〜比較例２０、比較例２８〜比較例３７）や、冷却速度が不十分な場合（比較例２１〜２７）には、合金鋳造材の特性が劣化していることがわかる。

また、本例においては、鋳造工程後に冷間圧延加工を行ったアルミニウム合金材及び圧延加工を行っていないアルミニウム合金鋳造材について、焼鈍（加熱）温度と残留硬さとの関係を調べた。
具体的には、まず、上記実施例１１と同様の組成及び条件（表１参照）でアルミニウム合金鋳造材を作製した。次いで、アルミニウム合金鋳造材に対して室温条件下で冷間圧延を行い、アルミニウム合金鋳造材の厚みを５０％圧下させた。次いで、所定の温度で１時間加熱（焼鈍）し、加熱後のアルミニウム合金材の残留硬さを調べた。そして、加熱（焼鈍）温度と残留硬さとの関係をグラフにプロットした。その結果を図２３に示す。なお、残留硬さの測定は、ビッカース硬さ試験機を用いて荷重１００ｇｆ、保持時間２０秒間という条件で行った。
また、上記実施例１１と同様の組成及び条件（表１参照）で作製したアルミニウム合金鋳造材に対して、圧延を行わずに各温度で焼鈍だけを行った場合についても、加熱（焼鈍）温度と残留硬さとの関係をグラフにプロットした。その結果を図２３に示す。

図２３より知られるごとく、圧延後に加熱した場合、圧延をせずに加熱した場合のいずれにおいても、加熱により残留硬さを向上させることができる。特に、４００℃〜５００℃で加熱した場合には、残留硬さをより充分に向上させることができ、圧延を行った場合には、４００℃〜４５０℃で加熱した場合において、より一層残留硬さを向上できることがわかる。

（実施形態例２）
本例は、ダイキャストによりアルミニウム合金鋳造材を製造する例である。
本例のアルミニウム合金鋳造材は、図２４（ａ）及び（ｂ）に示すごとく、円柱状の土台部１１と該土台部１１上に一体的に形成された縦Ｌ：９０ｍｍ×横Ｗ：５０ｍｍの板状部１５とを有する。板状部１５は、それぞれ厚みの異なる大厚板部１２（厚みｔ₁：４ｍｍ）、中厚板部１３（ｔ₂：３ｍｍ）、及び薄板部１４（ｔ₃：２ｍｍ）からなる。大厚板部１２、中厚板部１３、及び薄板部１４は、厚みが異なる点を除いてそれぞれ縦Ｌ₁：３０ｍｍ×横Ｗ：５０ｍｍという同じ寸法で形成されている。

本例においては、実施例形態例１と同様に、特定組成のアルミニウム合金をその液相線温度よりも２０℃以上高い温度で溶解させて溶湯を作製し、該溶湯をダイキャストにより鋳造し、図２４（ａ）及び（ｂ）に示す形状のアルミニウム合金鋳造材１を作製した。
具体的には、まず、Ｆｅを４ｍａｓｓ％、Ｔｉ０．８５をｍａｓｓ％、及びＺｒを１ｍａｓｓ％含有するＡｌ合金を準備し、この合金の液相線温度よりも２０℃以上高い温度（溶解温度）で合金を溶解させて溶湯を作製した。次いで、この溶湯を上述の所望の形状の金型に圧入し、鋳造した。図２４（ａ）及び（ｂ）に示すごとく、大厚板部１２、中厚板部１３、及び薄板部１４はそれぞれ厚みが異なるため、鋳造時には、これらは異なる冷却速度で冷却される。本例においては、大厚板部１２、中厚板部１３、及び薄板部１４が、それぞれ８０℃／ｓｅｃ、１００℃／ｓｅｃ、４００℃／ｓｅｃという冷却速度で冷却されるように冷却を行った。このようにして、図２４（ａ）及び（ｂ）に示すごとくアルミニウム合金鋳造材１を作製した。

次に、本例におい作製したアルミニウム合金鋳造材の合金組織を金属顕微鏡で観察した。その結果を図２５（ａ）〜（ｃ）に示す。図２５（ａ）は薄板部の合金組織を示し、図２５（ｂ）は中厚板部の合金組織を示し、図２５（ｃ）は大厚板部の合金組織を示す。
図２５（ａ）に示すごとく、冷却速度４００℃／ｓｅｃで冷却された薄板部１４においては、合金組織中に粗大な晶出物はほとんど形成されていない。一方、図２５（ｂ）及び（ｃ）に示すごとく、冷却速度１００℃／ｓｅｃで冷却された中厚板部１３、冷却速度８０℃／ｓｅｃで冷却された大厚板部１２においては、合金組織中に晶出物１９が多く発生していた。

次いで、薄板部、中厚板部、及び大厚板部について、粒径５μｍ以上の晶出物の面積率を測定した。具体的には、各薄板部、中厚板部、大厚板部を鏡面まで研磨し、倍率１０００倍の金属顕微鏡で鏡面を観察しながら画像解析処理装置を用いて観察視野面積（１ｍｍ²）における晶出物の面積率を測定した。その結果を後述の表９に示す。

また、薄板部、中厚板部、大厚板部について、焼鈍前後における残留硬さの測定を行った。その結果を表９に示す。なお、焼鈍は、温度４５０℃、１時間という条件で行い、残留硬さの測定はビッカース硬さ試験機を用いて荷重１００ｇｆ、保持時間２０秒間という条件で行った。

表９より知られるごとく、薄板部においては、残留硬さが焼鈍後に大幅に増大していた。一方、中厚板部及び大厚板部の残留硬さは、焼鈍後においてあまり増大せず、焼鈍前後においてほとんど変わっていなかった。よって、本例のアルミニウム合金鋳造材は、薄板部において、特に優れた耐軟化性を示すことがわかる。
本例のアルミニウム合金鋳造材において、薄板部は、１５０℃／ｓｅｃ以上かつ１００００℃／ｓｅｃ未満の冷却速度で冷却された部分である。したがって、ダイキャスト法によって鋳造を行った場合においても、冷却速度を１５０℃／ｓｅｃ以上かつ１００００℃／ｓｅｃ未満の範囲に調整することによって、本発明の作用効果を得ることができると考えられる。

実施形態例１における、溶解工程、鋳造工程、後処理工程、及び加熱工程と、硬度ＨＶＲ１〜３の測定タイミングを示す説明図であって、後処理工程として熱間圧延工程を行った場合の説明図（ａ）、後処理工程として冷間圧延−加熱工程を行った場合の説明図（ｂ）、後処理工程として熱処理工程を行った場合の説明図（ｃ）。 実施例１における、溶解工程、凝固工程、後処理工程、及び加熱工程と、硬度ＨＶＲ１〜３の測定タイミングを示す説明図であって、後処理工程として熱間圧延工程を行った場合の説明図（ａ）、後処理工程として冷間圧延−加熱工程を行った場合の説明図（ｂ）。 実施形態例１における、硬度の挙動の（ａ）パターン１、（ｂ）パターン２、（ｃ）パターン３を示す説明図。 実施形態例１における、熱間圧延前の合金組織（実施例１１）を示す説明図。 実施形態例１における、熱間圧延後の合金組織（実施例１１）を示す説明図。 実施形態例１における、各アルミニウム合金組成毎の冷却速度と引張強さとの関係を示す線図。 実施形態例１における、熱間圧延後の合金組織（実施例１１）のＳＥＭ写真であって、析出物が形成された状態を示す説明図。 実施形態例１における、熱間圧延前のアルミニウム合金鋳造材（実施例１１）の合金組織のＳＥＭ写真（倍率１０００倍）を示す説明図。 実施形態例１における、熱間圧延前のアルミニウム合金鋳造材（実施例１１）の合金組織のＳＥＭ写真（倍率５０００倍）を示す説明図。 実施形態例１における、熱間圧延前のアルミニウム合金鋳造材（比較例２２）の合金組織のＳＥＭ写真（倍率１０００倍）を示す説明図。 実施形態例１における、熱間圧延前のアルミニウム合金鋳造材（比較例２２）の合金組織のＳＥＭ写真（倍率５０００倍）を示す説明図。 実施形態例１における、熱間圧延前のアルミニウム合金鋳造材（比較例２２）の晶出物の成分分析結果を示す説明図。 実施形態例１における、熱間圧延前のアルミニウム合金鋳造材（実施例１１）の合金組織のＴＥＭ写真を示す説明図。 図１３における＊１点におけるＥＤＸの分析結果を示す説明図。 図１３における＊２点におけるＥＤＸの分析結果を示す説明図。 図１３における＊３点におけるＥＤＸの分析結果を示す説明図。 図１３における＊４点におけるＥＤＸの分析結果を示す説明図。 実施形態例１における、熱間圧延後のアルミニウム合金鋳造材（実施例１１）の合金組織のＴＥＭ写真を示す説明図。 図１８における＊１点におけるＥＤＸの分析結果を示す説明図。 図１８における＊２点におけるＥＤＸの分析結果を示す説明図。 図１８における＊３点におけるＥＤＸの分析結果を示す説明図。 図１８における＊４点におけるＥＤＸの分析結果を示す説明図。 実施形態例１における、焼鈍温度と残留硬さとの関係を示す説明図。 実施形態例２における、アルミニウム合金鋳造材の正面図（ａ）、側面図（ｂ） 実施形態例２における、アルミニウム合金鋳造材の薄板部の合金組織を示す説明図（ａ）、アルミニウム合金鋳造材の中厚板部の合金組織を示す説明図（ｂ）、アルミニウム合金鋳造材の大厚板部の合金組織を示す説明図（ｃ）。

Claims (37)

1. アルミニウム合金の溶湯を鋳造してなるアルミニウム合金鋳造材の製造方法であって、
   第１成分元素として０．８〜５ｍａｓｓ％のＦｅと、第２成分元素として０．１５〜１ｍａｓｓ％のＴｉとを含有すると共に、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｈｆ、Ｓｃ、及びＹからなる第３成分元素群から選ばれる１種以上の第３成分元素を、個々の含有量が０．０５〜２ｍａｓｓ％、かつ上記第１成分元素Ｆｅの含有量をＦｅ（ｍａｓｓ％）、第２成分元素Ｔｉの含有量をＴｉ（ｍａｓｓ％）、及び上記第３成分元素の合計含有量をＸ（ｍａｓｓ％）としたとき、Ｆｅ＞Ｘ＞Ｔｉを満足する量で含有し、残部がＡｌと不可避的不純物とからなるアルミニウム合金を準備し、該アルミニウム合金を、その組成から決定される液相線温度よりも２０℃以上高い温度で溶解させて溶湯を得る溶解工程と、
   上記アルミニウム合金の組成から決定される固相線温度より少なくとも１０℃低い温度まで上記溶湯を冷却速度１５０℃／ｓｅｃ以上かつ１００００℃／ｓｅｃ未満で冷却しつつ鋳型によって鋳造する鋳造工程とを有することを特徴とするアルミニウム合金鋳造材の製造方法。
2. 請求項１において、上記鋳造工程は、連続鋳造により行うことを特徴とするアルミニウム合金鋳造材の製造方法。
3. 請求項１又は２において、上記溶解工程においては、上記第３成分元素群のうち少なくともＺｒを０．２〜１．２ｍａｓｓ％含有する上記アルミニウム合金を用いることを特徴とするアルミニウム合金鋳造材の製造方法。
4. 請求項１〜３のいずれか一項において、上記溶解工程においては、さらに第４成分元素としてＭｇを０．０５〜２ｍａｓｓ％含有する上記アルミニウム合金を用いることを特徴とするアルミニウム合金鋳造材の製造方法。
5. 請求項１〜４のいずれか一項において、上記溶解工程においては、Ｃｕ、Ｃｒ、及びＣｏからなる第５成分元素群から選ばれる１種以上の第５成分元素をさらに０．０５〜１ｍａｓｓ％含有する上記アルミニウム合金を用いることを特徴とするアルミニウム合金鋳造材の製造方法。
6. 請求項１〜５のいずれか一項において、上記溶解工程においては、さらに第６成分元素としてＶ及び／又はＭｏを０．０５ｍａｓｓ％超え０．５ｍａｓｓ％未満含有する上記アルミニウム合金を用いることを特徴とするアルミニウム合金鋳造材の製造方法。
7. 請求項４〜６のいずれか一項において、上記アルミニウム合金においては、上記第４成分元素と上記第５成分元素と上記第６成分元素との合計量を３ｍａｓｓ％以下にすることを特徴とするアルミニウム合金鋳造材の製造方法。
8. 請求項１〜７のいずれか一項において、上記鋳型としては、銅製の鋳型を用いることを特徴とするアルミニウム合金鋳造材の製造方法。
9. 請求項１〜８のいずれか一項において、上記鋳造工程においては、上記溶湯を厚さ０．３〜１０ｍｍの板状に鋳造することを特徴とするアルミニウム合金鋳造材の製造方法。
10. 請求項９において、上記鋳造工程においては、上記溶湯の鋳造を単ロール式、双ロール式、ブロック式、ベルト式、又はホイール式で行うことを特徴とするアルミニウム合金鋳造材の製造方法。
11. 請求項９又は１０において、上記鋳造工程においては、上記鋳型において上記溶湯の少なくとも表層を冷却固化させ、次いで水冷により冷却を行って板状に鋳造することを特徴とするアルミニウム合金鋳造材の製造方法。
12. 請求項１〜１１のいずれか一項に記載の製造方法によって得られる上記アルミニウム合金鋳造材に対して温度２００℃以上で熱間圧延加工を行うことにより、上記アルミニウム合金鋳造材の厚みを３０％以上圧下させる熱間圧延工程を有することを特徴とするアルミニウム合金材の製造方法。
13. 請求項１２において、上記熱間圧延工程は、上記鋳造工程において上記溶湯を上記鋳型で温度２００℃〜５００℃まで冷却しながら板状に鋳造し、上記鋳型から剥離した後に行うことを特徴とするアルミニウム合金材の製造方法。
14. 請求項１〜１１のいずれか一項に記載の製造方法によって得られる上記アルミニウム合金鋳造材に対して冷間圧延加工を行うことにより、上記アルミニウム合金鋳造材の厚みを３０％以上圧下させた後、上記アルミニウム合金の融点の１／２以上かつ５５０℃以下の温度で加熱する冷間圧延−加熱工程を有することを特徴とするアルミニウム合金材の製造方法。
15. 請求項１〜１１のいずれか一項に記載の製造方法によって得られる上記アルミニウム合金鋳造材を温度４００℃以上で０．５時間〜３時間加熱する熱処理工程を有することを特徴とするアルミニウム合金材の製造方法。
16. 第１成分元素として０．８〜５ｍａｓｓ％のＦｅと、第２成分元素として０．１５〜１ｍａｓｓ％のＴｉとを含有すると共に、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｈｆ、Ｓｃ、及びＹからなる第３成分元素群から選ばれる１種以上の第３成分元素を、個々の含有量が０．０５〜２ｍａｓｓ％、かつ上記第１成分元素Ｆｅの含有量をＦｅ（ｍａｓｓ％）、第２成分元素Ｔｉの含有量をＴｉ（ｍａｓｓ％）、及び上記第３成分元素の合計含有量をＸ（ｍａｓｓ％）としたとき、Ｆｅ＞Ｘ＞Ｔｉを満足する量で含有し、残部がＡｌと不可避的不純物とからなるアルミニウム合金鋳造材であって、
    該アルミニウム合金鋳造材は、Ａｌ基地からなるα相と、該α相を取り囲むように形成され、かつ上記Ａｌ基地とＡｌ−Ｆｅ系化合物との共晶組織からなる層状相とを有する金属組織を有し、
    上記Ａｌ基地は、Ａｌの過飽和固溶体からなり、該過飽和固溶体には上記第２成分元素及び上記第３成分元素が固溶しており、
    上記アルミニウム合金鋳造材の任意断面において、Ａｌと上記第２成分元素と上記第３成分元素との金属間化合物からなる粒径５μｍ以上の晶出物の占める面積率は５％未満になっていることを特徴とするアルミニウム合金鋳造材。
17. 請求項１６において、上記アルミニウム合金鋳造材は、上記第３成分元素群のうち少なくともＺｒを０．２〜１．２ｍａｓｓ％含有することを特徴とするアルミニウム合金鋳造材。
18. 請求項１６又は１７において、上記アルミニウム合金鋳造材は、第４成分元素としてＭｇを０．０５〜２ｍａｓｓ％含有することを特徴とするアルミニウム合金鋳造材。
19. 請求項１８において、上記第４成分元素としてのＭｇは、少なくとも上記Ａｌ基地中に固溶していることを特徴とするアルミニウム合金鋳造材。
20. 請求項１８又は１９において、上記第４成分元素としてのＭｇは、上記Ａｌ基地中でＡｌ−Ｍｇ化合物を形成していることを特徴とするアルミニウム合金鋳造材。
21. 請求項１６〜２０のいずれか一項において、上記アルミニウム合金鋳造材は、Ｃｕ、Ｃｒ、及びＣｏからなる第５成分元素群から選ばれる１種以上の第５成分元素を０．０５〜１ｍａｓｓ％含有することを特徴とするアルミニウム合金鋳造材。
22. 請求項２１において、上記第５成分元素としてのＣｒ及び／又はＣｏは、上記層状相を構成する上記Ａｌ−Ｆｅ系化合物の少なくとも一部に置換してＡｌ−（Ｆｅ，Ｃｒ）化合物及び／又はＡｌ−（Ｆｅ，Ｃｏ）化合物を形成していることを特徴とするアルミニウム合金鋳造材。
23. 請求項２１又は２２において、上記第５成分元素としてのＣｕは、上記Ａｌ基地中でＡｌ−Ｃｕ化合物を形成していることを特徴とするアルミニウム合金鋳造材。
24. 請求項１６又は１７において、上記アルミニウム合金鋳造材は、第４成分元素としてＭｇを０．０５〜２ｍａｓｓ％、及び第５成分元素としてＣｕを０．０５〜１ｍａｓｓ％含有し、上記第４成分元素及び上記第５成分元素は、上記Ａｌ基地中でＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ化合物を形成していることを特徴とするアルミニウム合金鋳造材。
25. 請求項１６〜２４のいずれか一項において、上記アルミニウム合金鋳造材は、第６成分元素としてＶ及び／又はＭｏを０．０５ｍａｓｓ％超え０．５ｍａｓｓ％未満含有することを特徴とするアルミニウム合金鋳造材。
26. 請求項２５において、上記第６成分元素としてのＶ及び／又はＭｏは、上記Ａｌ基地中で、Ａｌとの化合物、Ａｌと上記第２成分元素と上記第３成分元素との化合物を形成していることを特徴とするアルミニウム合金鋳造材。
27. 第１成分元素として０．８〜５ｍａｓｓ％のＦｅと、第２成分元素として０．１５〜１ｍａｓｓ％のＴｉとを含有すると共に、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｈｆ、Ｓｃ、及びＹからなる第３成分元素群から選ばれる１種以上の第３成分元素を、個々の含有量が０．０５〜２ｍａｓｓ％、かつ上記第１成分元素Ｆｅの含有量をＦｅ（ｍａｓｓ％）、第２成分元素Ｔｉの含有量をＴｉ（ｍａｓｓ％）、及び上記第３成分元素の合計含有量をＸ（ｍａｓｓ％）としたとき、Ｆｅ＞Ｘ＞Ｔｉを満足する量で含有し、残部がＡｌと不可避的不純物とからなるアルミニウム合金材であって、
    該アルミニウム合金材は、Ａｌ基地からなるα相と、該α相を取り囲むように形成され、かつ上記Ａｌ基地とＡｌ−Ｆｅ系化合物との共晶組織からなる層状相とを有する金属組織を有し、
    上記Ａｌ基地は、Ａｌ、及び／又はＡｌに上記第２成分元素及び上記第３成分元素が固溶したＡｌの過飽和固溶体からなり、
    上記Ａｌ基地には、Ａｌと上記第２成分元素と上記第３成分元素との金属間化合物からなる粒径２〜５００ｎｍの析出物が分散されていることを特徴とするアルミニウム合金材。
28. 請求項２７において、上記アルミニウム合金材は、上記第３成分元素群のうち少なくともＺｒを０．２〜１．２ｍａｓｓ％含有することを特徴とするアルミニウム合金材。
29. 請求項２７又は２８において、上記アルミニウム合金材は、第４成分元素としてＭｇを０．０５〜２ｍａｓｓ％含有することを特徴とするアルミニウム合金材。
30. 請求項２９において、上記第４成分元素としてのＭｇは、少なくとも上記Ａｌ基地中に固溶していることを特徴とするアルミニウム合金材。
31. 請求項２９又は３０において、上記第４成分元素としてのＭｇは、上記Ａｌ基地中でＡｌ−Ｍｇ化合物を形成していることを特徴とするアルミニウム合金材。
32. 請求項２７〜３１のいずれか一項において、上記アルミニウム合金材は、Ｃｕ、Ｃｒ、及びＣｏからなる第５成分元素群から選ばれる１種以上の第５成分元素を０．０５〜１ｍａｓｓ％含有することを特徴とするアルミニウム合金材。
33. 請求項３２において、上記第５成分元素としてのＣｒ及び／又はＣｏは、上記層状相を構成する上記Ａｌ−Ｆｅ系化合物の少なくとも一部に置換してＡｌ−（Ｆｅ，Ｃｒ）化合物及び／又はＡｌ−（Ｆｅ，Ｃｏ）化合物を形成していることを特徴とするアルミニウム合金材。
34. 請求項３２又は３３において、上記第５成分元素としてのＣｕは、上記Ａｌ基地中でＡｌ−Ｃｕ化合物を形成していることを特徴とするアルミニウム合金材。
35. 請求項２７又は２８において、上記アルミニウム合金材は、第４成分元素としてＭｇを０．０５〜２ｍａｓｓ％、及び第５成分元素としてＣｕを０．０５〜１ｍａｓｓ％含有し、上記第４成分元素及び上記第５成分元素は、上記Ａｌ基地中でＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ化合物を形成していることを特徴とするアルミニウム合金材。
36. 請求項２７〜３５のいずれか一項において、上記アルミニウム合金材は、第６成分元素としてＶ及び／又はＭｏを０．０５ｍａｓｓ％超え０．５ｍａｓｓ％未満含有することを特徴とするアルミニウム合金材。
37. 請求項３６において、上記第６成分元素としてのＶ及び／又はＭｏは、上記Ａｌ基地中で、Ａｌとの化合物、Ａｌと上記第２成分元素と上記第３成分元素との化合物を形成していることを特徴とするアルミニウム合金材。