JP2018040044A

JP2018040044A - Aluminum alloy ingot and method for producing aluminum alloy material

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Publication number: JP2018040044A
Application number: JP2016175784A
Authority: JP
Inventors: 智史宇田川; Satoshi UDAGAWA; 宮崎　悟; Satoru Miyazaki; 悟宮崎; 八太　秀周; Hidechika Hatta; 秀周八太
Original assignee: UACJ Corp
Current assignee: UACJ Corp
Priority date: 2016-09-08
Filing date: 2016-09-08
Publication date: 2018-03-15

Abstract

【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An aluminum alloy ingot capable of sufficiently increasing the strength of an aluminum alloy material and a method for producing the aluminum alloy material are provided. An aluminum alloy ingot is composed of any one of an Al—Cu based aluminum alloy, an Al—Mg—Si based aluminum alloy, and an Al—Zn—Mg based aluminum alloy, and is a crystal observed in a cross section. The maximum equivalent circle diameter of the product is less than 4 μm, and the number of crystallized products contained per square millimeter in cross section is 100,000 or more. [Selection figure] None

Description

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。 The present disclosure relates to an aluminum alloy ingot and a method for producing an aluminum alloy material.

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。 From the viewpoint of environmental protection, weight reduction is required for transportation equipment such as automobiles and airplanes. In addition, in order to reduce the load on the body, weight reduction is required for products using metal materials, especially sports equipment. Aluminum alloys are often used to reduce the weight of these products. However, it is not recognized that the strength of the product decreases when the weight is reduced. When manufacturing such a light-weight and high-strength product, for example, an Al—Cu based aluminum alloy (for example, 2000 based aluminum alloy), an Al—Mg—Si based aluminum alloy (for example, 6000 based aluminum alloy), In addition, a heat-treated alloy such as an Al—Zn—Mg-based aluminum alloy (for example, a 7000-based aluminum alloy) may be used.

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。 On the other hand, as a technique for improving the strength of a non-heat-treatable alloy among aluminum alloys, for example, while compressing a cylindrical workpiece in the axial direction for a workpiece of an Al—Si—Fe-based aluminum alloy. A technique for twisting in the circumferential direction has been proposed (for example, see Patent Document 1). In the case of the technique described in Patent Document 1, the punch is brought into contact with both ends in the axial direction of the workpiece, the workpiece is sandwiched and compressed by the punch, and the punch is rotated in the opposite direction to each other. The twist is added. Patent Document 1 also describes heating of the workpiece, but in the case of the technique described in Patent Document 1, the heating temperature is desirably lower than the recrystallization temperature of the workpiece, Specifically, temperature conditions of 50 ° C. or more and 200 ° C. or less are exemplified.

特開２００７−８４８８９号公報JP 2007-84889 A

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。 However, the technique described in Patent Document 1 has been studied for improving the strength of a non-heat-treated alloy (specifically, an Al—Si—Fe-based aluminum alloy). Al-Cu-based aluminum alloy, Al-Mg-Si-based aluminum alloy, and Al-Zn-Mg-based aluminum alloy.) For this reason, in the case of the technique described in Patent Document 1, a study is made on a method for reducing the recrystallized grain size of the Al—Si—Fe-based aluminum alloy. There has been no study on the crystallization product produced when casting an Al—Mg—Si based aluminum alloy and an Al—Zn—Mg based aluminum alloy.

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。 In the case of the technique described in the cited document 1, since the recrystallized grain size of the aluminum alloy is reduced, the heating temperature is set to be equal to or lower than the recrystallization temperature of the workpiece, but in a higher temperature range than that. There are no studies on heat treatment. Furthermore, in the case of the technique described in the cited document 1, since the workpiece is compressed in the axial direction, it is difficult to process the workpiece having a long axial length, and the final product manufactured by the subsequent processing Also, it is not easy to produce long products.

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。 Accordingly, the present inventors aim to improve the strength of the heat treatment alloys (Al—Cu aluminum alloy, Al—Mg—Si aluminum alloy, and Al—Zn—Mg aluminum alloy) as described above. Therefore, further examination was repeated. As a result, it has been found that the intended effect can be obtained by applying a specific treatment to the aluminum alloy ingot.

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。 The present disclosure has been completed based on the above-described findings. In one aspect of the present disclosure, an aluminum alloy ingot capable of sufficiently increasing the strength of an aluminum alloy material, and an aluminum alloy material It is desirable to provide a manufacturing method.

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。 A first aspect of the present disclosure is an aluminum alloy ingot, and is formed of any one of an Al—Cu based aluminum alloy, an Al—Mg—Si based aluminum alloy, and an Al—Zn—Mg based aluminum alloy. The In this aluminum alloy ingot, the maximum equivalent circle diameter of the crystallized substance observed in the cross section is less than 4 μm, and the number of crystallized substances contained per square millimeter of the cross section is 100,000 or more.

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。 According to the aluminum alloy ingot configured as described above, the crystallized product generated at the time of casting is very finely divided into a large number. Therefore, when an aluminum alloy material is manufactured through subsequent hot working, solution treatment, artificial aging, etc., it has higher strength than a material made from an ingot containing coarser crystallized materials. An aluminum alloy material can be obtained. Therefore, for example, it is possible to make the product dimension thinner or thinner as the strength of the aluminum alloy material is higher, and it is possible to manufacture a lighter product. The equivalent circle diameter of the crystallized product is a diameter of a circle having the same area as the cross-sectional area of the crystallized product observed in the ingot cross section. Further, among the plurality of crystallized substances observed in the ingot cross section, the crystal equivalent diameter of the crystallized substance having the maximum equivalent circle diameter is the maximum equivalent circle diameter.

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。 Moreover, the second aspect of the present disclosure is a method for producing an aluminum alloy material, which is any one of an Al—Cu based aluminum alloy, an Al—Mg—Si based aluminum alloy, and an Al—Zn—Mg based aluminum alloy. For ingots that are formed in a uniaxially long shape, a deformation resistance lowering process that locally lowers the deformation resistance of the material in a partial region in the uniaxial direction and a deformation resistance lowering process are performed. A shearing step of shearing and deforming the alloy structure of the ingot by applying a twisting process for applying a twist in a circumferential direction centered on a uniaxial direction to the region to which the is applied.

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。 According to the method for producing an aluminum alloy material configured as described above, the crystallized material generated during casting is extremely fine and numerous by shearing and deforming the ingot alloy structure in the shearing process as described above. It is possible to produce an aluminum alloy ingot divided into pieces. Therefore, when an aluminum alloy material is manufactured through subsequent hot working, solution treatment, artificial aging, etc., it has higher strength than materials made from ingots containing coarser crystallized materials. An aluminum alloy material can be obtained.

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。FIG. 1A is an electron micrograph of the ingot structure when the ingot after casting is homogenized. FIG. 1B is an electron micrograph of the ingot structure when the ingot after casting is twisted and then homogenized.

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。 Hereinafter, embodiments of the present disclosure will be described. In addition, this indication is not limited to the following embodiment, In the range which does not deviate from the summary of this indication, it can implement in a various aspect.
(1) Outline Al—Cu-based aluminum alloy, Al—Mg—Si-based aluminum alloy, and Al—Zn—Mg-based aluminum alloy are heat-treated alloys, and are based on aluminum, and are further principal elements such as Cu and Mg. , Si, Zn-containing aluminum alloy. In the process of producing an aluminum alloy material, the above-mentioned main elements precipitate a compound (for example, a θ ′ phase, a β ′ phase, a η ′ phase, etc., which become a strengthening phase of the material), thereby obtaining a high-strength alloy. . The above-mentioned main elements are used to produce crystallized products when producing the ingot that is the basis of the product.

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。 Further, the aluminum alloy exemplified in the present embodiment may further contain other trace elements in addition to the main elements described above. Typical examples of such trace elements include Mn, Zr, Cr, Fe, Ni and the like. Mn contributes to improving the strength of the extruded aluminum alloy at room temperature and high temperature by precipitating and dispersing an Al—Mn—Si compound, suppressing recrystallization, and forming fine subcrystal grains. Zr contributes to improving the strength of the aluminum alloy extruded material by suppressing recrystallization and forming fine sub-crystal grains by fine dispersion of the Al ₃ Zr compound. Cr contributes to improving the strength of the extruded aluminum alloy material by suppressing recrystallization and forming fine sub-crystal grains by fine dispersion of the Al ₃ Cr compound. Fe forms a Fe—Ni compound together with Ni and improves the heat resistance of the aluminum alloy extruded material. Ni forms an Fe—Ni compound together with Fe and improves the heat resistance of the aluminum alloy extruded material.

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。 However, the crystallization product generated in the ingot manufacturing stage is often coarse. Therefore, in the solution treatment performed for the subsequent strength improvement, the solid solution may not be sufficiently dissolved. In that case, in the subsequent aging treatment, the strengthening phase contributing to the strength may not be precipitated more efficiently, and as a result, the strength as high as expected may not be obtained.

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。 Therefore, the inventors of the present invention finely divided the crystallized product generated at the time of casting into a size that can be solid-dissolved during the solution treatment, and further promotes the solid solution in the solution treatment. It came to think that an alloy material might be obtained.

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。 As a method for dividing a crystallized product generated at the time of casting, the ingot obtained by casting was locally deformed. Specifically, by twisting the ingot to cause plastic deformation, the crystallized material in the material is divided, and the maximum equivalent circle diameter of the crystallized material observed in the cross section is less than 4 μm and the cross section is 1 square. The number of crystallized substances per millimeter shall be 100,000 or more. When such an ingot is subjected to an extension process represented by extrusion or rolling, the extension process is performed in the longitudinal direction of the ingot. On the other hand, when twisting as described above is applied to the ingot, the twist is applied in the circumferential direction centering on the axis extending in the longitudinal direction of the ingot, so that the surface is orthogonal to the longitudinal direction. Shear deformation can be applied. As a result, in the final aluminum product, since the shearing process is applied in the directions orthogonal to each other by the twisting process and the spreading process, the crystallized product can be highly finely dispersed. .

（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。 (2) Technical details << Aluminum alloy >>
In the present embodiment, as the aluminum alloy, an Al—Cu based aluminum alloy, an Al—Mg—Si based aluminum alloy, and an Al—Zn—Mg based aluminum alloy are used. These aluminum alloys are made into an ingot and then subjected to subsequent processing. The ingot is refined so that the maximum equivalent circle diameter of the crystallized material observed in the cross section of the ingot is less than 4 μm, and the number of crystallized materials per square millimeter of the cross section is divided to 100,000 or more. .

《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。《Ingot crystallized size》
The crystallized size of the ingot is refined to a maximum equivalent circle diameter of less than 4 μm in diameter. If a diameter is less than 4 micrometers, especially a minimum will not be limited. However, the diameter is larger than 0 μm as long as a crystallized substance exists. When the crystallized product size is equivalent to a circle and less than 4 μm in diameter, the crystallized product is sufficiently dissolved in the system in the subsequent solution treatment. As a result, the solid solution amount can be maintained by the subsequent quenching treatment. The amount of the solid solution is larger than when there are many crystallized substances having an equivalent circle diameter exceeding 4 μm in diameter. Therefore, by applying an aging treatment, it becomes possible to precipitate a lot of reinforcing phases affecting the strength. As a result, an aluminum alloy material with higher strength can be obtained. It is difficult to control the crystallized size of the ingot to a diameter of less than 4 μm only by heat treatment by homogenization.

《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。 <Method for producing aluminum alloy>
When manufacturing an aluminum alloy, a molten metal containing a desired alloy component is cast. Then, a deformation resistance reduction process and a torsion process are performed on the cast ingot. In order to perform these treatments, it is preferable that the ingot has a circular cross-sectional shape (for example, an ingot (billet) used for extrusion or the like).

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。 Normally, when a product as an aluminum alloy material is manufactured, hot working or the like is performed on the ingot. Here, an extruded material using a billet will be described as an example. The aluminum alloy extrudate is subjected to homogenization treatment of a cast ingot, and then extruded to an extrusion temperature. In order to increase the strength after extrusion, solution treatment and quenching treatment are performed, and finally the strength can be obtained in the aging treatment.

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。 In the present embodiment, in addition to the usual method, a deformation resistance lowering process and a twisting process are performed on the cast ingot. These treatments may be performed before the homogenization treatment or after the homogenization treatment. Moreover, when not performing a homogenization process, a deformation resistance fall process and a twist process may be performed with respect to the ingot after casting, and an extrusion process may be performed. However, when the homogenization process is performed on the ingot after casting, it is preferable to perform the homogenization process after performing the deformation resistance reduction process and the twisting process from the viewpoint of making the crystallized material finer.

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。 In the ingot obtained by casting, crystallized substances generated during casting are distributed. When a homogenization treatment is performed on such an ingot, the crystallized product is divided, but the effect of refining the divided crystallized product is limited. FIG. 1A is an electron micrograph of the ingot structure when the ingot after casting is homogenized. The parts that appear white in the photograph are crystallized substances.

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。 On the other hand, when a twisting process is applied to the ingot after casting, the crystallized substance generated at the time of casting can be finely divided. In such a state, when a homogenization process is performed, the crystallized product divided by the twisting process is further finely dispersed. By performing the homogenization after the torsion treatment, the crystallized material refined by the torsion treatment is kept fine without agglomeration. FIG. 1B is an electron micrograph of the ingot structure when the ingot after casting is twisted and then homogenized. As is apparent from comparison with FIG. 1A, the crystallized product can be finely divided by performing a twisting process.

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。 The torsion processing is performed by locally applying a deformation resistance reduction process to the processed part of the ingot to locally heat the material to reduce the deformation resistance in order to locally shear the material. In this deformation resistance reduction treatment, the ingot is preferably heated to 200 ° C. or higher and lower than the eutectic melting temperature. Since the eutectic melting temperature varies depending on the alloy type, the eutectic melting temperature is set to less than the upper limit value corresponding to the alloy type to be used. The eutectic melting temperatures of typical alloys are illustrated in Table 1 below. However, the technology of the present disclosure is not limited to the alloys listed in Table 1 below, and when other alloys are used, temperature conditions lower than the eutectic melting temperature may be employed accordingly.

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。 The twisting process is locally applied to the locally heated portion. When the billet length is longer than a certain level, each process is performed while moving the heating part by the deformation resistance reduction process and the twisting part by the twisting process in the billet longitudinal direction. By performing the twisting process, the crystallized material in the ingot is torn off and finely divided.

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。 The twisting process is a process in which the processed part is rotated 20 times or more while proceeding 1 m in the billet longitudinal direction. This makes it difficult for a compound having a maximum equivalent circle diameter exceeding 4 μm to remain in the ingot, and in the subsequent solution treatment, solid solution of the crystallized substance in the aluminum base material is promoted. The number of rotations may be 20 rotations or more, and the upper limit thereof can be changed depending on the alloy components, and therefore may be appropriately set according to the characteristics of the alloy. However, since the material may break during processing even if an excessive twisting process is applied, it is preferable to set the rotation speed within a range that does not cause such breakage. If the rotation is less than 20 rotations during 1 m, the twisting process is insufficient. In this case, a compound having a maximum equivalent circle diameter exceeding 4 μm is likely to remain in the ingot, and in the subsequent solution treatment, the twisting into the aluminum base material is likely to occur. The solid solution of the crystallized product is hardly promoted.

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。 With respect to the ingot temperature during the twisting process, it is possible to form a region where the deformation resistance is locally reduced by setting it to 200 ° C. or more, and cracking the ingot by setting it below the eutectic melting temperature. Further, it is possible to suppress breakage during processing.

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。 When hot working is performed on the ingot subjected to the twisting process, the hot working is performed after the ingot is set to the hot working temperature. As the hot processing, for example, extrusion processing by an extruder is performed. The degree of processing at this time (that is, the extrusion ratio (container diameter of the extrusion press / product cross-sectional area)) is preferably 10 or more. By setting the extrusion ratio to 10 or more, at the time of hot working, the crystallized material divided by the twisting process in the ingot is further divided and dispersed. As a result, the crystallized material in the material after hot working is obtained. Finer and more evenly dispersed. However, even if the extrusion ratio is less than 10, the ingot is subjected to the twisting process, so that there is an effect. In addition, although the above-mentioned example is an example of extrusion, the processing rate is 90% or more regardless of extrusion or rolling ((1- (cross-sectional area after processing / cross-sectional area before processing)) × 100. ) Is preferable.

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。 The twisting process as described above is performed perpendicularly to the casting direction of the ingot (longitudinal direction of the billet) and is a shearing process. In the case of extrusion processing and rolling processing, a stretching process parallel to the casting direction is performed, but in the torsion processing, in the ingot stage, in the extending direction by the subsequent extrusion processing or rolling process. On the other hand, processing is applied in a direction perpendicular to the direction. This point is important, and the effect of refining the crystallized product is enhanced by subsequent hot working such as extrusion or rolling. Note that after the hot working, cold working such as drawing may be performed as necessary. The presence or absence of such cold working does not particularly adversely affect the effect of the present technology.

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。 The aluminum alloy material that has been hot worked may be subjected to a solution treatment in order to improve its strength. When solution treatment is performed, the solution treatment temperature is higher than the solid solution limit line or solubility line and lower than the solidus line. In order to sufficiently perform the solution treatment, not only the temperature but also the treatment time is required. For example, after the aluminum alloy material reaches a desired temperature, it is preferably maintained at that temperature for 15 minutes to 360 minutes. By setting it for 15 minutes or more, the solid solution is sufficiently advanced, and the strengthening phase contributing to the strength is sufficiently precipitated in the subsequent aging treatment, and the desired strength can be obtained. In addition, by setting the time to 360 minutes or less, it is possible to suppress wasting time and fuel costs even though the effect is saturated.

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。 In addition, the refinement | crystallization refinement | miniaturization by the above-mentioned twisting process is applicable regardless of the aluminum alloy kind. However, since the crystallized product at the time of casting is refined by twisting treatment, the solid solution can be improved by subsequent solution treatment and quenching, and further strength can be obtained by aging treatment. It is preferably applied to an aluminum alloy. In particular, the present invention is preferably applied to Al—Cu based aluminum alloys, Al—Mg—Si based aluminum alloys, and Al—Zn—Mg based aluminum alloys used for high strength members.

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。 After solution treatment, quenching by water cooling is preferable. Quenching may be performed under normal quenching conditions, but it is preferable to quench rapidly from the solution treatment temperature to room temperature at 100 ° C./sec or more. By performing such rapid cooling, precipitation of the solid solution element can be suppressed, and sufficient strength can be obtained in the subsequent aging treatment.

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。 Further, an artificial aging treatment may be performed. In that case, the artificial aging treatment is performed at a temperature exceeding 100 ° C. and less than 200 ° C. Strength can be obtained by precipitating elements dissolved in solution treatment and quenching treatment by artificial aging. By setting the temperature condition to exceed 100 ° C., the strengthening phase can be sufficiently precipitated, and by setting the temperature to less than 200 ° C., it is possible to suppress the precipitation of the strengthening phase coarsely and to improve the strength. Can do.

（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。 (3) Examples Hereinafter, the effects of the examples are compared with the comparative examples to demonstrate the effects. In addition, these examples show one embodiment of the present disclosure, and the present disclosure is not limited thereto.

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。 First, an aluminum alloy (2014 alloy, 2618 alloy, 6063 alloy, 7050 alloy, 7075 alloy) was ingoted by continuous casting to obtain an ingot (diameter 50 mm). The ingot obtained was subjected to 10 to 70 twisting processes while proceeding 1 m. After the torsion treatment, a homogenization treatment suitable for each alloy was performed. The homogenization treatment conditions are as follows: 2014 alloy: 480 ° C. × 8 hours, 2618 alloy: 500 ° C. × 6 hours, 6063 alloy: 560 ° C. × 5 hours, 7050 alloy: 470 ° C. × 12 hours, 7075 alloy: 450 ° C. × 12 hours It was.

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。 The ingot subjected to the twisting process was hot-extruded into a shape of width 12 mm × thickness 12 mm so that the extrusion ratio was 10 or more, and the tempering was T6. As for the tempering T6 condition, in the case of 2014 alloy, the material after extrusion processing is subjected to a solution treatment at 500 ° C. × 2 hours, followed by quenching at 200 ° C./sec or more, and then 160 ° C. × 18 hours. The artificial aging treatment was applied. In the case of 2618 alloy, the extruded material is subjected to a solution treatment at 530 ° C. for 2 hours, followed by quenching at 200 ° C./sec or more, and then an artificial aging treatment at 190 ° C. for 20 hours. did. In the case of 6063 alloy, the material after extrusion is subjected to a solution treatment of 520 ° C. × 2 hours, and then subjected to quenching at 200 ° C./sec or more, and then an artificial aging treatment of 175 ° C. × 8 hours. gave. In the case of 7050 alloy, the material after extrusion is subjected to a solution treatment of 475 ° C. × 2 hours, followed by quenching at 200 ° C./sec or more, and then an artificial aging treatment of 120 ° C. × 24 hours. gave. In the case of 7075 alloy, the extruded material is subjected to a solution treatment at 465 ° C. for 2 hours, followed by quenching at 200 ° C./sec or more, and then an artificial aging treatment at 120 ° C. for 24 hours. did.

《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。 <Method for observing crystallized matter>
The ingot was sliced in a direction perpendicular to the longitudinal direction, and a sample (1 / 4D part sample) located at a 1 / 4D position from the surface with respect to the diameter D was produced. After the sample was polished into a mirror surface, two field observations were performed with a scanning microscope (SEM) at a magnification of 1500 times to photograph the crystallized product. Image analysis (using WinRoof manufactured by Mitani Corp.) was performed on the SEM image, and the maximum equivalent circle diameter and the number of crystallized materials in each sample were obtained.

《強度測定方法》
調質をＴ６とした押出材から「ＪＩＳＺ２２４１」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。《Strength measurement method》
A test piece was collected from the extruded material having a tempering of T6 by a method according to “JIS Z 2241”, and the tensile strength was measured.

加工条件及び各種評価をした結果を下記表２に示す。 The processing conditions and various evaluation results are shown in Table 2 below.

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。 In Table 2, samples 1 to 8 are 2014 alloys, samples 9 to 14 are 2618 alloys, samples 15 to 21 are 6063 alloys, samples 22 to 29 are 7050 alloys, and samples 30 to 35 are 7050 alloys.

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。 Among the 2014 alloys (that is, samples 1 to 8), the sample 1 is an evaluation result with respect to a material (that is, a material manufactured by a regular method) that is not subjected to the twisting process on the ingot. In the case of the sample 1, the maximum equivalent circle diameter of the crystallized product exceeds 4 μm, and the number of crystallized products is less than 100,000. Sample 2 is an example in which the amount of twist applied to the ingot is small. Also in this case, the maximum equivalent circle diameter of the crystallized product exceeds 4 μm, and the number of crystallized products is less than 100,000. That is, the maximum equivalent circle diameter and the number of crystallized products are ingot structures that are out of the configuration of the present disclosure. The strength of the extruded material was not significantly different from that in the case where the torsion treatment was not applied (that is, sample 1).

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。 Samples 3 to 6 are examples in which a twisting process was applied to the ingot under the conditions of the present disclosure. In these samples 3 to 6, the maximum equivalent circle diameter of the crystallized product is less than 4 μm, and the number of crystallized products is 100,000 or more. That is, each of the samples 3 to 6 has an ingot structure corresponding to the configuration of the present disclosure, and the strength is greatly improved as compared with the extruded material to which no twisting process is applied. Sample 7 is an example in which the processing temperature during the twisting process exceeds the eutectic melting temperature (507 ° C.) of the 2014 alloy. In this case, hot cracking occurred during the twisting process. Sample 8 could not be twisted because the processing temperature during the twisting process was low.

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。 Of the 2618 alloy (that is, samples 9 to 14), sample 9 is an evaluation result for a material that is not subjected to twisting treatment on the ingot. In the case of the sample 9, the maximum equivalent circle diameter of the crystallized product exceeds 4 μm, and the number of crystallized products is less than 100,000. Sample 10 is an example in which the amount of twist applied to the ingot is small. Also in this case, the maximum equivalent circle diameter of the crystallized product exceeds 4 μm, and the number of crystallized products is less than 100,000. That is, the maximum equivalent circle diameter and the number of crystallized products are ingot structures that are out of the configuration of the present disclosure. The strength of the extruded material was not significantly different from that in the case where the torsion treatment was not applied (that is, sample 9).

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。 Samples 11 to 12 are examples in which a torsion process was applied to an ingot under the conditions of the present disclosure. In these samples 11 to 12, the maximum equivalent circle diameter of the crystallized product is less than 4 μm, and the number of crystallized products is 100,000 or more. That is, each of the samples 11 to 12 has an ingot structure corresponding to the configuration of the present disclosure, and the strength is greatly improved as compared with the extruded material to which no twisting process is applied. Sample 13 is an example in which the processing temperature during the twisting process exceeds the eutectic melting temperature (549 ° C.) of the 2618 alloy. In this case, hot cracking occurred during the twisting process. Sample 14 could not be twisted because the processing temperature during the twisting process was low.

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。 Among the 6063 alloys (that is, samples 15 to 21), sample 15 is an evaluation result for a material that is not subjected to twisting treatment on the ingot. In the case of the sample 15, the maximum equivalent circle diameter of the crystallized product exceeds 4 μm, and the number of crystallized products is less than 100,000. Sample 16 is an example in which the amount of twist applied to the ingot is small. Also in this case, the maximum equivalent circle diameter of the crystallized product exceeds 4 μm, and the number of crystallized products is less than 100,000. That is, the maximum equivalent circle diameter and the number of crystallized products are ingot structures that are out of the configuration of the present disclosure. The strength of the extruded material was not significantly different from that in the case where the torsion treatment was not applied (that is, sample 15).

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。 Samples 17 to 19 are examples in which a torsion treatment was applied to an ingot under the conditions of the present disclosure. In these samples 17 to 19, the maximum equivalent circle diameter of the crystallized product is less than 4 μm, and the number of crystallized products is 100,000 or more. That is, each of the samples 17 to 19 has an ingot structure corresponding to the configuration of the present disclosure, and the strength is greatly improved as compared with the extruded material to which no twisting process is applied. Sample 20 is an example in which the processing temperature during the twisting process exceeds the eutectic melting temperature (615 ° C.) of 6063 alloy. In this case, hot cracking occurred during the twisting process. Sample 21 could not be twisted because the processing temperature during the twisting process was low.

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。 Among 7050 alloys (that is, samples 22 to 29), sample 22 is an evaluation result for a material that is not subjected to torsion processing on the ingot. In the case of the sample 22, the maximum equivalent circle diameter of the crystallized product exceeds 4 μm, and the number of crystallized products is less than 100,000. Sample 23 is an example in which the amount of twist applied to the ingot is small. Also in this case, the maximum equivalent circle diameter of the crystallized product exceeds 4 μm, and the number of crystallized products is less than 100,000. That is, the maximum equivalent circle diameter and the number of crystallized products are ingot structures that are out of the configuration of the present disclosure. The strength of the extruded material was not significantly different from that in the case where the torsion treatment was not applied (that is, sample 22).

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。 Samples 24-27 are examples in which a torsion treatment was applied to an ingot under the conditions of the present disclosure. In these samples 24-27, the maximum equivalent circle diameter of the crystallized product is less than 4 μm, and the number of crystallized products is 100,000 or more. That is, each of the samples 24-27 has an ingot structure corresponding to the configuration of the present disclosure, and the strength is greatly improved as compared with the extruded material to which no twisting process is applied. Sample 28 is an example in which the processing temperature during the twisting process exceeds the eutectic melting temperature (488 ° C.) of the 7050 alloy. In this case, hot cracking occurred during the twisting process. Sample 29 could not be twisted because the processing temperature during the twisting process was low.

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。 Among the 7075 alloys (that is, samples 30 to 35), the sample 30 is an evaluation result for a material that is not subjected to the twisting process on the ingot. In the case of the sample 30, the maximum equivalent circle diameter of the crystallized product exceeds 4 μm, and the number of crystallized products is less than 100,000. Sample 31 is an example in which the amount of twist applied to the ingot is small. Also in this case, the maximum equivalent circle diameter of the crystallized product exceeds 4 μm, and the number of crystallized products is less than 100,000. That is, the maximum equivalent circle diameter and the number of crystallized products are ingot structures that are out of the configuration of the present disclosure. The strength of the extruded material was not significantly different from that in the case where the torsion treatment was not applied (that is, sample 30).

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。 Samples 32 to 33 are examples in which a torsion treatment is applied to an ingot under the conditions of the present disclosure. In these samples 32 to 33, the maximum equivalent circle diameter of the crystallized product is less than 4 μm, and the number of crystallized products is 100,000 or more. That is, each of the samples 32 to 33 has an ingot structure corresponding to the configuration of the present disclosure, and the strength is greatly improved as compared with an extruded material to which no twisting process is applied. Sample 34 is an example in which the processing temperature during the twisting process exceeds the eutectic melting temperature (532 ° C.) of the 7075 alloy. In this case, hot cracking occurred during the twisting process. Sample 35 could not be twisted because the processing temperature during the twisting process was low.

（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。 (4) Supplement As will be apparent from the exemplary embodiments described above, the aluminum alloy ingot of the present disclosure may further include the following configurations.

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。 First, in the case of the first aspect of the present disclosure, the aluminum alloy ingot has a shape that is long in a uniaxial direction, and the structure of the alloy is in a state of being shear-deformed in a circumferential direction centered on the uniaxial direction. May be.

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。 Moreover, the manufacturing method of the aluminum alloy material of this indication may be further equipped with the following structures.
First, in the case of the second aspect of the present disclosure, the deformation resistance reduction treatment locally heats the temperature of the region to 200 ° C. or higher and lower than the eutectic melting temperature in a partial region in the uniaxial direction with respect to the ingot. The twisting process is a process of adding a twist in the circumferential direction centered on the uniaxial direction within a range not less than 20 times / m and not causing breakage to the region subjected to the deformation resistance lowering process. May be.

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。 In the case of the second aspect of the present disclosure, a homogenization process step of performing a homogenization process on the ingot may be included after the shearing process.
Moreover, in the case of the 2nd aspect of this indication, you may have the hot working process which hot-processes with respect to an ingot after a homogenization process process.

Claims

It is composed of any one of Al-Cu based aluminum alloy, Al-Mg-Si based aluminum alloy, and Al-Zn-Mg based aluminum alloy,
The maximum equivalent circle diameter of the crystallized substance observed in the cross section is less than 4 μm,
An aluminum alloy ingot in which the number of crystallized substances contained per square millimeter of the cross section is 100,000 or more.

The aluminum alloy ingot according to claim 1,
An aluminum alloy ingot that has a shape that is elongated in a uniaxial direction and that has an alloy structure that is shear-deformed in a circumferential direction centered on the uniaxial direction.

For an ingot formed of any one of an Al-Cu-based aluminum alloy, an Al-Mg-Si-based aluminum alloy, and an Al-Zn-Mg-based aluminum alloy and having an elongated shape in a uniaxial direction, A deformation resistance reduction process for locally reducing the deformation resistance of the material in a partial region in the uniaxial direction is performed, and the circumferential direction centered on the uniaxial direction is applied to the region subjected to the deformation resistance reduction process. A method for producing an aluminum alloy material, comprising: a shearing step of shearing and deforming a structure of an alloy of the ingot by performing a twisting process for applying a twist.

It is a manufacturing method of the aluminum alloy material according to claim 3,
The deformation resistance lowering process is a process of locally heating the temperature of the region to 200 ° C. or higher and lower than the eutectic melting temperature in a partial region in the uniaxial direction with respect to the ingot.
The twisting process is a process of adding a twist in the circumferential direction centered on the uniaxial direction within a range not to cause breakage to 20 times / m or more with respect to the region subjected to the deformation resistance lowering process. Manufacturing method of alloy material.

It is a manufacturing method of the aluminum alloy material according to claim 3 or 4,
The manufacturing method of the aluminum alloy material which has the homogenization process which performs the homogenization process with respect to the said ingot after the said shearing process.

It is a manufacturing method of the aluminum alloy material according to claim 5,
The manufacturing method of the aluminum alloy material which has a hot working process which hot-processes with respect to the said ingot after the said homogenization process process.