JP2014037622A

JP2014037622A - 連続鋳造棒及び鍛造品

Info

Publication number: JP2014037622A
Application number: JP2013140875A
Authority: JP
Inventors: Toru Watanabe; 亨渡辺; Hidetoshi Takagi; 英俊高木; Tatsuki Ikegami; 達貴池上
Original assignee: Sankyo Tateyama Inc
Current assignee: Sankyo Tateyama Inc
Priority date: 2012-07-17
Filing date: 2013-07-04
Publication date: 2014-02-27

Abstract

【課題】初晶Ｓｉの出ない微細な組織のＡｌ−Ｓｉ系合金の連続鋳造棒の提供。
【解決手段】Ｓｉを１２〜２０ｗｔ％、Ｃｕを０．５〜６ｗｔ％、Ｍｇを０．１〜６ｗｔ％、ＦｅとＭｎをＦｅ＞Ｍｎ且つＦｅ＋Ｍｎ＝０．３〜２ｗｔ％、ＴｉとＺｒをＴｉ／Ｚｒ＝０．０６〜１且つＴｉ＋Ｚｒ≦０．３ｗｔ％、Ｓｒを０．００５〜０．０２５ｗｔ％含有し、残部がＡｌ及び不純物であり、断熱鋳型で製造したことを特徴とする。
【選択図】図１

Description

本発明は、Ａｌ−Ｓｉ系合金の連続鋳造棒と、これを用いた鍛造品に関する。

Ｓｉを１２．６％以上含有する過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金は、アルミ合金の基材中に初晶Ｓｉの結晶粒が点在しており、その効果による高い耐摩耗性・摺動性・高温強度を示すことから、従来よりピストンやコンプレッサー等に用いられている。しかし従来のＤＣ鋳造法によれば、Ｓｉの含有量が増えると初晶Ｓｉが大きくなり、加工性が低下する問題がある。

特許文献１には、ホットトップＤＣ鋳造法において、初晶Ｓｉ微細化剤としてＰ，Ｃａを添加すること、さらには初晶Ｓｉ微細化補助剤としてＭｇ，Ｓｒ，Ｂａを添加することで、初晶Ｓｉを微細化することができ且つ初晶Ｓｉが均一に分布した過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金の鋳塊が得られることが開示されている。しかし特許文献１のものでも、１０〜２０μｍの初晶Ｓｉができており、そのような大きさの初晶Ｓｉであっても鍛造加工性に悪影響をおよぼすおそれがある。

特開２０１０−１２４７０号公報

本発明は以上に述べた実情に鑑み、初晶Ｓｉの出ない微細な組織のＡｌ−Ｓｉ系合金の連続鋳造棒と、これを用いた鍛造品を提供することを特徴とする。

上記の課題を達成するために請求項１記載の発明による連続鋳造棒は、Ｓｉを１２〜２０ｗｔ％、Ｃｕを０．５〜６ｗｔ％、Ｍｇを０．１〜６ｗｔ％、ＦｅとＭｎをＦｅ＞Ｍｎ且つＦｅ＋Ｍｎ＝０．３〜２ｗｔ％、ＴｉとＺｒをＴｉ／Ｚｒ＝０．０６〜１且つＴｉ＋Ｚｒ≦０．３ｗｔ％、Ｓｒを０．００５〜０．０２５ｗｔ％含有し、残部がＡｌ及び不純物であり、断熱鋳型で製造したことを特徴とする。

請求項２記載の発明による連続鋳造棒は、Ｓｉを１２〜２０ｗｔ％、Ｃｕを０．５〜４ｗｔ％、Ｍｇを０．１〜６ｗｔ％、ＦｅとＭｎをＦｅ＞Ｍｎ且つＦｅ＋Ｍｎ＝０．３〜２ｗｔ％、ＴｉとＺｒをＴｉ／Ｚｒ＝０．０６〜１且つＴｉ＋Ｚｒ≦０．３ｗｔ％、Ｃａを０．００５〜０．０２ｗｔ％含有し、残部がＡｌ及び不純物であり、断熱鋳型で製造したことを特徴とする。

請求項３記載の発明による連続鋳造棒は、Ｓｉを１２〜２０ｗｔ％、Ｃｕを０．５〜６ｗｔ％、Ｍｇを０．１〜６ｗｔ％、ＦｅとＭｎをＦｅ＞Ｍｎ且つＦｅ＋Ｍｎ＝０．３〜２ｗｔ％、ＴｉとＺｒをＴｉ／Ｚｒ＝０．０６〜１且つＴｉ＋Ｚｒ≦０．３ｗｔ％、ＳｒとＣａをＳｒ＋Ｃａ＝０．００４〜０．０３ｗｔ％含有し、残部がＡｌ及び不純物であり、断熱鋳型で製造したことを特徴とする。

請求項４記載の発明による鍛造品は、請求項１〜３の何れかに記載の連続鋳造棒を熱間または冷間鍛造したことを特徴とする。

請求項１記載の発明による連続鋳造棒は、Ｓｒを０．００５〜０．０２５ｗｔ％含有することによる組織を微細化・安定化する作用と、断熱鋳型で製造したことで冷却速度を早くできることにより、Ｓｉを１２〜２０ｗｔ％含有しても初晶Ｓｉの出ない微細な組織とすることができる。

請求項２記載の発明による連続鋳造棒は、Ｃａを０．００５〜０．０２ｗｔ％含有することによる組織を微細化・安定化する作用と、断熱鋳型で製造したことで冷却速度を早くできることにより、Ｓｉを１２〜２０ｗｔ％含有しても初晶Ｓｉの出ない微細な組織とすることができる。ＣａはＳｒよりも安価なため、コストを抑えられる。

請求項３記載の発明による連続鋳造棒は、ＳｒとＣａをＳｒ＋Ｃａ＝０．００４〜０．０３ｗｔ％含有することによる組織を微細化・安定化する作用と、断熱鋳型で製造したことで冷却速度を早くできることにより、Ｓｉを１２〜２０ｗｔ％含有しても初晶Ｓｉの出ない微細な組織とすることができる。ＳｒとＣａを複合添加することで、単独で添加するよりも微細な組織が安定して得られると共に、総量を少なくできる。

請求項４記載の鍛造品は、請求項１〜３の何れかに記載の連続鋳造棒を熱間または冷間鍛造したので、初晶Ｓｉの出ない微細な組織なため鍛造加工性が良く、精密な鍛造品が安定して得られる。Ｓｉを１２〜２０ｗｔ％含有しているので、耐摩耗性や高温強度が高い。

本発明に係る連続鋳造棒の実施例１〜４と比較例１，２の断面の写真である。実施例と比較例の鋳造方法、鋳塊径、合金成分、Ｔ６室温強度、鍛造試験の結果をまとめた表である。本発明の連続鋳造棒の製造に用いられる連続鋳造装置の一例を示す模式図である。本発明の連続鋳造棒の製造に用いられる連続鋳造装置の他の例を示す模式図である。本発明の連続鋳造棒を用いた鍛造品の一例（ピストン）を示す図であって、（ａ）は正面図、（ｂ）は側面図、（ｃ）は底面図である。実施例１の連続鋳造棒を据え込み鍛造した結果を示す写真である。鋳塊径が大きい場合の実施例及び比較例を示す表である。図７の表に示す実施例及び比較例の断面の写真である。Ｓｒの量を変化させたときに鋳塊組織がどのように変化するか実験した結果をまとめた表である。図９の表に示す実施例及び比較例の断面の写真である。鋳塊径とＳｒの量を変化させた実施例を示す表である。図１１の表に示す実施例の断面の写真である。Ｓｒの量と引張強さの関係を示すグラフである。Ｃａの量を変化させたときに鋳塊組織がどのように変化するか実験した結果をまとめた表である。図１４の表に示す実施例及び比較例の断面の写真である。Ｃａ及びＳｒの量を変化させたときに鋳塊組織がどのように変化するか実験した結果をまとめた表である。図１６の表に示す実施例の断面の写真である。

以下、本発明の実施の形態を図面に基づいて説明する。本発明の連続鋳造棒は、Ｓｉを１２〜２０ｗｔ％含有するいわゆる過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金において、ＳｒとＣａの何れか、又はＳｒとＣａの両方を添加することと、断熱鋳型を用いて鋳造することにより、初晶Ｓｉの出ない微細な組織としている。さらに本発明の連続鋳造棒は、強度、耐熱性、耐摩耗性、加工性等の特性を得るために、Ｆｅ、Ｃｕ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｚｒが所定量添加される。以下、各元素の作用と含有量等について説明する。

Ｓｉ：１２〜２０ｗｔ％
Ｓｉは、低熱膨張性と耐摩耗性の向上に寄与する元素である。しかしながら、多量に添加すると粗大な初晶Ｓｉが晶出し、材料の強度や靱性、加工性を低下させることになる。
従って、本発明では充分な効果を得るため、その下限を１２ｗｔ％とし、充分な靱性及び加工性を確保するため、その上限を２０ｗｔ％とする。

Ｃｕ：０．５〜６ｗｔ％、又は０．５〜４ｗｔ％（Ｃａのみを添加する場合）
Ｃｕは、Ａｌ_２Ｃｕの析出により高温強度向上に寄与する元素である。しかしながら、多量に添加すると粗大化合物やポロシティーが生じ、強度や靱性を低下させ、また比重を増加させることにもなる。
従ってＣｕは、２００℃において最低限必要な強度を得るため、その下限を０．５ｗｔ％とし、粗大化合物やポロシティーの発生を防止すると共に比重の増加を抑えるため、その上限を６ｗｔ％とする。なお、Ｓｒを添加しないでＣａのみを添加する場合は、Ｃｕが４ｗｔ％よりも多いとＣａ添加による組織を微細化・安定化する効果が発揮されなくなるため、Ｃｕの上限を４ｗｔ％とする。

Ｍｇ：０．１〜６ｗｔ％
Ｍｇは、Ｍｇ_２Ｓｉの析出により強度向上に寄与する元素であるが、多量に添加すると化合物が粗大化し、強度と靱性を低下させる。よってＭｇは、強度向上の効果が認められ且つ粗大化合物が生じない範囲として、０．１〜６ｗｔ％としている。

Ｆｅ，Ｍｎ：Ｆｅ＞Ｍｎ且つＦｅ＋Ｍｎ＝０．３〜２ｗｔ％
Ｆｅは、Ａｌとの化合物の析出により高温強度向上に寄与する元素である。単体では、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ化合物として晶出する。Ｍｎも高温強度を向上させるための元素であり、Ｆｅと同時に添加するとＡｌ_６（Ｆｅ，Ｍｎ）化合物を形成する。高温強度にはＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ化合物が効くため、ＦｅをＭｎよりも多くしている。また、Ｆｅを２ｗｔ％以上添加すると化合物が粗大化して強度・靱性の低下を招き、０．３ｗｔ％以下では高温強度を向上させる効果が十分得られないため、Ｆｅ＋Ｍｎ＜０．３〜２ｗｔ％としている。

Ｔｉ，Ｚｒ：Ｔｉ／Ｚｒ＝０．０６〜１且つＴｉ＋Ｚｒ≦０．３ｗｔ％
ＴｉとＺｒは、ともに組織微細化と耐熱性に寄与する元素である。特にＺｒは鍛造後の強度向上に寄与するため、Ｚｒの添加量をＴｉよりも多くしている。ＴｉとＺｒの総量が０．３ｗｔ％以上では粗大晶出物が発生するため、Ｔｉ＋Ｚｒ≦０．３ｗｔ％としている。

Ｓｒ：０．００５〜０．０２５ｗｔ％
Ｓｒは上記のＳｉ等の添加元素の組織を微細化し、組織を安定化する働きがある。Ｓｒの含有量が０．００５ｗｔ％よりも少ないとこの効果が不安定になり、０．０２５ｗｔ％よりも多いとポロシティーが発生するおそれがある。よってＳｒは０．００５〜０．０２５ｗｔ％とした。

Ｃａ：０．００５〜０．０２ｗｔ％
Ｃａは、Ｓｒと同様にＳｉ等の添加元素の組織を微細化し、組織を安定化する働きがある。Ｃａの含有量が０．００５ｗｔ％よりも少ないとこの効果が不安定になり、０．０２ｗｔ％よりも多いとポロシティーが発生するおそれがある。よってＣａは０．００５〜０．０２５ｗｔ％とした。

Ｓｒ，Ｃａ：Ｓｒ＋Ｃａ＝０．００４〜０．０３ｗｔ％
ＣａはＳｒと比べて安価であるが効果が不安定な場合があり、ＳｒとＣａを複合添加することで、Ｃａでは不安定な部分を同じ効果を持つ少量のＳｒで補い、組織を微細化・安定化する効果を安定して得ることができる。また、ＳｒとＣａをそれぞれ単独で添加するよりも、総添加量を少なくすることができる。ＳｒとＣａを合わせた量が０．００４ｗｔ％よりも少ないと効果が不安定で、０．０３ｗｔ％よりも多いとポロシティーが発生するおそれがあるため、Ｓｒ＋Ｃａ＝０．００４〜０．０３ｗｔ％とした。

Ｚｎについて
ＡＤＣ１２Ｚ等のダイカスト用アルミニウム合金は、流通量が多く比較的安価であるが、不純物としてＺｎを含有しており、Ｚｎを含有すると耐食性が低下するなどの不具合が生ずるため、従来は使用していなかった。本発明の連続鋳造棒は、Ｚｎを含有してもそのような不具合が生じず、Ｚｎを含有しないものと同じように微細な安定した組織になる。そのため、ダイカスト用アルミニウム合金を原料に用いることが可能で、これによりコストダウンを図ることができる。Ｚｎの含有量は、限定されるものではないが、おおむね０．８ｗｔ％以下が好ましい。

ＣｕとＦｅの含有量は、本発明の連続鋳造棒から製作される製品の使用環境に応じて変えることが好ましい。具体的には、２００℃以下での強度が必要な場合はＣｕを５％近くまで添加し、２００℃以上での強度が必要な場合はＦｅを１％近くまで添加することが好ましい。

本発明の連続鋳造棒の鋳造に用いる連続鋳造装置の例を図３に示す。この連続鋳造装置は、溶湯を流し込む受湯部１と、受湯部１の下部に設けた上下に貫通した断熱鋳型２を有している。断熱鋳型２の材質としては黒鉛鋳型を用いた。断熱鋳型２の上部側壁には断熱層３を有し、下部側壁の周囲には水冷ジャケット４を設けてある。水冷ジャケット４は、給水口４ｂ、冷却水室４ｃ及び冷却水噴射ノズル４ａを有している。冷却水噴射ノズル４ａは、断熱鋳型２の外側の下端部２ａに向けて冷却水が噴射するようになっており、断熱鋳型２の下端部２ａを局部的に冷却するようになっている。また、断熱鋳型２の下端部２ａの局部的冷却効果を向上させる観点から、断熱鋳型２の下側の肉厚を上側に比較して薄くしてある。溶湯Ｍは断熱鋳型２の上部から入り、断熱鋳型２の下端部内側２ｂで冷却され凝固界面Ｍｃを形成しつつ、断熱鋳型２の下部からビレット等の連続した鋳塊Ｍｓとして先端底部を受台６にて受けながら連続鋳造する。
上述のように、断熱鋳型２の外側の下端部２ａを局部的に冷却していることで、従来の断熱型連続鋳造法に比較して固液共存温度域の幅ｄが小さくなる。
断熱鋳型２の下端部２ａに噴射した冷却水５は、鋳塊Ｍｓの表面に沿って下方向に流水部５ａを形成しながら流下する。

上述のように断熱鋳型２の下端部２ａを冷却水５で局部的に冷却すると共に、鋳塊Ｍｓの表面に沿って流下する冷却水（流水部５ａ）により、鋳塊Ｍｓを４５〜６５℃／ｓの高い冷却速度で冷却することができる。これによりアルミニウム合金溶湯の凝固が速やかに完了するため、鋳塊表面が平滑になり、また鋳塊内部は固液共存温度域が狭くなるため金属間化合物の成長が抑制され、内部組織が微細で均一なものになる。冷却速度は、鋳塊Ｍｓの中心に熱電対７を上方より差し入れ、熱電対７を受台６と同期して下降させ、熱電対７により測定される温度の変化より求められる。冷却速度は、鋳造速度と冷却水の量を適宜調節することで変化させられる。

図４は、連続鋳造装置の他の実施形態を示している。図３のものと異なる点を説明すると、水冷ジャケット４は鋳型冷却水噴射ノズル１４ａと、鋳塊表面冷却水噴射ノズル１４ｂとを上下二段に有しており、鋳型冷却水噴射ノズル１４ａから噴射した冷却水で鋳型下端部２ａを局部的に冷却し、さらに鋳塊表面冷却水噴射ノズル１４ｂから鋳塊Ｍｓの表面に向けて冷却水５を噴射している。鋳塊表面冷却水噴射ノズル１４ｂから噴射した冷却水は、断熱鋳型２の下端部２ａに噴射した冷却水の流れ５ａによる流下水膜を破るように鋳塊Ｍｓ表面を冷却し、これにより二次冷却効果が高まり凝固界面近傍の温度勾配を大きくすることができ、鋳型内側下端部Ｓの冷却能力を一層高められる。

鋳型形状としては、図３，４に示したような鋳型内周径が鉛直方向に同じであるストレート型に限定されるものではなく、下側が径の大きいテーパー型でもよく、断面形状も円形のみならず異形断面でもよい。

上述の連続鋳造装置により、図２の表に示す合金成分の連続鋳造棒を鋳造し、その内部組織の観察、Ｔ６室温強度の測定、鍛造試験を行った。
実施例１はＣａを添加したものであり、実施例２はＳｒを添加したものであり、実施例３はＳｒとＣａを複合添加したものであり、実施例４はＳｒとＺｎを添加したものである。比較例１は、実施例１〜４と同じように断熱鋳型で鋳造し、ＳｒとＣａを何れも添加しないもの、比較例２はＤＣ鋳造法により鋳造し、Ｓｒを添加したものである。なおＴ６室温強度とは、Ｔ６処理という熱処理を行い強度を高めた状態にして、引っ張り試験を行ったときの最大強さである。

図１の写真より明らかなように、ＳｒとＣａの何れか又は両方を添加した実施例１〜４の組織は、何れも初晶Ｓｉの出ない微細な組織になっている。Ｚｎを含有する実施例４も、実施例１〜３と同様に初晶Ｓｉの出ない微細な組織になっている。実施例１について、晶出物（図中の黒い点々）のサイズを測定したところ、平均値が２μｍであった。他の実施例も、実施例１と同じ程度に微細化されている。また実施例１〜４は、ポロシティーの発生もなかった。実施例１，２と実施例３，４とでは鋳塊の径が異なるが（実施例１，２は１０５ｍｍ、実施例３，４は６０ｍｍ）、本発明によれば鋳塊の径によらず初晶Ｓｉの出ない微細な組織が安定して得られる。
一方、比較例１の組織は、実施例１と比較して晶出物が針状で大きくなっており、またポロシティーの発生も見られる。比較例１について、晶出物のサイズを測定したところ、平均値が８μｍであった。このように、断熱鋳型で鋳造しても、ＳｒとＣａの何れも添加しない場合には、細かい組織が安定的に得られにくい。
比較例２の組織は、２０μｍ程度の初晶Ｓｉが分散して晶出しており、また針状の晶出物も見られ、実施例１〜４とは全く異なった組織になっている。このようにＳｒを添加したとしても、ＤＣ鋳造法により鋳造すると、冷却速度が早くないため２０μｍ程度の初晶Ｓｉが晶出する。

実施例１〜４の連続鋳造棒を鍛造して図５に示す形状のピストン７を製作した。その結果、割れ等の不具合が発生せず、良好な鍛造性を有することを確認した。また実施例１について据え込み鍛造を行ったところ、図６に示すように、７２％まで潰しても割れが発生しなかった。
一方、比較例２について据え込み鍛造を行ったところ、６０％ちょっとで割れが発生した。このように鍛造性が劣るのは、組織が粗大なためと考えられる。

Ｔ６室温強度を見ると、実施例２〜４は略同じ程度の高い値を示し、比較例１，２よりも強度が高いことが分る。特にＺｎを含有する実施例４が一番高い値を示した。このことから、初晶Ｓｉがなくても高い強度が得られることが分る。

図７，８は、鋳塊径が１７６ｍｍと大きい場合に、Ｓｒを添加したときとしないときで鋳塊組織にどのような違いが見られるか実験した結果を示している。
図８の写真より明らかなように、Ｓｒを添加した実施例５は、Ｓｒを添加しない比較例３よりもＳｉ粒子が小さくなっている。Ｓｒを添加しない比較例３には、図中の矢印で示すような大きなＳｉ粒子が確認されるが、Ｓｒを添加した実施例５にはそのような大きなＳｉ粒子は見られない。

図９，１０は、Ｓｒの量を変化させた場合に、鋳塊組織にどのような違いが見られるか実験した結果を示している。図１０の写真より明らかなように、Ｓｒを添加しない比較例４と、Ｓｒを０．００４ｗｔ％添加した比較例５では初晶Ｓｉが確認され、またＳｒを０．０５ｗｔ％添加した比較例６では、ポロシティーが発生した。Ｓｒを０．０２ｗｔ％添加した実施例６では、初晶Ｓｉもポロシティーも無い微細な組織になった。以上の結果より、Ｓｒの添加量は０．００４ｗｔ％では少なく、またＳｒの量が多すぎるとポロシティーが発生することが分かる。鋳塊径６０ｍｍと１２０ｍｍの２種類で実験したが、鋳塊径が異なっても傾向は同じであった。

さらに、図１１，１２，１３に示すように、Ｓｒの量を０．００５〜０．０２５ｗｔ％の範囲内で変化させ、鋳塊組織の観察と引張強さの測定を行った。図１２の写真より明らかなように、Ｓｒを０．００５〜０．０２５ｗｔ％の範囲内で添加した実施例７〜１２は、何れも初晶Ｓｉもポロシティーも無い微細な組織になった。また、図１３のグラフに示すように、Ｓｒを０．００５〜０．０２５ｗｔ％の範囲内で添加すると、４００ＭＰａ以上の略一定の高い引張強さを有することが確認された。鋳塊径６０ｍｍと１２０ｍｍの２種類で実験したが、鋳塊径が異なっても傾向は同じであった。

図１４，１５は、Ｃａの量を変化させた場合に、鋳塊組織にどのような違いが見られるか実験した結果を示している。図１５の写真より明らかなように、Ｃａを０．００４ｗｔ％添加した比較例７では初晶Ｓｉが確認され、またＣａを０．０２５ｗｔ％添加した比較例８では、ポロシティーが発生した。Ｃａを０．００９ｗｔ％添加した実施例１３では、初晶Ｓｉもポロシティーも無い微細な組織になった。以上の結果より、Ｃａの添加量は０．００４ｗｔ％では少なく、またＣａの量が多すぎるとポロシティーが発生することが分かる。

図１６，１７は、ＳｒとＣａを複合添加する場合で、Ｓｒ及びＣａの量を変化させた場合に、鋳塊組織にどのような違いが見られるか実験した結果を示している。図１７の写真より明らかなように、Ｓｒ＋Ｃａ＝０．００４〜０．０３ｗｔ％の範囲内であれば、初晶Ｓｉもポロシティーも無い微細な組織が得られることを確認した。

以上に述べたように本発明の連続鋳造棒は、ＳｒやＣａを添加することによる組織を微細化・安定化する作用と、断熱鋳型で鋳造したことでアルミニウム合金溶湯の凝固が速やかに完了することとがあいまって、初晶Ｓｉの出ない微細な組織とすることができる。これにより鍛造等の加工性が著しく向上する。本発明は、鋳塊径が異なっても同じ効果が得られ、鋳塊径１５０ｍｍ以上の大径のものにも有効である。また本発明の連続鋳造棒を鍛造した鍛造品は、ＳｉやＣｕ等の添加物を多く含有することで、強度や耐摩耗性が優れており、しかも初晶Ｓｉの無い微細な組織のため加工性も良好であり、ピストンやコンプレッサー等として好適に用いることができる。

本発明は以上に述べた実施形態に限定されない。合金成分は、特許請求の範囲に記載した範囲内で適宜変更することができる。また、特許請求の範囲に記載のない成分を含有するものであってもよい。連続鋳造棒の径は、特に限定されない。鍛造品の具体的な形状や用途は任意であり、鍛造加工の方法も特に限定されない。

２断熱鋳型
７ピストン（鍛造品）
Ｍｓ鋳塊（連続鋳造棒）

Claims

Ｓｉを１２〜２０ｗｔ％、Ｃｕを０．５〜６ｗｔ％、Ｍｇを０．１〜６ｗｔ％、ＦｅとＭｎをＦｅ＞Ｍｎ且つＦｅ＋Ｍｎ＝０．３〜２ｗｔ％、ＴｉとＺｒをＴｉ／Ｚｒ＝０．０６〜１且つＴｉ＋Ｚｒ≦０．３ｗｔ％、Ｓｒを０．００５〜０．０２５ｗｔ％含有し、残部がＡｌ及び不純物であり、断熱鋳型で製造したことを特徴とする連続鋳造棒。
Ｓｉを１２〜２０ｗｔ％、Ｃｕを０．５〜４ｗｔ％、Ｍｇを０．１〜６ｗｔ％、ＦｅとＭｎをＦｅ＞Ｍｎ且つＦｅ＋Ｍｎ＝０．３〜２ｗｔ％、ＴｉとＺｒをＴｉ／Ｚｒ＝０．０６〜１且つＴｉ＋Ｚｒ≦０．３ｗｔ％、Ｃａを０．００５〜０．０２ｗｔ％含有し、残部がＡｌ及び不純物であり、断熱鋳型で製造したことを特徴とする連続鋳造棒。
Ｓｉを１２〜２０ｗｔ％、Ｃｕを０．５〜６ｗｔ％、Ｍｇを０．１〜６ｗｔ％、ＦｅとＭｎをＦｅ＞Ｍｎ且つＦｅ＋Ｍｎ＝０．３〜２ｗｔ％、ＴｉとＺｒをＴｉ／Ｚｒ＝０．０６〜１且つＴｉ＋Ｚｒ≦０．３ｗｔ％、ＳｒとＣａをＳｒ＋Ｃａ＝０．００４〜０．０３ｗｔ％含有し、残部がＡｌ及び不純物であり、断熱鋳型で製造したことを特徴とする連続鋳造棒。
請求項１〜３の何れかに記載の連続鋳造棒を熱間または冷間鍛造したことを特徴とする鍛造品。