次に、本発明の好ましい実施の形態につい� ��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� ��好ましい。
 この場合には、上記溶湯から上記アルミニ� ��ム合金鋳造材を連続的に直接鋳造すること� ��できる。そしてこの場合には、直接鋳造を� ��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� ��造材を得ることができる上述の作用効果を� ��著に発揮させることができる。また、この� ��合には、上記特定の冷却速度での冷却を行� ��易くなる。
 また、上記鋳造工程は、ダイカスト法等の� ��うに連続鋳造以外の方法によって行うこと� ��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� ��有し、残部がアルミニウムと不可避的不純� ��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� �、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� �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、5ma ss%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� �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� �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。� �方、1mass%を超える場合には、鋳造時に粗大� �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、� ��びYからなる第3成分元素群から選ばれる1種� ��上の元素を、個々の含有量が0.05~2mass%とな� �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A l基地とによって層状相を形成するようにな� �。さらに上記第2成分元素Ti、及び上記第3成� ��元素を上記特定量添加すると、熱エネルギ� ��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� ��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� �上述の効果が充分に得られないおそれがあ� �。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� �ことがよく、より好ましくは0.5~1.2mass%がよ� �。

 また、上記第3成分元素の合計含有量X(mass%)� ��、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� ��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� ��材の強度が低下したり、耐軟化性が低下し� ��りするおそれがある。X≦Tiの場合には、耐� ��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� ��る上記アルミニウム合金を用いることが好� ��しい。
 この場合には、優れた強度特性及び成形性� ��維持しつつ、耐軟化性をより向上させるこ� ��ができる。
 上記Zrの含有量が0.2mass%未満の場合には、Zr� ��加による上述の効果が充分に得られないお� ��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� �解させるときの溶解温度が非常に高くなる� �それがある。そのため、溶解時に特別な装� �が必要となり、製造コストが増大するおそ� �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� �ミニウム合金を用いることが好ましい。
 この場合には、成形性をほとんど損ねるこ� ��なく上記アルミニウム合金鋳造材の強度を� ��り向上させることができる。Mgが0.05mass%未� �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� ��なってしまうおそれがある。一方、2mass%を� ��えて添加した場合には、上記アルミニウム� ��金鋳造材の加工性が悪くなり、例えば圧延� ��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� ��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� ��なる第5成分元素群から選ばれる1種以上の� �5成分元素をさらに0.05~1mass%含有する上記ア� �ミニウム合金を用いることが好ましい。
 上記第5成分元素群のうちCuを含有する場合� ��は、上記アルミニウム合金鋳造材の加工性� ��ほとんど損ねることなく、強度を向上させ� ��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、� �工性、及び成形性を向上させることができ� �。その結果、加工性や成形性等をほとんど� �ねることなく、上記アルミニウム合金鋳造� �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� �に得られないおそれがある。一方、上記第5� ��分元素群のうちCuを1mass%を越えて添加した� �合には、加工性及び成形性が悪くなるおそ� �がある。また、この場合には、耐食性が劣� �するおそれがある。また、上記第5成分元素� ��のうちCr及び/又はCoを1mass%を越えて添加し� �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� ��、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� �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。
 この場合には、上記アルミニウム合金鋳造� ��の加工性及び成形性をほとんど損ねること� ��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� �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� ��、さらに好ましくは0.1mass%~0.3mass%がよい。� �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� ��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� ��との合計量を3mass%以下にすることが好まし� ��。
 上記第4~第6成分元素の合計量が3mass%を越え� ��場合には、上記アルミニウム合金鋳造材の� ��工性が悪くなり、例えば圧延時に圧延割れ� ��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� ��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� ��性、耐食性、及び成形性を特に高レベルで� ��ね備えた合金組成のアルミニウム合金の比� ��は、2.7g/cm ³ 以上となる。

 また、上記溶解工程においては、上記アル� ��ニウム合金を、その組成から決定される液� ��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� ��のアルミニウム合金鋳造材の内部に巣が形� ��され、健全なアルミニウム合金鋳造材を得� ��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� ��ニウム合金の組成から決定される固相線温� ��より少なくとも10℃低い温度即ち、少なく� �も固相線温度-10℃に達するまで、上記溶湯� �冷却速度150℃/sec以上かつ10000℃/sec未満で冷� ��しつつ板状に鋳造して上記アルミニウム合� ��鋳造材を得る。
 この場合には、上述したように耐軟化性等� ��特性に優れたアルミニウム合金鋳造材を得� ��ことができ、例えば熱エネルギーやひずみ� ��ネルギーが加わったときに、AlとTiと第3成� �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� ��による冷却を上記固相線温度-10℃に達する� ��で行わなかった場合には、連続鋳造時に上� ��の溶湯の熱によって下流の鋳造材が局部的� ��再溶融し、粗大な晶出物が形成されるおそ� ��がある。そのため、得られるアルミニウム� ��金鋳造材の金属組織が不均一になるおそれ� ��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� ��温度-10℃に達するまで行えばよく、当該温� ��に達した以降は、上記の150℃/sec以上かつ100 00℃/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� �い。

 また、上記鋳型としては、銅製の鋳型を用� ��ることが好ましい。
 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� �
 板状への鋳造は、後述のように例えば単ロ� ��ル式、双ロール式、ブロック式、ベルト式� ��イール式等の鋳造装置を用いて行うことが� ��きる。
 厚さ0.3mm未満の場合には、ロール間、ブロ� �ク間、ベルト間への注湯やギャップ制御な� �が困難になり、アルミニウム合金鋳造材の� �産が困難になるおそれがある。一方、10mmを� ��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� ��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� ��しい。
 上記単ロール式の連続鋳造法は、上記アル� ��ニウム合金の溶湯を例えば銅製の回転単ロ� ��ルに連続的に供給し、急冷凝固させること� ��板状のアルミニウム合金鋳造材を得る方法� ��ある。また、上記双ロール式の連続鋳造法� ��、例えば銅製の回転ロールを対に配置し、� ��ロールのギャップを任意に調整することで� ��却速度を制御することができ、単ロール法� ��同様に急冷凝固させることにより板状のア� ��ミニウム合金鋳造材を得る方法である。ま� ��、上記ブロック式の連続鋳造法は、可動式� ��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� �ト状冷却部材の間に溶湯を供給し、該ベル� �間で冷却固化させながら連続的に板状に鋳� �する方法である。また、上記ホイール式の� �続鋳造法は、回転ホイールの外周面に形成� �れた溝の一部に溶湯を注入して溝と押え(ロ� ��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� ��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� ��ることができる。
 この場合には、例えば単ロール、及び双ロ� ��ル式の連続鋳造法によって鋳造を行うとき� ��、径が小さな回転ロールを用いることがで� ��る。即ち、径の小さな回転ロールを用いる� ��、ロール(鋳型)と溶湯との接触面積及び接� �時間が不十分になり、上記溶湯を上述の冷� �速度で固相線温度-10℃に達するまで冷却す� �ことが困難になる。これに対し、上記のご� �く、上記鋳型において少なくとも表層を固� �させた溶湯に対して続けて水冷を行うと、� �転ロールのロール径が小さい場合であって� �、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� ��ニウム合金鋳造材に対して、熱エネルギー� ��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� ��いて、上記α相、及びAl-Fe系化合物とAlとの� ��晶組織からなる上記層状相が形成されるだ� ��でなく、上述のごとく熱エネルギー及びひ� ��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� ��度をより向上させて上記アルミニウム合金� ��を得ることができる。なお、上記第6の発明 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2 00℃未満の場合には、圧延割れや大きな耳割� ��が発生するおそれがある。これは特に溶質� ��度の高いアルミニウム合金を用いた場合に� ��著に発生する。また、熱エネルギーにより� ��度が向上するという上記アルミニウム合金� ��の特性を充分に引き出すことができないお� ��れがある。その結果、上記熱間圧延工程後� ��、上記アルミニウム合金材の強度を充分に� ��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� ��工程後に得られる上記アルミニウム合金鋳� ��材の厚みを30%以上小さくする圧延加工を行� ��。圧下が30%未満の場合には、ひずみエネル� ��ーが不十分となり、強度を充分に向上させ� ��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� ��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。
 この場合には、上記鋳造工程後に得られる� ��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� ��材の温度が200℃未満の場合には、上記熱間� ��延工程において、上記アルミニウム合金鋳� ��材を再度温度200℃以上に加熱する必要が生� ��る。一方、上記鋳造工程後の上記アルミニ� ��ム合金鋳造材の温度が500℃を越える場合に� ��、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� �合には、上記熱間圧延工程において、圧延� �ールに対するダメージが大きくなり、ロー� �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� ��の範囲においては、上述の「固相線温度よ� ��少なくとも10℃低い温度」が上述の500℃以� �になることはない。したがって、上記鋳造� �程において500℃まで冷却しても、上述の「� �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� �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� �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� ��記アルミニウム合金鋳造材の強度をより向� ��させて上記アルミニウム合金材を得ること� ��できる。
 上記アルミニウム合金鋳造材の加熱温度が� ��記アルミニウム合金の融点の1/2未満の場合� ��は、熱エネルギーにより強度が向上すると� ��う上記アルミニウム合金鋳造材の特性を充� ��に引き出すことができないおそれがある。� ��の結果、冷間圧延して加熱した後の上記ア� ��ミニウム合金鋳造材の強度を充分に向上さ� ��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� ��たり、局部的に組成が溶融したりするおそ� ��がる。その結果、上記アルミニウム合金材� ��強度等の特性が低下してしまうおそれがあ� ��。より強度を向上させるためには、上記冷� ��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� �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� ��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� �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4 00℃未満の場合又は加熱時間が0.5時間未満の� ��合には、熱エネルギーにより強度が向上す� ��という上記アルミニウム合金鋳造材の特性� ��充分に引き出すことができないおそれがあ� ��。その結果、加熱後の上記アルミニウム合� ��鋳造材の強度を充分に向上させることがで� ��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� �ことが好ましく、加熱時間は1~2時間である� �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� �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� �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� �に、Zr、Nb、Hf、Sc、及びYからなる第3成分元� ��群から選ばれる1種以上の第3成分元素を、� �々の含有量が0.05~2mass%、かつ上記第1成分元� �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� �をX(mass%)としたとき、Fe>X>Tiを満足する� �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� ��アルミニウム合金材の金属組織は、Al基地� �らなるα相と、該α相を取り囲むように形成� ��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� �過飽和固溶体からなり、該過飽和固溶体に� �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� ��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、� �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� ��記第2成分元素と上記第3成分元素との化合� �からなる粒径5μm以上の晶出物の占める面積� ��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� ��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� ��と、熱間圧延等により、上記アルミニウム� ��金鋳造材に熱エネルギーやひずみエネルギ� ��を加わえたときに、強度特性や耐軟化性を� ��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� �素との化合物からなる粒径2~500nmの析出物が� ��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� ��度が得られないおそれがある。一方、500nm� �越える場合にも、強度が低下するおそれが� �る。

 上記第6の発明における析出物及び上記第5� �発明における晶出物は例えば透過型電子顕� �鏡観察によりその存在を確認することがで� �る。また、顕微鏡観察により、上記アルミ� �ウム合金鋳造材の任意断面における晶出物� �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� ��合は、上記アルミニウム合金鋳造材の測定� ��象面を鏡面まで研磨した後、透過型電子顕� ��鏡で観察し、得られた像に対して画像解析� ��理装置を用いて面積率を測定する。面積率� ��、観察視野面積に対する観察視野面内にお� ��る晶出物の面積の割合とする。但し、観察� ��野面積は少なくとも1mm ² 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� �る上記アルミニウム合金鋳造材及び上記第5� ��発明の上記アルミニウム合金鋳造材に、熱� ��ネルギーやひずみエネルギーを加えること� ��より得ることができる。これにより、例え� ��上記Al基地中に固溶していた上記第2成分元� ��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� �ニウム合金鋳造材及び上記アルミニウム合� �材は、上記第3成分元素群のうち少なくともZ rを0.2~1.2mass%含有することが好ましい。
 この場合には、優れた強度特性及び成形性� ��維持しつつ、耐軟化性をより向上させるこ� ��ができる。Zrの含有量の臨界意義は、上記� �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� ��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。
 この場合には、成形性をほとんど損ねるこ� ��なく上記アルミニウム合金鋳造材及び上記� ��ルミニウム合金材の強度をより向上させる� ��とができる。Mgの含有量の臨界意義は、上� �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� ��記Al基地中に固溶していることが好ましい� �
 また、上記第4成分元素としてのMgは、上記A l基地中でAl-Mg化合物を形成していることが好 ましい。
 これらの場合には、上記アルミニウム合金� ��造材及び上記アルミニウム合金材の強度を� ��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� ��ミニウム合金材は、Cu、Cr、及びCoからなる� ��5成分元素群から選ばれる1種以上の第5成分� ��素を0.05~1mass%含有することが好ましい。上� �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� �ニウム合金材の加工性をほとんど損ねるこ� �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C oを含有する場合には、上記アルミニウム合� �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� �る。上記第5成分元素の含有量の臨界意義は� ��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、� ��記層状相を構成する上記Al-Fe化合物の少な� �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� �。
 この場合には、上記アルミニウム合金鋳造� ��及び上記アルミニウム合金材の伸び、加工� ��、及び成形性をより向上させることができ� ��。

 上記第5成分元素としてのCuは、上記Al基地� �でAl-Cu化合物を形成していることが好ましい 。
 この場合には、上記アルミニウム合金鋳造� ��及び上記アルミニウム合金材の加工性をほ� ��んど損ねることなく、その強度をより向上� ��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� ��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� ��、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。。即ち、上記第4成分と� �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� �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� ��なく、上記アルミニウム合金鋳造材及び上� ��アルミニウム合金材の強度をより一層向上� ��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� ��ニウム合金材は、第6成分元素としてV及び/� ��はMoを0.05mass%超え0.5mass%未満含有することが 好ましい。
 この場合には、上記アルミニウム合金鋳造� ��及び上記アルミニウム合金材の加工性及び� ��形性をほとんど損ねることなく、強度を向� ��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� �る。

 上記第6成分元素としてのV及び/又はMoは、� �記Al基地中で、Alとの化合物(Al-V化合物及び/� ��はAl-Mo化合物)、Alと上記第2成分元素Tiと上� �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。
 この場合には、上記アルミニウム合金鋳造� ��及び上記アルミニウム合金材の加工性及び� ��形性をほとんど損ねることなく、強度をよ� ��一層向上させることができる。