JP6385683B2

JP6385683B2 - Ａｌ合金鋳造物及びその製造方法

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Publication number: JP6385683B2
Application number: JP2014021817A
Authority: JP
Inventors: 智紀塩田; 信啓石坂; 智史加藤
Original assignee: Honda Motor Co Ltd
Current assignee: Honda Motor Co Ltd
Priority date: 2014-02-07
Filing date: 2014-02-07
Publication date: 2018-09-05
Anticipated expiration: 2034-02-07
Also published as: US20150225825A1; US10287662B2; JP2015147980A

Description

本発明は、金属組織中にＡｌ₃Ｓｃの析出粒子を含む高温強度に優れたＡｌ合金鋳造物及びその製造方法に関する。

航空機や自動車用の構成部品には、軽量でありながら高強度、高耐熱性、高耐久性を示すことが求められる。このような部品を低コストで量産するべく、該部品を、Ａｌ合金から得ることが試みられている。例えば、特許文献１では、Ｌａ及びＳｃを添加したＡｌ合金のアトマイズ粉を出発材料としてターボ過給器用コンプレッサを得ることが提案されている。この場合、アトマイズ粉に対してＨＩＰ処理を施した後、押出加工等が行われる。

ところで、この種の部品は、複雑な形状をなすことが一般的である。上記したようにＨＩＰ処理を行って焼結体とし、押出加工を行う場合、複雑な形状のものを得ることは困難である。すなわち、焼結体に対して切削加工等を行い、これにより、最終製品（部品）としての形状・寸法に仕上げる必要がある。また、アトマイズ粉を用いる粉末冶金であっても、複雑な形状のものを得ることは困難である。このため、生産効率が十分に大きいとはいえず、また、煩雑である。

そこで、該部品を、Ａｌ合金の溶湯から鋳造物として得ることが検討されている。鋳造加工によれば、複雑形状の物体を容易に形成することができるからである。また、最終製品の寸法に近い寸法のものが得られるので、バリ取り加工等の小規模な仕上げ加工を施す程度で十分であるからである。

一般的に高温強度が比較的高い鋳造用のＡｌ合金としては、Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系（ＡＣ４ＣＨ等）やＡｌ−Ｓｉ−Ｃｕ−Ｍｇ合金（ＡＣ４Ｄ等）、Ａｌ−Ｓｉ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｎｉ系合金（ＡＣ９Ａ等）が周知である。Ａｌ−Ｓｉ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｎｉ系合金（ＡＣ９Ａ等）は常温での靭性が低く、また、鋳造が難しいため、実際の鋳造品としては適用が少ない。

一方、該Ａｌ合金は、従来、展伸材として用いられていたが、近時、鋳造物に適用されている例がある。例えば、特許文献２には、Ｓｃを０．０１〜０．８％含有する耐熱アルミ合金鋳物に関する技術（薄肉石膏鋳造品）が開示されている。

また、特許文献３には、粒径が約４０〜６０μｍであるＡｌ₃（Ｓｃ，Ｚｒ）析出粒子と、約５ｎｍのη’相析出物とを金属組織中に含むＡｌ合金鋳造物が、熱間割れに対して有効な耐性を示す、との報告がなされている。

特表２０１２−５１００１７号公報特許第４２９００２４号公報特表２０１１−５１０１７４号公報

特許文献２では、高温強度について２００℃までしか記述がなく、それ以上の温度における強度が十分であるか否かは不明である。また、高温強度を得るためには溶体化処理を行わなければならないという側面がある。さらに、航空機や自動車用の構成部品に必要な伸び率に関する記述はなく、如何なる程度の伸び率であるのかも不明である。

また、特許文献３に記載のＡｌ合金鋳造物は、１００℃／秒以上という非常に大きな冷却速度として得られるが、一般的な砂型・金型鋳造では同様の特性を出すことが困難である。しかも、このＡｌ合金を出発材料として得られた鋳造物を航空機や自動車用の部品とするには、切削加工等を行い最終製品として寸法・形状を合わせる必要があり、複雑な形状を得るのは困難である。

以上のことから、特許文献２、３に記載の技術によって得られたＡｌ合金鋳造物に比して複雑な形状の鋳造が可能であり、且つ必要な強度・靭性等が一層優れているものが求められている。

本発明は上記した問題を解決するためになされたもので、良好な鋳造性を示し、且つ高温強度等の諸特性に優れたＡｌ合金鋳造物及びその製造方法を提供することを目的とする。

前記の目的を達成するために、本発明に係るＡｌ合金鋳造物は、Ｍｇを３．２〜７．２重量％、Ｓｃを０．２８〜０．６重量％含み、且つＦｅ、Ｓｉがともに０．１重量％以下、残部がＡｌ及び不可避的不純物であり、
金属組織中に、粒径が１００ｎｍ以下であるＡｌ₃Ｓｃ粒子が３体積％以下で存在することを特徴とする。

ここで、粒径が１００ｎｍを超えると、Ａｌ₃Ｓｃ粒子の析出効果が減少するため、Ａｌ合金鋳造物の強度を向上させることが困難である。また、３体積％を超えるＡｌ₃Ｓｃ粒子を析出させることは、Ａｌ₃Ｓｃを過飽和に固溶させる必要があるためにかなり大きな冷却速度が必要であり、製法上困難である。しかも、この場合、膨大なコストがかかる。

成分組成比が上記したように設定されるＡｌ合金の溶湯から得られた鋳造物では、鋳造欠陥が少ない。すなわち、該Ａｌ合金は鋳造性に優れる。のみならず、微細なＡｌ₃Ｓｃ粒子が金属組織中に存在することから、強度（特に高温強度）に優れたものとなる。

この鋳造物は、Ｃｕ又はＭｎの少なくともいずれか一方を含むものであってもよい。このような元素が存在することにより、Ａｌ合金鋳造物の強度を一層向上させることができる。なお、Ｃｕ又はＭｎの合計値は、最大で４．３重量％に設定される。

該鋳造物は、典型的には、常温で１〜１０％の伸び率を示し、２００〜２５０℃の範囲内で１００時間曝露した後の２５０℃における高温引張試験において、１００〜１９０ＭＰａの０．２％降伏応力を示す。

また、本発明に係るＡｌ合金鋳造物の製造方法は、Ｍｇを３．２〜７．２重量％、Ｓｃを０．２８〜０．６重量％、且つＦｅ、Ｓｉをともに０．１重量％以下、残部をＡｌ及び不可避的不純物としたＡｌ合金の溶湯を得る工程と、
前記溶湯から鋳造物を得る工程と、
前記鋳造物に対して溶体化処理を施すことなく時効処理を施し、金属組織中に、粒径が１００ｎｍ以下であるＡｌ₃Ｓｃ粒子を３体積％以下の割合で析出させる工程と、
を有することを特徴とする。

このような過程を経ることにより、鋳造性に優れ且つ強度（特に高温強度）に優れたＡｌ合金鋳造物を得ることができる。この理由は、溶体化処理（及び焼入れ処理）を施すことなく時効処理を施すようにしているため、Ａｌ₃Ｓｃ粒子の粒径が１００ｎｍ以下と極めて微細になっているからであると考えられる。

なお、時効処理は、例えば、２５０〜３５０℃で５〜１００時間保持することによって行うことができる。

さらに、前記溶湯に、Ｃｕ又はＭｎの少なくともいずれか一方を最大で４．３重量％含めるようにしてもよい。この場合、上記したように、強度が一層向上したＡｌ合金鋳造物を得ることができる。

本発明によれば、Ａｌ合金鋳造物の成分組成比を所定の範囲内に設定するとともに、その金属組織中に、粒径が１００ｎｍ以下であるＡｌ₃Ｓｃ粒子を３体積％以下で存在させるようにしている。このため、鋳造性に優れ、且つ強度（特に高温強度）に優れた鋳造物を歩留まりよく得ることができる。

本発明の実施の形態に係るＡｌ合金鋳造物の透過型電子顕微鏡写真である。実施例１〜１４及び比較例１〜６の試験片における成分組成比と、各試験の結果を併せて示す図表である。溶体化処理及び焼入れ処理を行うことなく時効処理を施した試験片と、溶体化処理、焼入れ処理及び時効処理を施した試験片における、時効処理での保持時間と、Ｂスケールのロックウェル硬度との関係を示すグラフである。実施例４、１２及び比較例１〜４の各試験片における時効処理での保持時間と、Ｂスケールのロックウェル硬度との関係を示すグラフである。鋳造を行う際に用いた砂型の全体概略正面図である。実施例１２のＡｌ合金、ＡＣ４Ｄ材、又はＡＣ９Ａ材からなる鋳物から切り出した試験片を用いて引張試験を行った結果を示すグラフである。

以下、本発明に係るＡｌ合金鋳造物及びその製造方法につき好適な実施の形態を挙げ、添付の図面を参照して詳細に説明する。

先ず、本実施の形態に係るＡｌ合金鋳造物につき説明する。このＡｌ合金鋳造物は、少なくとも、Ｍｇを３．２〜７．２重量％、Ｓｃを０．２８〜０．６重量％含み、且つＦｅ、Ｓｉがともに０．１重量％以下である。

Ｍｇは、Ａｌ合金鋳造物に強度をもたらす成分である。Ｍｇが３．２重量％未満では十分な強度が得られず、一方、７．２重量％を超えると、鋳造性が低下して鋳造欠陥が目立つようになる。

Ｓｃは、ＡｌとともにＡｌ₃Ｓｃ粒子を形成する成分である。このＡｌ₃Ｓｃ粒子が金属組織中に存在することにより、Ａｌ合金鋳造物が優れた強度（特に高温強度）を示すようになる。また、凝固組織を微細化し、湯周り性も良好なものとなる。

Ｓｃの割合は、上記の通り、０．２８〜０．６重量％に設定される。０．２８重量％未満であると、Ａｌ₃Ｓｃ粒子の析出量が低減して強度の向上が認められない。一方、０．６重量％を超えると、粗大なＡｌ₃Ｓｃ粒子が析出し始めて強度向上へ寄与しなくなる。以上のことから、Ａｌ合金鋳造物の強度が十分でなくなる。

図１は、Ａｌ合金鋳造物の透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）写真である。この図１から、粒径が１００ｎｍ以下、典型的には５〜１０ｎｍであるＡｌ₃Ｓｃ粒子が金属組織中に含まれていることが分かる。なお、Ａｌ₃Ｓｃ粒子であることは、エネルギ分散型Ｘ線分析（ＥＤＳ）によって確認される。

図１からは、Ａｌ₃Ｓｃ粒子が３体積％以下の割合であることも諒解される。すなわち、本実施の形態に係るＡｌ合金鋳造物は、その金属組織中に、粒径が１００ｎｍ以下のＡｌ₃Ｓｃ粒子を３体積％以下含むものである。

一般的なＡｌ合金には、Ｆｅ及びＳｉが不可避的不純物として含まれる。ここで、本実施の形態に係るＡｌ合金鋳造物においては、Ｆｅ及びＳｉの割合は、ともに０．１重量％以下に設定される。

すなわち、本実施の形態では、Ｆｅ及びＳｉの割合が可及的に小さくなるようにしている。本発明者は、特に、Ｓｉが、Ａｌ合金鋳造物の強度及び鋳造特性に影響を与えることを見出した。すなわち、Ｓｉ量を可及的に小さくすると、Ａｌ合金鋳造物の特に高温強度が良好となる。また、Ｆｅ量を可及的に小さくすると、室温での延性が向上するとともに鋳造性も改善できる。

Ａｌ合金鋳造物は、さらに、Ｃｕ又はＭｎの少なくともいずれか一方を含むものであってもよい。これにより、強度が大きくなるという利点が得られる。

その場合、両元素の割合は、鋳造加工時の鋳造性が低下することや、製品の延性が低下することを回避するべく、合計で最大４．３重量％に設定される。すなわち、Ｃｕのみが添加されている場合、Ｍｎのみが添加されている場合、Ｃｕ及びＭｎの双方が添加されている場合のいずれにおいても、その添加割合は最大で４．３重量％である。

以上のような元素を上記した割合で含み、且つ金属組織中にＡｌ₃Ｓｃ粒子が存在するＡｌ合金鋳造物は、優れた諸特性（特に高温強度）を示す。すなわち、典型的には、常温での伸び率が１〜１０％であり、且つ２５０℃での０．２％降伏応力が１００〜１９０ＭＰａである。

次に、上記したＡｌ合金鋳造物の製造方法につき説明する。

はじめに、溶湯を得るべく、溶解すべき純Ａｌ材又はＡｌ合金材を用意する。ここで、純Ａｌ材やＡｌ合金材は、Ｍｇが３．２〜７．２重量％、Ｓｃが０．２８〜０．６重量％となり、且つＦｅ、Ｓｉの双方が０．１重量％以下となるような割合で混合される。すなわち、例えば、Ｍｇを７．５重量％含むようなＡｌ合金材を選定した場合には、Ｍｇの含有量が少ないＡｌ合金材や、純Ａｌ材を混合することによってＭｇの割合を相対的に低下させ、３．２〜７．２重量％の範囲内とする。

Ａｌ合金材には、Ｃｕ及びＭｎの少なくともいずれか一方が含まれていてもよい。この場合、上記したようにＣｕ及びＭｎの割合は最大で４．３重量％に設定される。

なお、純Ａｌ材やＡｌ合金材、添加元素源等は粉末であってもよい。例えば、純Ａｌ粉末、純Ｍｇ粉末、純Ｓｃ粉末、純Ｃｕ粉末及び純Ｍｎ粉末を用意し、純Ｍｇ粉末が３．２〜７．２重量％、純Ｓｃ粉末が０．２８〜０．６重量％、純Ｃｕ粉末及び純Ｍｎ粉末の合計が４．３重量％以内、残部が純Ａｌ粉末となるように粉末同士の添加・混合を行えばよい。この場合、純金属粉末を用いるので、不可避的不純物であるＳｉ及びＦｅの割合はともに０．１重量％以下となる。

次に、これら純Ａｌ材やＡｌ合金材を溶解して溶湯を得る。勿論、例えば、ある種のＡｌ合金材を溶解して溶湯とした後、該溶湯に別のＡｌ合金材を添加するようにしてもよい。

次に、この溶湯を、鋳造加工装置の成形型内に導入する。溶湯は、キャビティの形状に対応する形状で冷却固化し、これによりＡｌ合金鋳造物が得られる。

Ｍｇ及びＳｃの成分組成比が所定の範囲内に設定され、且つＣｕ及びＭｎを含む場合には、これらの成分組成比の最大値が所定の値に設定されている。このため、優れた鋳造性が発現する。従って、鋳造欠陥が発生することが抑制されたＡｌ合金鋳造物を得ることができる。

通常、このようにして得られたＡｌ合金鋳造物には、均一固溶体とするための溶体化処理が施され、次に、焼入れ処理（急冷）が行われる。周知の通り、その後に時効処理がさらに施され、これにより金属組織中に析出物が析出する。

これに対し、本実施の形態においては、溶体化処理及び焼入れ処理が行われない。すなわち、溶湯が冷却固化されることで得られたＡｌ合金鋳造物には、溶体化処理及び焼入れ処理が施されることなく、次工程である時効処理が施される。

このように、溶体化処理及び焼入れ処理を施すことなく時効処理を行うと、粒径１００ｎｍ以下の微細なＡｌ₃Ｓｃ粒子が金属組織中に析出する。金属組織中におけるＡｌ₃Ｓｃ粒子の占有面積（体積）率は、Ａｌ合金鋳造物におけるＡｌ₃Ｓｃ粒子の占有量と、その際のＡｌ合金鋳造物の抵抗値との関係から得られた検量線を用いる電気抵抗法によって求めることができる。この手法により求められたＡｌ₃Ｓｃ粒子の占有面積（体積）率は、３体積％以下である。

なお、時効処理は、Ａｌ₃Ｓｃ粒子が上記したように析出する条件で行えばよい。例えば、２５０〜３５０℃で５〜１００時間保持することが好適であるが、温度や時間は、特にこれに限定されるものではない。

その後、得られたＡｌ合金鋳造物を室温となるまで放冷すればよい。以上のようにして、金属組織中にＡｌ₃Ｓｃの析出粒子を含むＡｌ合金鋳造物が得られるに至る。

必要に応じ、バリ取り加工等の仕上げ加工がなされる。これにより、所定形状・寸法の最終製品が得られるに至る。この最終製品（Ａｌ合金鋳造物）は、例えば、航空機や自動車用の部品として用いられる。上記したように、強度等の諸特性が優れるからである。

鋳造加工によれば、複雑形状の部品を容易に得ることができる。すなわち、本実施の形態によれば、強度等の諸特性が優れる複雑形状物を効率よく得ることが可能となる。

なお、上記した実施の形態では、所定形状をなす鋳造加工品を得る場合を例示して説明しているが、例えば、板材や棒材等を鋳造物として得るようにしてもよい。そして、これら板材や棒材に対して鍛造加工を施し、上記のＡｌ合金鋳造物を出発材料とする所定形状の物品（鍛造加工品）を作製することも可能である。

勿論、この鍛造加工品も諸特性に優れる。上記のＡｌ合金鋳造物を出発材料として成形加工されたものであるからである。

純Ａｌ、純Ｍｇ、純Ｓｃ、純Ｃｕ及び純Ｍｎを用意し、図２に示す割合で混合した。各原材料のＳｉやＦｅがともに０．１重量％以下であれば、粉末やインゴットあるいは粒子の如何なる形態であってもよい。勿論、Ｍｇは３．２〜７．２重量％の範囲内とし、且つＳｃは０．２８〜０．６重量％の範囲内とした。また、Ｃｕ又はＭｎを添加するときには、これらの合計を最大で４．３重量％とした。

この混合粉末を溶解して溶湯を得、さらに鋳造加工を行うことによって、Ａｌ合金からなる実施例１〜１４の試験片を各々複数個得た。なお、複数個の試験片は、同一成分組成比であっても同一形状のものではなく、後述する各試験に適切な形状のものをそれぞれ作製した。さらに、各々の試験片が所定温度まで降下した直後、時効処理を施した。

これらの試験片の金属組織をＴＥＭ等で観察したところ、粒径が３０ｎｍ以下である粒子が金属組織中に１体積％以下の割合で存在することが確認された。また、前記粒子につきＥＤＳにて同定を行ったところ、Ａｌ₃Ｓｃであることが認められた。

比較のため、実施例１、４、１２の各々と同一成分・組成比のＡｌ合金からなる試験片を作製し、これらについては溶体化処理を施した。その後、焼入れ処理を施し、上記に準拠した時効処理を施した。なお、この場合、Ａｌ₃Ｓｃの粒径は３０ｎｍを超えており、粗大化していることが確認できた。

図３は、溶体化処理及び焼入れ処理を行うことなく時効処理を施した試験片と、溶体化処理、焼入れ処理及び時効処理を施した試験片における、時効処理での保持時間と、Ｂスケールのロックウェル硬度との関係を示すグラフである。図３中、前者の試験片については実線、後者の試験片については破線で示している。また、四角（■、□）、菱形（◆、◇）、三角（▲、△）の各プロットは、それぞれ、実施例１、実施例４、実施例１２の成分組成比のものであることを表している。

この図３から、前者、すなわち、溶体化処理及び焼入れ処理を行うことなく時効処理を施した試験片の方が高硬度であることが分かる。高硬度である素材は高強度であることから、前者の試験片の方が高強度であると換言することができる。このように硬度（強度）が相違する理由は、前者の試験片の方が、Ａｌ₃Ｓｃ粒子の粒径が小さいためであると考えられる。

さらに、Ｓｉの添加割合を１．９重量％以上とした比較例１〜４の試験片、Ｓｃを全く添加していない比較例５、６の試験片を各々複数個鋳造加工によって作製し、所定温度まで降下した後、上記と同様にして時効処理を施した。これら比較例１〜６の試験片における成分組成比も、図２に纏めて示している。

先ず、実施例４、１２及び比較例１〜４の各試験片における時効処理（２５０℃曝露）での保持時間と、Ｂスケールのロックウェル硬度との関係をグラフにして図４に示す。この図４から、Ｓｉの割合が大きな比較例１〜４の試験片では、保持時間が長くなると低硬度となること、換言すれば、高温強度が十分でないことが分かる。これに対し、実施例４、実施例１２の試験片では、保持時間とともに硬度が上昇していることから、十分な高温強度を示すものであることが認められる。

次に、実施例１〜１４及び比較例１〜６の試験片につき鋳造性を評価した。鋳造性が極めて良好であるものを「◎」、良好であるものを「○」とし、図２に併せて示す。鋳造性が良好であるものは、鋳造欠陥が少ないことを意味する。

Ｓｉは、鋳造性を向上させる元素として知られている。一方、実施例１〜１４の試験片は、Ｓｉの割合が極めて少ないにも関わらず優れた鋳造性を示していることが分かる。

次に、実施例１〜１４及び比較例１〜６の試験片を用い、２００〜２５０℃に到達してさらに１００時間曝露した後に０．２％降伏強度を測定した。各試験片で得られた値を図２に示す。２００〜２５０℃で１００時間曝露後の０．２％降伏強度で十分な強度が得られれば、その後の耐久性能もほとんど低下しないと判断できた。

また、１５０〜２５０℃における温度領域で引っ張り試験を行い、ＡＣ４Ｄ材における試験結果と比較した。全温度域でＡＣ４Ｄ材よりも高強度であったものを「◎」、１５０℃前後で同等であり且つ２５０℃で高強度であったものを「○」、１５０℃前後で若干低強度であり且つ２５０℃で高強度であったものを「△」、全温度域で低強度であったものを「×」と表し、図２に併せて示した。

図２から、実施例１〜１４の試験片が、１００時間曝露後も２００〜２５０℃にて十分な高強度（高温強度）を示していることが明らかである。

次に、室温にて伸び率を測定し、ＡＣ４Ｄ材における試験結果と比較した。ＡＣ４Ｄ材が２％程度の伸び率を示すことから、４％以上の伸び率を示したものを「◎」、２〜４％の伸び率を示したものを「○」、１〜２％の伸び率を示したものを「△」と表し、図２に併せて示した。なお、比較例１〜４の試験片は、伸び率が１％に達しないうちに破断した。

図２から、実施例１〜１４の試験片が十分な伸び率を示すものであることが明らかである。

図５に示す砂型１０を用い、実施例１２のＡｌ合金、ＡＣ４Ｄ材、又はＡＣ９Ａ材を用いてギアボックスの鋳物を鋳造した。実施例１２では厚さ３〜２０ｍｍの部位に至るまで湯周りよく鋳造することができた。

また、各鋳物から試験片を切り出した。この中、実施例１２及びＡＣ４Ｄ材の試験片は、試験前に２５０℃で１００時間曝露した。一方、ＡＣ９Ａ材には前記の曝露を行わなかった。その後、各々の試験片に対し、室温、１５０℃、２５０℃のそれぞれにて引張試験を行った結果を図６に示す。図６中の棒グラフは０．２％耐力を表し、線グラフは伸びを表す。

実施例１２は室温強度及び高温強度が高く、ギアボックスとしての延性も十分であることが確認された。これに対し、ＡＣ４Ｄ材は、延性は認められるものの、破断の起点にＳｉ晶出物が観察されており、これにより延性が低下しているものと考えられる。一方、実施例１２には粗大な晶出物が存在しないため、強度及び延性が確保されたものと考えられる。また、ＡＣ９Ａ材は、延性が最も低かった。

１０…砂型

Claims

Ｍｇを３．２〜７．２重量％、Ｓｃを０．２８〜０．６重量％含み、且つＦｅ、Ｓｉがともに０．１重量％以下、残部がＡｌ及び不可避的不純物であり、
金属組織中に、粒径が１００ｎｍ以下であるＡｌ₃Ｓｃ粒子が３体積％以下で存在することを特徴とするＡｌ合金鋳造物。
請求項１記載の鋳造物において、さらに、Ｃｕ又はＭｎの少なくともいずれか一方を最大で４．３重量％含むことを特徴とするＡｌ合金鋳造物。
請求項１又は２記載の鋳造物において、常温での伸び率が１〜１０％であり、且つ２００〜２５０℃で１００時間曝露した後の０．２％降伏応力が１００〜１９０ＭＰａであることを特徴とするＡｌ合金鋳造物。
Ｍｇを３．２〜７．２重量％、Ｓｃを０．２８〜０．６重量％、且つＦｅ、Ｓｉをともに０．１重量％以下、残部をＡｌ及び不可避的不純物としたＡｌ合金の溶湯を得る工程と、
前記溶湯から鋳造物を得る工程と、
前記鋳造物に対して溶体化処理を施すことなく時効処理を施し、金属組織中に、粒径が１００ｎｍ以下であるＡｌ₃Ｓｃ粒子を３体積％以下の割合で析出させる工程と、
を有することを特徴とするＡｌ合金鋳造物の製造方法。
請求項４記載の製造方法において、前記時効処理を、２５０〜３５０℃で５〜１００時間保持することによって行うことを特徴とするＡｌ合金鋳造物の製造方法。
請求項４又は５記載の製造方法において、前記溶湯を、Ｃｕ又はＭｎの少なくともいずれか一方を最大で４．３重量％含むものとすることを特徴とするＡｌ合金鋳造物の製造方法。