Si:11.0~13.0質量、Fe:0.2~1.0質量、Mn:0.2~2.2質量、Mg:0.7~1.3質量、Cr:0.5~1.3質量、及びTi:0.1~0.5質量を含み、残部がAl及び不可避不純物からなり、不可避不純物としてのCuの含有量が0.2質量以下に制限された組成を有することを特徴とする、靱性に優れた高電気抵抗アルミニウム合金鋳物。重力鋳造法、低圧鋳造法、ダイカスト鋳造法、スクイズ製法の何れかにより鋳造されてなる請求項1に記載のアルミニウム合金鋳物。鋳造後に熱処理が施されていないことを特徴とする請求項2に記載のアルミニウム合金鋳物。鋳造後、510~530°C、2~5時間の溶体化処理が施され、更にその後に160~200°C、4~8時間の人工時効硬化処理が施されていることを特徴とする請求項2に記載のアルミニウム合金鋳物。請求項1から4の何れか一項に記載のアルミニウム合金鋳物により形成されてなる電動機筐体。Si:11.0~13.0質量、Fe:0.2~1.0質量、Mn:0.2~2.2質量、Mg:0.7~1.3質量、Cr:0.5~1.3質量、及びTi:0.1~0.5質量を含み、残部がAl及び不可避不純物からなり、不可避不純物としてのCuの含有量が0.2質量以下に制限された組成を有するアルミニウム合金溶湯を鋳造することを特徴とする、靱性に優れた高電気抵抗アルミニウム合金鋳物の製造方法。重力鋳造法、低圧鋳造法、ダイカスト鋳造法、スクイズ製法の何れかにより鋳造することを特徴とする、請求項6に記載のアルミニウム合金鋳物の製造方法。鋳造後に熱処理を施さないことを特徴とする請求項7に記載のアルミニウム合金鋳物の製造方法。鋳造後、510~530°C、2~5時間の溶体化処理を施した後、更に160~200°C、4~8時間の人工時効硬化処理を施すことを特徴とする請求項7に記載のアルミニウム合金鋳物の製造方法。アルミニウム合金鋳物が電動機の筐体である請求項6から9の何れか一項に記載の製造方法。本発明者等は、電動機の筐体として好適に利用できる高強度、高靱性、高耐食性のアルミニウム合金について、低廉に電気抵抗率を高くする手段について鋭意検討を重ねてきた。その過程で、Al-Si系の合金に適量のFe、Mnを添加することにより、耐食性が高く、電気抵抗率の高いアルミニウム合金を得ることができることが分かった。更に、Mg、Cr、Tiを添加することにより、更に電気抵抗を増加させると共に、結晶粒微細化による強度及び靱性の向上、耐食性の向上を図ることができることを究明し、本発明を完成させるに至った。本発明の一実施形態は、靱性及び耐食性に優れた鋳造用高電気抵抗Al-Si系合金であって、Si:11.0~13.0質量、Fe:0.2~1.0質量、Mn:0.2~2.2質量、Mg:0.7~1.3質量、Cr:0.5~1.3質量、及びTi:0.1~0.5質量を含み、残部がAl及び不可避不純物からなり、不可避不純物としてのCuの含有量が0.2質量以下に制限された組成を有する合金に関する。また本発明の他の実施形態は、靱性及び耐食性に優れた高電気抵抗Al-Si系合金鋳物であって、Si:11.0~13.0質量、Fe:0.2~1.0質量、Mn:0.2~2.2質量、Mg:0.7~1.3質量、Cr:0.5~1.3質量、及びTi:0.1~0.5質量を含み、残部がAl及び不可避不純物からなり、不可避不純物としてのCuの含有量が0.2質量以下に制限された組成を有する鋳物に関する。本発明の更なる実施形態は、Si:11.0~13.0質量、Fe:0.2~1.0質量、Mn:0.2~2.2質量、Mg:0.7~1.3質量、Cr:0.5~1.3質量、及びTi:0.1~0.5質量を含み、残部がAl及び不可避不純物からなり、不可避不純物としてのCuの含有量が0.2質量以下に制限された組成を有する合金の、あるいは該合金の鋳物の、靱性及び耐食性に優れた高電気抵抗素材としての使用に関する。更には、一実施形態では、靱性及び耐食性に優れた高電気抵抗素材の製造のための、Si:11.0~13.0質量、Fe:0.2~1.0質量、Mn:0.2~2.2質量、Mg:0.7~1.3質量、Cr:0.5~1.3質量、及びTi:0.1~0.5質量を含み、残部がAl及び不可避不純物からなり、不可避不純物としてのCuの含有量が0.2質量以下に制限された組成を有する合金の又は該合金の鋳物の使用に関する。先ず、前記アルミニウム合金を構成する各成分元素の作用を概説する。Si:11.0~13.0質量Al-Si系の共晶点までのSiの添加は、耐食性を損ねずに、強度及び靱性並びに鋳造性を向上させる効果があるので、本発明においては共晶点までの範囲で添加される。Al-Siの2元素の平衡状態図では、共晶組成はAl-12.6質量Siであるが、本発明の合金には0.7~1.3質量のMgが添加され、0.7質量のMgが添加された場合の共晶点はAl-13.1質量Si、1.3質量のMgが添加された場合の共晶点はAl-13.8質量Siであるから、本発明の合金におけるSi添加量11.0~13.0質量は、共晶点以下である。Siの添加量が11.0質量未満であると、強度及び靱性並びに鋳造性を向上させる効果が不十分であり、好ましくない。他方、共晶点を超えてのSiの添加は、液相線温度の上昇によって鋳造性が低下すると共に、初晶がSiとなることによって、靱性が低下することになるので、好ましくない。Fe:0.2~1.0質量Al基の鋳造合金において、0.2~1.0質量のFeの添加は、鋳造時の鋳型への焼付防止の効果がある他、強度向上効果、電気抵抗増加の効果があるので、本発明においては、その範囲において添加される。Feの添加量が0.2質量未満では、鋳造時の鋳型への焼付防止の効果が不十分である他、有意の強度向上効果も認められないので、好ましくない。他方、Al-Si系合金においてFeの添加量が1.0質量を超過すると、Al-Fe-Si系の粗大金属間化合物が生成し、脆性破壊しやすくなって、靱性が低下するので、好ましくない。Mn:0.2~2.2質量Al基合金において、0.2~2.2質量のMnの添加は、耐食性を維持しつつ、強度を向上させると共に、電気抵抗を増加させる効果がある。また0.2~1.0質量のFeを含むAl-Si系合金への0.2~2.2質量のMnの添加は、靱性の向上に寄与するが、2.2質量を超えてのMnの添加は、Al-Mn-Si系の粗大金属間化合物の生成に伴っての脆化をもたらすことにより、靱性が低下するので、本発明においては、Mnの添加量を0.2~2.2質量の範囲とする。Mnの添加量が0.2質量未満では、有意の強度向上効果、靱性向上効果及び電気抵抗増加効果が認められないので、好ましくない。他方、前述のように、Mnの添加量が2.2質量を超過すると、靱性が低下するので、好ましくない。Mg:0.7~1.3質量Al-Si系の合金において、0.7~1.3質量のMgの添加は、添加に伴う強度向上効果の他、更に後に詳述する人工時効硬化のための熱処理を施すことによる、より一層の強度向上効果、及び電気抵抗増加効果があるので、本発明においては、標記範囲において添加される。Mgの添加量が0.7質量未満では、前述の効果が不十分であるので、好ましくない。他方、Mgの添加量が1.3質量を超過すると、前述の効果は飽和する一方、更なる添加は、鋳造時に溶湯中で酸化物が形成されることに伴っての鋳造性の悪化要因になると共に、コストアップの要因ともなるので、好ましくない。Cr:0.5~1.3質量;Ti:0.1~0.5質量Al基合金におけるCr及びTiの添加は、電気抵抗増加の効果の他、結晶粒微細化による強度及び靱性向上効果、耐食性向上効果がある。そこで、本発明では、0.5~1.3質量の範囲でCrを、0.1~0.5質量の範囲でTiを添加する。Crの添加量が0.5質量未満、又はTiの添加量が0.1質量未満であると、有意の靱性向上効果、強度向上効果、耐食性向上効果が認められず、好ましくない。他方、Crの添加量が1.3質量を超過すると、粗大なAl-Cr系の金属間化合物の形成により、靱性が低下するため、好ましくない。また、Tiの添加量が0.5質量を超過すると、靱性向上効果、強度向上効果、耐食性向上効果は飽和し、更なる添加はコストアップの要因となるので、好ましくない。その他の元素Cuは、従来、強度向上を目的としてAl-Si系合金に添加されてきているが、Cuの添加は、強度向上に有効である反面、靱性及び耐食性を悪化させる。そのため、本発明においては、地金、スクラップ、添加合金等の溶解原料を種々選択し、不純物としてのCuの含有量を0.2質量以下、好ましくは0.1質量以下、更に好ましくは0.05質量以下、最も好ましくは0.01質量以下とする。このようにCu含有量は少ないほど好適であるが、他方でCu含有量が少ないアルミニウム地金の使用はコストアップにつながるので、効果とコストを勘案して、溶解原料を選択する。その他の元素が不可避不純物としてアルミニウム地金中に含まれることがあるが、それぞれ0.1質量、合計で0.3質量までであれば本発明の効果を妨げることはないため、その範囲内の含有が許容される。[製造方法]本発明の他の実施形態は、Si:11.0~13.0質量、Fe:0.2~1.0質量、Mn:0.2~2.2質量、Mg:0.7~1.3質量、Cr:0.5~1.3質量、及びTi:0.1~0.5質量を含み、残部がAl及び不可避不純物からなり、不可避不純物としてのCuの含有量が0.2質量以下に制限された組成を有するアルミニウム合金溶湯を、鋳造することを特徴とする、アルミニウム合金鋳物の製造方法に関する。前記特許文献1及び特許文献3に開示されているように、従来より、アルミニウム合金製の電動機筐体は、重力鋳造法、低圧鋳造法、ダイカスト鋳造法、スクイズ製法などの既知の鋳造方法によって製造されているが、これらの鋳造方法を、本発明の実施に当たっても好適に利用することができる。本発明のアルミニウム合金鋳物は、鋳造したままでも高強度、高靱性、高耐食性であり、なおかつ電気抵抗率が高いので、電動機の筐体として好適に利用できるものであるが、人工時効硬化のための熱処理を施すことにより、更に強度、耐食性の向上を図ることが可能であり、好適である。前記人工時効硬化のための熱処理は、160~200°C、4~8時間であることが好ましい。熱処理温度が160°C未満であるか、又は熱処理時間が4時間未満であると、熱処理における微細な金属間化合物の析出が少なく、人工時効硬化処理を施すことによる、より一層の強度向上の効果が不十分となって、人工時効硬化のための熱処理を施さない場合との有意差が少なく、好ましくない。他方、熱処理温度が200°Cを超えるか、又は熱処理時間が8時間を超えると、析出した金属間化合物が成長して粗大化することによる、いわゆる過時効現象が発生し、かえって強度向上の効果が低下すると共に、電気抵抗率も低下するため、好ましくない。更に、本発明においては、鋳造後、前記人工時効硬化処理の前に溶体化のための熱処理を施すことが好適である。溶体化のための熱処理を施すことにより、特性のバラツキを減少させることができる。該溶体化のための熱処理は、510~530°C、2~5時間であることが好ましい。熱処理温度が510°C未満であるか、又は熱処理時間が2時間未満であると、溶体化の効果が十分でなく、溶体化のための熱処理を施さない場合との有意差が少なくなるため、好ましくない。他方、溶体化のための熱処理は、530°C、5時間で十分であり、この温度及び時間を超えての熱処理は意味がないため、好ましくない。また電動機の筐体を製造するに当たって、鋳造後に機械加工することも好適であるが、前述の時効硬化のための熱処理を施す場合には、当該熱処理を施す前に機械加工することが好ましい。尚、本発明のアルミニウム合金鋳物は、電動機の筐体以外の用途であっても、高強度、高靱性、高耐食性であり、なおかつ電気抵抗率が高い素材が要求される用途に好適に利用できるものである。以下に本発明を実施例によって詳細に説明するが、本発明は、かかる実施例に限定されるものではない。尚、実施例中の各特性は次の方法で評価した。1強度強度は、いわゆる引張試験方法により評価した。すなわち、各試験材から切削加工により図1に示す形状の引張試験片を調製し、つかみ装置間の距離を75mm、引張速度を2.0mm/minとして、室温にて引張強度、0.2耐力及び破断伸びを測定した。その際、0.2耐力はオフセット法により算出した。すなわち、図2に示す荷重と変位の関係において、荷重と変位が直線的関係を示す荷重-変位曲線load-displacementcurveの弾性変形領域に対して接線OE、及び接線OEと平行で変位を0.2分オフセットさせた平行線AFを描き、平行線AFと荷重-変異曲線との交点Cを求め、交点Cの荷重Pより0.2耐力を算出した。2靱性靱性は、いわゆるシャルピー衝撃試験方法により評価した。すなわち、各試験材から切削加工により、図3に示すノッチ形状がVノッチの試験片を調製し、室温にて図3のa1、a2の2点をb方向には移動できず、b以外の方向には自在に移動できるように支持したまま、質量が26kgで図4に示す形状のハンマーを、b点に対して、4.0102m/sの速度で図3に示す試験片の衝撃方向に衝撃を作用させ、その衝撃により試験片を破断し、試験片の破断前後のハンマーの運動エネルギーの差を試験片の破断の際の吸収エネルギーとして測定し、その吸収エネルギーよりシャルピー衝撃値を算出した。3耐食性耐食性は、いわゆる塩水噴霧試験に準じて評価した。すなわち、各試験材から切削加工により図5に示すような65×145×1.0mmの試験片を調製する一方で、無水酢酸1cm3と塩化第二銅2水和物0.26gを、事前に調製した5質量塩化ナトリウム水溶液に溶解して試験液とし、図5に示す試験片の、噴霧面と記載した面に、流量1.5cm3/80cm2hで、試験液を200時間噴霧する試験を実施し、試験前後の試験片の質量変化を評価した。4電気抵抗率電気抵抗率は、各試験材から図6に示すような180×150×6mmの試験片を調製し、渦電流式の導電率計商品名、Autosigma3000;GeneralElectricCompanyCTUSA製により電気伝導度を測定し、その測定値から算出した。<アルミニウム合金試験材の作製>以下の表1に示すように、成分組成が本発明の範囲を満たすアルミニウム合金鋳物である合金番号1~6本発明例のアルミニウム合金試験材と、成分組成が本発明の範囲を満たさないアルミニウム合金鋳物である合金番号7~18比較例のアルミニウム合金試験材、成分組成が特許文献3に開示される範囲内のアルミニウム合金鋳物である合金番号19従来例のアルミニウム合金試験材を、ダイカスト鋳造法により鋳造した。合金番号3~7のアルミニウム合金試験材は、Cuの含有量を変化させた場合の本発明例及び比較例である。合金番号8~9のアルミニウム合金試験材は、Siが本発明の範囲から外れる比較例である。合金番号10~11のアルミニウム合金試験材は、Feが本発明の範囲から外れる比較例である。合金番号12~13のアルミニウム合金試験材は、Mnが本発明の範囲から外れる比較例である。合金番号14~15のアルミニウム合金試験材は、Mgが本発明の範囲から外れる比較例である。合金番号16~17アルミニウム合金試験材は、Crが本発明の範囲から外れる比較例である。合金番号18のアルミニウム合金試験材は、Tiが本発明の範囲から外れる比較例である。これら19種類のアルミニウム合金試験材の各々について、a鋳造したままのものの他に、b520°C、3時間の溶体化処理を施した後、水冷し、180°C、6時間の人工時効硬化処理を更に施したものを作製した。<アルミニウム合金鋳物の特性評価>上記の各アルミニウム合金試験材について、前述の評価方法に従って、強度、靱性、耐食性、電気抵抗率の各特性を評価した。それらの結果のうち、まず代表的な本発明例である合金番号3と従来例である合金番号19の比較を以下の表2~3にまとめる。表2~3に示された結果によれば、本発明例のアルミニウム合金試験材は、a鋳造したままのもの、b520°C、3時間の溶体化処理を施した後、水冷し、180°C、6時間の人工時効硬化処理を更に施したものの何れにおいても、同一処理を施した従来例のアルミニウム合金試験材と比べて、電気抵抗率は若干低いものの、強度、靱性及び耐食性に優れることが分かる。すなわち、本発明例のアルミニウム合金試験材は、破断伸び及びシャルピー値が有意に高い他、引張強度自体も高く、更に中性塩水噴霧試験前後の試験材の質量変化が少ない。このような特性を有するアルミニウム合金鋳物は電動機の筐体用として好適に利用することができる。次に、Cuの含有量を変化させた場合の本発明例及び比較例、並びにSi、Fe、Ti、Mn、Mg又はCrの何れかが本発明の範囲から外れる比較例である合金番号1、2及び4から18を以下の表4~5にまとめる。これらの表に示された結果によれば、a鋳造したままにおいて、本発明例の各アルミニウム合金試験材は、シャルピー衝撃値が0.90以上、塩水噴霧前後の質量変化が0.97μg以下、電気抵抗率が59.0mΩm以上の全てを満足するが、比較例の各アルミニウム合金試験材は、これらの特性の何れかが所望値から外れ、またb520°C、3時間の溶体化処理を施した後、水冷し、180°C、6時間の人工時効硬化処理を更に施した後において、本発明例の各アルミニウム合金試験材は、シャルピー衝撃値が0.90以上、塩水噴霧前後の質量変化が0.97μg以下、電気抵抗率が59.0mΩm以上の全てを満足するが、比較例の各アルミニウム合金試験材は、これらの特性の何れかが所望値から外れることが分かる。すなわち、本発明例のアルミニウム合金試験材は、強度、靱性、耐食性、電気抵抗率の各特性を調和させつつ具備するものである。このような特性を有するアルミニウム合金鋳物は電動機の筐体用として好適に利用することができる。また本発明に係るアルミニウム合金試験材は、鋳造したままにおいて、電気抵抗率が71.0mΩm以上となること、並びに鋳造後に溶体化処理及び人工時効硬化処理を施すと、電気抵抗率は鋳造したままのものよりも低下するが、引張強度を360MPa以上にすることができるとともに、塩水噴霧試験前後の質量変化を0.9μg以下にすることができること、が分かる。<アルミニウム合金鋳物の金属組織観察>上述の試験材のうち、b溶体化処理、水冷、人工時効硬化処理を施した後の本発明例に係る合金番号3のアルミニウム合金試験材と、同じく溶体化処理、水冷、人工時効硬化処理を施した後の従来例に係る合金番号19のアルミニウム合金試験材について、その金属組織を顕微鏡により観察した。図7は、本発明例に係る合金番号3のアルミニウム合金試験材の金属組織を示し、図8は比較例に係る合金番号19のアルミニウム合金試験材の金属組織を示す。これらの顕微鏡写真から分かるように、本発明例に係る合金番号3のアルミニウム合金試験材では、金属間化合物が非常に細かく均一に分散しており、粗大な金属間化合物は認められない。これに対して、従来例に係る合金番号19のアルミニウム合金試験材では、粗大な金属間化合物の存在が確認できる。表3に示された、これら試験材間の引張強度、破断伸び、シャルピー衝撃値における差異は、このような金属組織の差異に基づくものと考えられる。