(57)【要約】【課題】アルミニウム合金材の強度を十分に高めることが可能なアルミニウム合金鋳塊、及びアルミニウム合金材の製造方法を提供すること。【解決手段】アルミニウム合金鋳塊は、Ａｌ−Ｃｕ系アルミニウム合金、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金、及びＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系アルミニウム合金のうちのいずれかで構成され、断面において観察される晶出物の最大円相当径が４μｍ未満であり、断面１平方ミリメートル当たりに含まれる晶出物の数が１０万個以上である。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ａｌ−Ｃｕ系アルミニウム合金、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金、及びＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系アルミニウム合金のうちのいずれかで構成され、
断面において観察される晶出物の最大円相当径が４μｍ未満であり、
前記断面１平方ミリメートル当たりに含まれる前記晶出物の数が１０万個以上である
アルミニウム合金鋳塊。
【請求項２】
請求項１に記載のアルミニウム合金鋳塊であって、
一軸方向に長尺な形状とされ、合金の組織が前記一軸方向を中心とする周方向にせん断変形させられた状態になっている
アルミニウム合金鋳塊。
【請求項３】
Ａｌ−Ｃｕ系アルミニウム合金、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金、及びＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系アルミニウム合金のうちのいずれかで構成されて一軸方向に長尺な形状とされた鋳塊に対し、前記一軸方向における一部の領域において材料の変形抵抗を局部的に低下させる変形抵抗低下処理を施すとともに、前記変形抵抗低下処理が施される領域に対し、前記一軸方向を中心とする周方向への捻りを加える捻転処理を施すことにより、前記鋳塊の合金の組織をせん断変形させるせん断加工工程を有する
アルミニウム合金材の製造方法。
【請求項４】
請求項３に記載のアルミニウム合金材の製造方法であって、
前記変形抵抗低下処理は、前記鋳塊に対し、前記一軸方向における一部の領域において当該領域の温度を局部的に２００℃以上共晶融解温度未満に加熱する処理であり、
前記捻転処理は、前記変形抵抗低下処理が施される領域に対し、２０回／ｍ以上かつ破断を招かない範囲内で、前記一軸方向を中心とする周方向への捻りを加える処理である
アルミニウム合金材の製造方法。
【請求項５】
請求項３又は請求項４に記載のアルミニウム合金材の製造方法であって、
前記せん断加工工程の後に、前記鋳塊に対して均質化処理を施す均質化処理工程を有する
アルミニウム合金材の製造方法。
【請求項６】
請求項５に記載のアルミニウム合金材の製造方法であって、
前記均質化処理工程の後に、前記鋳塊に対して熱間加工を施す熱間加工工程を有する
アルミニウム合金材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本開示は、アルミニウム合金鋳塊、及びアルミニウム合金材の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
環境保護の観点から自動車や航空機などの輸送機器においては軽量化が求められている。また、身体への負荷を低減するため、金属材料を使用した製品、中でもスポーツ用具などは軽量化が求められている。これらの製品を軽量化する際にアルミニウム合金が用いられることがしばしばある。ただし、軽量化に際し、製品の強度が低下することは認められない。このような軽量・高強度な製品を製造する際には、例えば、Ａｌ−Ｃｕ系アルミニウム合金（例えば２０００系アルミニウム合金。）、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金（例えば６０００系アルミニウム合金。）、及びＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系アルミニウム合金（例えば７０００系アルミニウム合金。）などの熱処理合金が用いられることがある。
【０００３】
一方、アルミニウム合金のうち、非熱処理合金の強度を向上させる技術としては、例えば、Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系アルミニウム合金の被加工材を対象として、円柱状の被加工材を軸方向に圧縮しつつ、周方向に捻転処理を施す技術が提案されている（例えば、特許文献１参照。）。特許文献１に記載の技術の場合、被加工材の軸方向両端にパンチを接触させ、そのパンチで被加工材を挟み込んで圧縮するとともに、パンチを互いに逆方向に回転させることで、被加工材に対して捻りを加えている。また、特許文献１には、被加工材に対する加熱についての説明もあるが、特許文献１に記載の技術の場合、その加熱温度は被加工材の再結晶温度以下であることが望ましいとされ、具体的には５０℃以上２００℃以下という温度条件が例示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】特開２００７−８４８８９号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
しかしながら、上記特許文献１に記載の技術は、非熱処理合金（具体的には、Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系アルミニウム合金。）の強度向上について検討されたものであって、上述したような熱処理合金（Ａｌ−Ｃｕ系アルミニウム合金、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金、及びＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系アルミニウム合金。）を対象とする技術ではない。そのため、特許文献１に記載の技術の場合、Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系アルミニウム合金の再結晶粒サイズを微細化する手法についての検討を行っているが、上述のようなＡｌ−Ｃｕ系アルミニウム合金、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金、及びＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系アルミニウム合金を鋳造する際に生成する晶出物についての検討は行われていない。
【０００６】
また、引用文献１に記載の技術の場合、アルミニウム合金の再結晶粒サイズを微細化することから、加熱温度は被加工材の再結晶温度以下とされているが、それよりも高温域での加熱処理に関する検討も行われていない。更に、引用文献１に記載の技術の場合、被加工材を軸方向に圧縮するため、軸方向長さが長尺な被加工材を加工することは難しく、その後の加工によって製造される最終製品についても、長尺な製品を製造することは容易ではない。
【０００７】
そこで、本件発明者らは、上述したような熱処理合金（Ａｌ−Ｃｕ系アルミニウム合金、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金、及びＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系アルミニウム合金。）を対象に強度の向上を図るべく、更に検討を重ねた。その結果、アルミニウム合金鋳塊に対して特定の処理を施すことにより、所期の効果が得られることを見出した。
【０００８】
本開示は、上述のような知見に基づいて完成されたものであり、本開示の一局面においては、アルミニウム合金材の強度を十分に高めることが可能なアルミニウム合金鋳塊、及びアルミニウム合金材の製造方法を提供することが望ましい。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本開示の第一の態様は、アルミニウム合金鋳塊であって、Ａｌ−Ｃｕ系アルミニウム合金、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金、及びＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系アルミニウム合金のうちのいずれかで構成される。また、このアルミニウム合金鋳塊は、断面において観察される晶出物の最大円相当径が４μｍ未満であり、断面１平方ミリメートル当たりに含まれる前記晶出物の数が１０万個以上である。
【００１０】
このように構成されたアルミニウム合金鋳塊によれば、鋳造時に生成した晶出物が極めて微細かつ多数に分断されている。そのため、その後の熱間加工、溶体化処理、及び人工時効等を経てアルミニウム合金材を製造すると、より粗大な晶出物が含まれる鋳塊から作製された材に比べ、より高い強度を備えたアルミニウム合金材を得ることができる。したがって、例えば、アルミニウム合金材の強度が高い分だけ製品寸法を薄くしたり細くしたりすることも可能となり、より軽量化された製品を製造することが可能となる。なお、晶出物の円相当径とは、鋳塊断面において観察される晶出物の断面積と同面積となる円の直径である。また、鋳塊断面において観察される複数の晶出物のうち、その円相当径が最大となる晶出物の円相当径が最大円相当径である。
【００１１】
また、本開示の第二の態様は、アルミニウム合金材の製造方法であって、Ａｌ−Ｃｕ系アルミニウム合金、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金、及びＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系アルミニウム合金のうちのいずれかで構成されて一軸方向に長尺な形状とされた鋳塊に対し、一軸方向における一部の領域において材料の変形抵抗を局部的に低下させる変形抵抗低下処理を施すとともに、変形抵抗低下処理が施される領域に対し、一軸方向を中心とする周方向への捻りを加える捻転処理を施すことにより、鋳塊の合金の組織をせん断変形させるせん断加工工程を有する。
【００１２】
このように構成されたアルミニウム合金材の製造方法によれば、上述のようなせん断加工工程で、鋳塊の合金の組織をせん断変形させることにより、鋳造時に生成した晶出物が極めて微細かつ多数に分断されたアルミニウム合金鋳塊を製造することができる。したがって、その後の熱間加工、溶体化処理、及び人工時効等を経てアルミニウム合金材を製造すると、より粗大な晶出物が含まれる鋳塊から作製された材に比べ、より高い強度を備えたアルミニウム合金材を得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【００１３】
【図１】図１Ａは鋳造後の鋳塊に均質化処理を施した場合の鋳塊組織の電子顕微鏡写真である。図１Ｂは鋳造後の鋳塊に捻転処理を施して、その後に均質化処理を施した場合の鋳塊組織の電子顕微鏡写真である。
【発明を実施するための形態】
【００１４】
以下、本開示の実施形態について説明する。なお、本開示は、以下の実施形態に限定されるものではなく、本開示の要旨を逸脱しない範囲において種々の態様で実施し得る。
（１）概要
Ａｌ−Ｃｕ系アルミニウム合金、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金、及びＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系アルミニウム合金は、熱処理合金であり、アルミニウムをベースにして、更に主要元素であるＣｕ，Ｍｇ，Ｓｉ，Ｚｎを含有したアルミニウム合金である。アルミニウム合金材を製造する過程において、上述の主要元素が化合物（例えば、素材の強化相となるθ’相、β’相、及びη’相等。）を析出させることにより、高強度の合金となる。上述の主要元素は、製品のもととなる鋳塊を製造する際に晶出物を生成するために使用される。
【００１５】
また、本実施形態で例示するアルミニウム合金は、上述の主要元素に加えて、更に他の微量元素を含んでいてもよい。そのような微量元素の代表的な例としては、例えば、Ｍｎ，Ｚｒ，Ｃｒ，Ｆｅ，Ｎｉなどを挙げることができる。Ｍｎは、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系化合物を析出、分散させ、再結晶を抑制し、微細な亜結晶粒を形成させることにより、常温及び高温におけるアルミニウム合金押出材の強度向上に寄与する。Ｚｒは、Ａｌ3Ｚｒ化合物の微細分散により、再結晶を抑制し、微細な亜結晶粒を形成させることで、アルミニウム合金押出材の強度向上に寄与する。Ｃｒは、Ａｌ3Ｃｒ化合物の微細分散により、再結晶を抑制し、微細な亜結晶粒を形成させることで、アルミニウム合金押出材の強度向上に寄与する。Ｆｅは、Ｎｉと共にＦｅ−Ｎｉ化合物を形成し、アルミニウム合金押出材の耐熱性を向上させる。Ｎｉは、Ｆｅと共にＦｅ−Ｎｉ化合物を形成し、アルミニウム合金押出材の耐熱性を向上させる。
【００１６】
しかし、鋳塊の製造段階で生成する晶出物は、粗大となることが多い。そのため、その後の強度向上のために施される溶体化処理において、十分に固溶されないことがある。その場合、その後の時効処理において強度に寄与する強化相をより効率よく析出させることができないことがあり、その結果、期待するほど高い強度を得られないことがある。
【００１７】
そこで、本件発明者らは、鋳造時に生成する晶出物を溶体化処理時に固溶できるサイズにまで微細に分断し、溶体化処理において固溶をより促進させることにより、より高い強度を有するアルミニウム合金材が得られるのではないかと考えるに至った。
【００１８】
鋳造時に生成した晶出物を分断するための手法としては、鋳造により得られた鋳塊に対し、局部的に変形を与えた。具体的には、鋳塊に対して捻転を加えて塑性変形させることにより、材料中の晶出物を分断し、断面において観察される晶出物の最大円相当径が４μｍ未満かつ断面１平方ミリメートル当たりの晶出物数が１０万個以上とする。このような鋳塊に対して押出や圧延などに代表される展伸加工を施す際には、鋳塊の長手方向へ展伸加工が施される。これに対し、鋳塊に対して上述のような捻転を加える際には、鋳塊の長手方向に延びる軸線を中心とする周方向へ捻転を加えることで、長手方向に直交する面に沿ったせん断変形を加えることができる。これにより、最終的なアルミニウム製品においては、上述の捻転処理と展伸加工とによって互いに直交する向きにせん断加工が加えられることになるので、晶出物を高度に微細分散させることが可能となる。
【００１９】
（２）技術の詳細
《アルミニウム合金》
本実施形態において、アルミニウム合金としては、Ａｌ−Ｃｕ系アルミニウム合金、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金、及びＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系アルミニウム合金が用いられる。これらのアルミニウム合金は、鋳塊とされてから、その後の加工に供される。その鋳塊は、鋳塊の断面において観察される晶出物の最大円相当径が４μｍ未満まで微細化され、かつ断面１平方ミリメートル当たりの晶出物数が１０万個以上にまで分断される。
【００２０】
《鋳塊の晶出物サイズ》
鋳塊の晶出物サイズは、最大円相当径で直径４μｍ未満まで微細化される。直径４μｍ未満であれば、特に下限は限定されない。ただし、晶出物が存在する以上、直径０μｍよりは大である。晶出物サイズが円相当径で直径４μｍ未満であると、その後の溶体化処理において、晶出物が十分に系内に溶け込む。その結果、その後の焼入れ処理によりその固溶量を維持できる。この固溶量は、円相当径で直径４μｍを超える晶出物が多数存在しているときよりもより多い。よって、時効処理を施すことにより、強度に影響する強化相を多く析出することが可能となる。結果、より高い強度のアルミニウム合金材を得ることができる。均質化処理による熱処理のみでは，鋳塊の晶出物サイズを直径４μｍ未満に制御することは困難である。
【００２１】
《アルミニウム合金の製造方法》
アルミニウム合金を製造する際には、所望の合金成分が配合された溶湯を鋳造する。そして、鋳造された鋳塊に対し、変形抵抗低下処理及び捻転処理が施される。これらの処理を施すため、鋳塊の断面形状は円形に構成されたもの（例えば、押出等に使用されるインゴット（ビレット）。）が好ましい。
【００２２】
通常、アルミニウム合金材としての製品を製造する場合、鋳塊に対し熱間加工等が施されるが、ここではビレットを用いた押出材を例に説明する。アルミニウム合金押出材は、鋳造された鋳塊を均質化処理し、その後、押出温度にされた後、押出される。押出後に強度を上げるため、溶体化処理、及び焼入れ処理を行い、最終的に時効処理において、その強度を得ることができる。
【００２３】
本実施形態においては、常法に加え、鋳造された鋳塊に対して、変形抵抗低下処理及び捻転処理を施す。これらの処理は均質化処理の前に実施してもよいし、均質化処理の後に実施してもよい。また、均質化処理を施さない場合は、鋳造後の鋳塊に対し変形抵抗低下処理及び捻転処理を施して、押出加工を施してもよい。ただし、鋳造後の鋳塊に均質化処理を施す場合、晶出物をより微細化する観点からは、変形抵抗低下処理及び捻転処理を施した後に、均質化処理を施すことが好ましい。
【００２４】
鋳造により得られた鋳塊中には、鋳造時に生成した晶出物が分布している。このような鋳塊に対し均質化処理を施すと、晶出物は分断されるものの、分断された晶出物の微細化効果には限界がある。図１Ａは鋳造後の鋳塊に均質化処理を施した場合の鋳塊組織の電子顕微鏡写真である。写真中、白く見える箇所が晶出物である。
【００２５】
一方、鋳造後の鋳塊に対し、捻転処理を加えると鋳造時に生成した晶出物を微細に分断することができる。このような状態で、均質化処理を施すと捻転処理により分断された晶出物は更に微細に分散される。捻転処理を施した後に均質化処理を施すことにより、捻転処理により微細化された晶出物は凝集することなく、微細なまま保持される。図１Ｂは鋳造後の鋳塊に捻転処理を施して、その後に均質化処理を施した場合の鋳塊組織の電子顕微鏡写真である。図１Ａと比較すれば明らかなように、捻転処理を施すことにより、晶出物を微細に分断することができる。
【００２６】
捻転処理は、局部的に材料にせん断を入れるため、鋳塊の加工部位に対して変形抵抗低下処理を施すことにより、局部的に加熱し変形抵抗を低下させて行う。この変形抵抗低下処理では、鋳塊を２００℃以上共晶融解温度未満に加熱することが好ましい。なお、共晶融解温度は合金種によって異なるので、使用する合金種に応じた上限値未満に設定される。代表的な合金の共晶融解温度を下記表１に例示する。ただし、本開示の技術は下記表１に挙げた合金に限られるものではなく、他の合金を使用する場合には、それに応じて共晶融解温度未満の温度条件を採用すればよい。
【００２７】
【表１】
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【００２８】
捻転処理は、局部的に加熱された部分に対して局部的に施される。ビレット長がある程度以上に長い場合には、変形抵抗低下処理による加熱部位及び捻転処理による捻転部位をビレット長手方向に移動させながら各処理を施す。捻転処理を施すことで、鋳塊中の晶出物は引きちぎられて、微細に分断される。
【００２９】
捻転処理は、加工部位がビレット長手方向に１ｍ進む間に２０回転以上するような処理とされる。これにより、最大円相当径が４μｍを上回る化合物が鋳塊中に残りにくくなり、その後の溶体化処理において、アルミニウム母材中への晶出物の固溶が促進される。回転数は２０回転以上あればよく、その上限は合金成分に依存して変わり得るので、合金の特性に応じて適宜設定されていればよい。ただし、過剰な捻転処理を加えても材料が加工中に破断するおそれがあるので、そのような破断を招かない範囲で回転数を設定するとよい。１ｍ進む間に２０回転未満では捻転処理が不十分であり、この場合は、最大円相当径が４μｍを上回る化合物が鋳塊中に残りやすくなり、その後の溶体化処理においてアルミニウム母材中への晶出物の固溶が促進されにくくなる。
【００３０】
捻転処理時の鋳塊温度については、２００℃以上とすることにより、局部的に変形抵抗が低下した領域を形成することができ、かつ、共晶融解温度未満とすることにより、鋳塊に割れや加工中の破断が生じるのを抑制することができる。
【００３１】
捻転処理が施された鋳塊に対して熱間加工を施す場合には、鋳塊を熱間加工温度とした後、熱間加工を施す。熱間加工としては、例えば、押出機による押出加工が施される。このときの加工度（すなわち、押出比（押出プレス機のコンテナ径／製品断面積））は、１０以上が好ましい。押出比を１０以上とすることで、熱間加工時には、鋳塊での捻転処理により分断された晶出物がより分断・分散され、その結果、熱間加工後の材料中の晶出物がより微細、かつ均一に分散される。ただし、押出比が１０未満でも鋳塊に捻転処理を施しているため、その効果はある。なお、上述の例は、押出加工の例であるが、押出加工、圧延加工を問わず、加工率が９０％以上（（１−（加工後の断面積／加工前の断面積））×１００）であることが好ましい。
【００３２】
以上のような捻転処理は、鋳塊の鋳造方向（ビレットの長手方向。）に対し、垂直に施されるものであり、せん断加工となる。押出加工や圧延加工の場合は、鋳造方向に対して平行な展伸加工が施されるが、捻転処理では、鋳塊の段階で、その後に施される押出加工や圧延加工による展伸方向に対して垂直な方向へ加工が加えられる。この点が重要であり、その後の押出加工や圧延加工等の熱間加工により、晶出物の微細化効果が高められる。なお、熱間加工後には、抽伸加工などの冷間加工を必要に応じて実施しても構わない。このような冷間加工の有無は、本技術の効果に特に悪影響を及ぼさない。
【００３３】
熱間加工が施されたアルミニウム合金材は、その強度を向上させるため溶体化処理を施してもよい。溶体化処理を施す場合、溶体化処理温度は、固溶限線あるいは溶解度線より高温で、固相線より低温で実施される。なお、溶体化処理を十分に実施するには、温度のみならず処理時間も必要である。例えば、アルミニウム合金材が所望の温度に達した後、１５分以上３６０分以下にわたって、その温度で保持することが好ましい。１５分以上にすることで、固溶が十分に進み、その後の時効処理において強度に寄与する強化相が十分に析出し、所期の強度を得ることができる。また、３６０分以下とすることで、その効果が飽和しているにもかかわらず、時間及び燃料費等を浪費してしまうのを抑制することができる。
【００３４】
なお、上述の捻転処理による晶出物微細化は、アルミニウム合金種によらず適用できる。ただし、鋳造時の晶出物を捻転処理により微細化することで、その後の溶体化処理、焼入れにより固溶度を向上し、更に時効処理により強度を得ることができるので、本技術は熱処理型アルミニウム合金に適用されることが好ましい。特に、高強度部材に使用される、Ａｌ−Ｃｕ系アルミニウム合金、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金、及びＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系アルミニウム合金に適用されることが好ましい。
【００３５】
溶体化処理後は、水冷による焼入れを実施すると好ましい。焼入れは、通常の焼入れ条件で実施すればよいが、溶体化処理温度から室温まで１００℃／ｓｅｃ以上で急冷することが好ましい。このような急冷を行うことにより、固溶した元素が析出するのを抑制し、その後の時効処理において十分な強度を得ることができる。
【００３６】
また、更に人工時効処理を施してもよく、その場合は、１００℃を超え２００℃未満で人工時効処理を行う。人工時効により溶体化処理、焼入れ処理で固溶した元素を析出させ、強度を得ることができる。温度条件は１００℃超過とすることにより、強化相を十分に析出させることができ、かつ、２００℃未満とすることで、強化相が粗大に析出するのを抑制し、強度の向上を図ることができる。
【００３７】
（３）実施例
以下、実施例を比較例と対比して、その効果を実証する。なお、これらの実施例は、本開示の一実施態様を示すものであり、本開示は何らこれらに限定されるものではない。
【００３８】
まず、アルミニウム合金（２０１４合金，２６１８合金，６０６３合金，７０５０合金，７０７５合金）を連続鋳造により造塊し、鋳塊（直径５０ｍｍ）を得た。得られた鋳塊に対し、１ｍ進む間に１０〜７０回の捻転処理を施した。捻転処理後に各合金に適した均質化処理を施した。均質化処理条件は、２０１４合金は４８０℃×８時間、２６１８合金は５００℃×６時間、６０６３合金は５６０℃×５時間、７０５０合金は４７０℃×１２時間、７０７５合金は４５０℃×１２時間とした。
【００３９】
捻転処理が施された鋳塊を押出比１０以上となるよう幅１２ｍｍ×厚さ１２ｍｍの形状に熱間押出加工し、調質をＴ６とした。調質Ｔ６条件は、２０１４合金の場合、押出加工後の材料に対し、５００℃×２時間の溶体化処理を施し、その後に２００℃／ｓｅｃ以上で焼入れを施し、その後に１６０℃×１８時間の人工時効処理を施した。２６１８合金の場合、押出加工後の材料に対し、５３０℃×２時間の溶体化処理を施し、その後に２００℃／ｓｅｃ以上で焼入れを施し、その後に１９０℃×２０時間の人工時効処理を施した。６０６３合金の場合は、押出加工後の材料に対し、５２０℃×２時間の溶体化処理を施し、その後に２００℃／ｓｅｃ以上で焼入れを施し、その後に１７５℃×８時間の人工時効処理を施した。７０５０合金の場合は、押出加工後の材料に対し、４７５℃×２時間の溶体化処理を施し、その後に２００℃／ｓｅｃ以上で焼入れを施し、その後に１２０℃×２４時間の人工時効処理を施した。７０７５合金の場合、押出加工後の材料に対し、４６５℃×２時間の溶体化処理を施し、その後に２００℃／ｓｅｃ以上で焼入れを施し、その後に１２０℃×２４時間の人工時効処理を施した。
【００４０】
《晶出物観察方法》
鋳塊を長手方向に対して直交する方向にスライスし、その直径Ｄに対して表面から１／４Ｄの箇所にある試料（１／４Ｄ部試料）を作製した。その試料を鏡面状に研磨後、走査型顕微鏡（ＳＥＭ）により倍率１５００倍で２視野観察を行い、晶出物を撮影した。ＳＥＭ像に対して、画像解析（三谷商事株式会社製ＷｉｎＲｏｏｆを使用。）を行い、各試料における晶出物の最大円相当径及び数を求めた。
【００４１】
《強度測定方法》
調質をＴ６とした押出材から「ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１」に準拠する方法により試験片を採取し、引張強さの測定を行った。
【００４２】
加工条件及び各種評価をした結果を下記表２に示す。
【００４３】
【表２】
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【００４４】
表２において、試料１〜８は２０１４合金、試料９〜１４は２６１８合金、試料１５〜２１は６０６３合金、試料２２〜２９は７０５０合金、試料３０〜３５は７０５０合金である。
【００４５】
２０１４合金（すなわち、試料１〜８）のうち、試料１は、鋳塊に対して捻転処理を加えない材料（すなわち、定法にて製造した材料。）に対する評価結果である。試料１の場合、晶出物の最大円相当径が４μｍを上回っており、晶出物の数が１０万を下回っている。試料２は、鋳塊に付与する捻り量が少ない事例である。この場合も、晶出物の最大円相当径が４μｍを上回っており、晶出物の数が１０万を下回っている。すなわち、晶出物の最大円相当径及び数について、本開示の構成から外れた鋳塊組織となっている。押出材での強度も捻転処理を加えていない場合（すなわち試料１）と比べ大きな差はなかった。
【００４６】
試料３〜６は、本開示の条件で鋳塊に捻転処理を付与した事例である。これら試料３〜６は、晶出物の最大円相当径が４μｍ未満になっており、かつ晶出物の数が１０万以上になっている。すなわち、試料３〜６は、いずれも本開示の構成に相当する鋳塊組織を有し、捻転処理を加えない押出材と比べ強度が大きく向上する。試料７は、捻転処理時の加工温度が２０１４合金の共晶融解温度（５０７℃）を上回っている事例である。この場合、捻転処理時に熱間割れが生じる結果となった。試料８は、捻転処理時の加工温度が低かったため、捻転処理ができなかった。
【００４７】
２６１８合金（すなわち、試料９〜１４）のうち、試料９は、鋳塊に対して捻転処理を加えない材料に対する評価結果である。試料９の場合、晶出物の最大円相当径が４μｍを上回っており、晶出物の数が１０万を下回っている。試料１０は、鋳塊に付与する捻り量が少ない事例である。この場合も、晶出物の最大円相当径が４μｍを上回っており、晶出物の数が１０万を下回っている。すなわち、晶出物の最大円相当径及び数について、本開示の構成から外れた鋳塊組織となっている。押出材での強度も捻転処理を加えていない場合（すなわち試料９）と比べ大きな差はなかった。
【００４８】
試料１１〜１２は、本開示の条件で鋳塊に捻転処理を付与した事例である。これら試料１１〜１２は、晶出物の最大円相当径が４μｍ未満になっており、かつ晶出物の数が１０万以上になっている。すなわち、試料１１〜１２は、いずれも本開示の構成に相当する鋳塊組織を有し、捻転処理を加えない押出材と比べ強度が大きく向上する。試料１３は、捻転処理時の加工温度が２６１８合金の共晶融解温度（５４９℃）を上回っている事例である。この場合、捻転処理時に熱間割れが生じる結果となった。試料１４は、捻転処理時の加工温度が低かったため、捻転処理ができなかった。
【００４９】
６０６３合金（すなわち、試料１５〜２１）のうち、試料１５は、鋳塊に対して捻転処理を加えない材料に対する評価結果である。試料１５の場合、晶出物の最大円相当径が４μｍを上回っており、晶出物の数が１０万を下回っている。試料１６は、鋳塊に付与する捻り量が少ない事例である。この場合も、晶出物の最大円相当径が４μｍを上回っており、晶出物の数が１０万を下回っている。すなわち、晶出物の最大円相当径及び数について、本開示の構成から外れた鋳塊組織となっている。押出材での強度も捻転処理を加えていない場合（すなわち試料１５）と比べ大きな差はなかった。
【００５０】
試料１７〜１９は、本開示の条件で鋳塊に捻転処理を付与した事例である。これら試料１７〜１９は、晶出物の最大円相当径が４μｍ未満になっており、かつ晶出物の数が１０万以上になっている。すなわち、試料１７〜１９は、いずれも本開示の構成に相当する鋳塊組織を有し、捻転処理を加えない押出材と比べ強度が大きく向上する。試料２０は、捻転処理時の加工温度が６０６３合金の共晶融解温度（６１５℃）を上回っている事例である。この場合、捻転処理時に熱間割れが生じる結果となった。試料２１は、捻転処理時の加工温度が低かったため、捻転処理ができなかった。
【００５１】
７０５０合金（すなわち、試料２２〜２９）のうち、試料２２は、鋳塊に対して捻転処理を加えない材料に対する評価結果である。試料２２の場合、晶出物の最大円相当径が４μｍを上回っており、晶出物の数が１０万を下回っている。試料２３は、鋳塊に付与する捻り量が少ない事例である。この場合も、晶出物の最大円相当径が４μｍを上回っており、晶出物の数が１０万を下回っている。すなわち、晶出物の最大円相当径及び数について、本開示の構成から外れた鋳塊組織となっている。押出材での強度も捻転処理を加えていない場合（すなわち試料２２）と比べ大きな差はなかった。
【００５２】
試料２４〜２７は、本開示の条件で鋳塊に捻転処理を付与した事例である。これら試料２４〜２７は、晶出物の最大円相当径が４μｍ未満になっており、かつ晶出物の数が１０万以上になっている。すなわち、試料２４〜２７は、いずれも本開示の構成に相当する鋳塊組織を有し、捻転処理を加えない押出材と比べ強度が大きく向上する。試料２８は、捻転処理時の加工温度が７０５０合金の共晶融解温度（４８８℃）を上回っている事例である。この場合、捻転処理時に熱間割れが生じる結果となった。試料２９は、捻転処理時の加工温度が低かったため、捻転処理ができなかった。
【００５３】
７０７５合金（すなわち、試料３０〜３５）のうち、試料３０は、鋳塊に対して捻転処理を加えない材料に対する評価結果である。試料３０の場合、晶出物の最大円相当径が４μｍを上回っており、晶出物の数が１０万を下回っている。試料３１は、鋳塊に付与する捻り量が少ない事例である。この場合も、晶出物の最大円相当径が４μｍを上回っており、晶出物の数が１０万を下回っている。すなわち、晶出物の最大円相当径及び数について、本開示の構成から外れた鋳塊組織となっている。押出材での強度も捻転処理を加えていない場合（すなわち試料３０）と比べ大きな差はなかった。
【００５４】
試料３２〜３３は、本開示の条件で鋳塊に捻転処理を付与した事例である。これら試料３２〜３３は、晶出物の最大円相当径が４μｍ未満になっており、かつ晶出物の数が１０万以上になっている。すなわち、試料３２〜３３は、いずれも本開示の構成に相当する鋳塊組織を有し、捻転処理を加えない押出材と比べ強度が大きく向上する。試料３４は、捻転処理時の加工温度が７０７５合金の共晶融解温度（５３２℃）を上回っている事例である。この場合、捻転処理時に熱間割れが生じる結果となった。試料３５は、捻転処理時の加工温度が低かったため、捻転処理ができなかった。
【００５５】
（４）補足
なお、以上説明した例示的な実施形態から明らかなように、本開示のアルミニウム合金鋳塊は、更に以下に挙げるような構成を備えていてもよい。
【００５６】
まず、本開示の第一の態様の場合、アルミニウム合金鋳塊は、一軸方向に長尺な形状とされ、合金の組織が一軸方向を中心とする周方向にせん断変形させられた状態になっていてもよい。
【００５７】
また、本開示のアルミニウム合金材の製造方法は、更に以下に挙げるような構成を備えていてもよい。
まず、本開示の第二の態様の場合、変形抵抗低下処理は、鋳塊に対し、一軸方向における一部の領域において当該領域の温度を局部的に２００℃以上共晶融解温度未満に加熱する処理であり、捻転処理は、変形抵抗低下処理が施される領域に対し、２０回／ｍ以上かつ破断を招かない範囲内で、一軸方向を中心とする周方向への捻りを加える処理であってもよい。
【００５８】
また、本開示の第二の態様の場合、せん断加工工程の後に、鋳塊に対して均質化処理を施す均質化処理工程を有していてもよい。
また、本開示の第二の態様の場合、均質化処理工程の後に、鋳塊に対して熱間加工を施す熱間加工工程を有していてもよい。
【図１】
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