JPH0696756B2 - 加工用Ａｌ―Ｃｕ系アルミニウム合金鋳塊の熱処理法およびこれを用いた押出材の製造法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 ［産業上の利用分野］ 本発明は、展伸加工後の合金材を溶体化処理した場合に
おいても強加工組織（加工繊維組織）を十分に維持し得
るような時効硬化型のAl−Cu系アルミニウム合金鋳塊の
熱処理法およびこの鋳塊を用いた押出材の製造法に関す
るものである。

［従来の技術］ Al−Cu系合金の如き時効硬化型のアルミニウム合金は熱
処理を施すことによって、加工材に優れた強度を付与す
ることができることから自動車、オートバイ等の強度部
品に用いられている。

即ち、Al−Cu系合金鋳塊からこのような強度部品を得る
ためには、合金鋳塊を500℃付近に数時間の保持を行な
う均質化処理を施した後、押出、圧延、鍛造等の展伸加
工を施して適宜の形状に成形して、得られた加工製品に
更に強度を付与するために溶体化処理、焼入れ、焼戻し
による一連の時効硬化処理が行なわれている。

［発明が解決しようとする課題］ しかしながら、上記した方法によって得られた加工製品
は、時効処理を施しても多くの場合において予期する程
の十分な強度が得られず強度部品としての使用に制限を
受けるのが現状である。

本発明は上記の実情に鑑み、溶体化処理後において、よ
り高い強度を有する加工製品を得ることのできるような
Al−Cu系アルミニウム合金鋳塊の製造法およびこれによ
って得られた鋳塊を使用した強度の高い押出材製品の製
造法を提供することを目的とするものである。

［課題を解決するための手段］ 発明者らは、上記時効硬化型のアルミニウム合金が時効
処理後において、予期した程の強度向上効果が得られな
い原因について種々研究を行なった結果次のことが判か
った。即ち、アルミニウム合金に押出、圧延等の塑性加
工を施すと加工による金属の流れの方向に結晶粒が変形
して繊維状の組織が得られる。この加工繊維組織は強加
工組織とも呼ばれており、合金に高い強度を与えるもの
である。ところで、Al−Cu系合金においては加工後に時
効硬化のための熱処理を施した場合に往々にして、強加
工組織が再結晶を起こして部分的に消滅してしまう。従
って、時効効果処理に際しての一連の熱処理を施した後
においても、大部分の強加工組織が維持されるような手
段を講ずる必要がある。

発明者らは上記の知見に基きAl−Cu系合金において、加
工後の熱処理による強加工組織の消滅を可及的に避ける
ことができるような方法について検討を重ねた結果、特
定組成を有するAl−Cu系合金においては、半連続鋳造後
の鋳塊に施す均質化処理においてその加熱速度を一定の
値以下に制御して所定の熱処理温度に到達させるように
するときは、この均質化処理を施して得られた鋳塊に展
伸加工を加えることによって得られた加工材は、其の後
に強度付与のための溶体化処理等の熱処理を施しても、
上記の強加工組織が部分的に再結晶して消滅するような
ことがなくその大部分を維持し得ることを見出し、以下
の三つの発明を完成した。

即ち本発明における第１の発明は、重量基準にてCu1.5
〜6.0％、Mn0.10〜1.5％、Mg0.2〜2.0％、Si0.1〜1.5％
およびFe0.1〜0.5％を含有し、さらにCr＋Zrが0.10〜0.
3％の範囲になるようにCr0.04〜0.10％およびZrが0.06
〜0.20％を含有し、さらにTi0.001〜0.20％またはB0.00
01〜0.04％の一方または両者を含み、残部Alおよび不可
避的不純物からなるアルミニウム合金溶湯を半連続鋳造
して鋳塊とし、次にこの鋳塊を200℃／時間以下の昇温
速度で300〜430℃に加熱昇温した後、同温度範囲にて0.
5〜２時間保持して、保持後直ちに450〜500℃の温度範
囲に加熱昇温し、同温度範囲にて１〜24時間保持した後
に、200℃／時間以上の冷却速度で200℃以下の温度まで
冷却することを特徴とする加工用Al−Cu系アルミニウム
合金鋳塊の熱処理法であり、また本発明の第２の発明
は、重量基準にてCu1.5〜6.0％、Mn0.10〜1.5％、Mg0.2
〜2.0％、Si0.1〜1.5％およびFe0.1〜0.5％を含有し、
さらにCr＋Zrが0.10〜0.3％の範囲になるようにCr0.04
〜0.10％およびZr0.06〜0.20％を含有し、さらにTi0.00
1〜0.20％またはB0.0001〜0.04％の一方または両者を含
み、残部Alおよび不可避的不純物からなるアルミニウム
合金溶湯を半連続鋳造して鋳塊とし、次にこの鋳塊を10
0℃／時間以下の昇温速度で430〜500℃に加熱昇温後、
同温度範囲にて１〜24時間保持した後、200℃／時間以
上の冷却速度で200℃以下の温度まで冷却することを特
徴とする加工用Al−Cu系アルミニウム合金鋳塊の熱処理
法であり、さらに第３の発明は、上記第１発明または第
２発明によって得られた加工用Al−Cu系アルミニウム合
金鋳塊を用いて、押出比10以上の押出材に押出加工する
に際し、該鋳塊を300〜450℃の温度に予熱し、１〜10m/
分の押出速度でしかも押出材の温度が500℃以下になる
ようにして押出加工を施すことを特徴とするAl−Cu系ア
ルミニウム合金押出材の製造法である。

［作用］ 先ず本発明において使用するAl−Cu系アルミニウム合金
の含有成分および含有割合について説明する。

Cu:1.5〜6.0％ CuはMgと共存してAl−Cu系合金の熱処理強度を向上させ
るものであり、下限値未満では時効処理による強度向上
効果が少なく、上限値を超えると熱処理による強度向上
の効果は飽和し、逆に塑性加工に際しての微細割れ等の
欠陥を生じ易くする。

Mg:0.2〜2.0％ MgはCuと共存してAl−Cu系合金の熱処理強度を向上させ
るものであり、下限値未満では時効処理による強度向上
効果が少なく、上限値を超えると加工性が低下するよう
になる。

Fe:0.1〜0.5％ Feは鋳造組織を微細化して鋳造割れを防止する効果を有
する。下限値未満ではその効果が少なく、上限値を超え
るとAl−Fe（Ｘ）−Si系化合物（X:遷移金属）やAl−Cu
−Fe系化合物の晶出量が多くなり、塑性加工を行なった
場合に、得られた加工材に微細な割れ欠陥を生じ易くな
ると共に、合金中に添加した他の有効元素の添加効果を
減少させる。

Si:0.1〜1.5％ SiはMgと共存することによって時効処理に際してMg₂Si
を析出し合金の強度を向上させる効果を有する。下限値
未満ではその効果が少なく、上限値を超えるとAl−Fe
（Ｘ）−Si系化合物（X:遷移金属）の晶出量が多くなっ
て、展伸加工によって得られる加工材に微細割れ欠陥を
生じ易くすると共に、合金中に添加した他の有効元素の
添加効果を減少する。

Mn:0.10〜1.5％ Mnは鋳造組織を微細化して鋳造割れを防止すると共に展
伸加工を施して得られる加工材における加工組織を微細
組織となし、材料強度を向上する効果を有する。下限値
未満ではその効果が少なく、上限値を超えると加工性を
阻害する。

Cr:0.04〜0.10％および Zr:0.06〜0.20％ CrおよびZrは両者を合金中に共存させることによって、
以下に説明する本発明による鋳塊熱処理法を施すことに
より、鋳塊中に固溶したCrおよびZrを微細なAl−Cr系化
合物、Al−Zr系化合物またはAl−Cr−Zr系化合物として
析出させて、加工によって形成された繊維状の加工組織
を爾後の時効処理において再結晶の進行を妨げ、強度を
向上させる効果を有する。

しかしてCrおよびZrの合計量が0.10％未満ではその効果
が少なく、また0.3％を超えると加工性を低下させる。
従ってCrおよびZr含有量は上記した範囲内に留める必要
がある。

Ti:0.001〜0.10％および／または B:0.0001〜0.02％ TiおよびＢはそれぞれ単独で、または共存して合金の鋳
造組織を微細化し、鋳造割れを防ぐ効果を有し、それぞ
れその下限値未満ではその効果が少なく、また上限値を
超えるとAl−Ti系化合物、Al−Ｂ系化合物、またはAl−
Ti−Ｂ系化合物の巨大化合物を晶出して、加工に際して
割れ発生の起点となり、或いは割れの伝播経路となって
何れも加工性を低下する。

上記した組成を有するAl−Cu系アルミニウム合金鋳塊
は、常法によって溶製したそれぞれの合金元素を所定量
宛含む合金溶湯を水冷式半連続鋳造法によって鋳造する
ことによって得られる。

鋳造に際して必要に応じ常法による溶湯の脱ガス処理を
施したり、多孔質フィルターの使用による介在物の濾過
処理を施すことは鋳塊品質の向上を図る上で好ましいこ
とである。

水冷式半連続鋳造法で鋳造した鋳塊は合金元素が十分に
固溶されているので、爾後の熱処理によってそれぞれ上
記したような添加効果を十分に発揮することができる。

鋳塊のサイズは特に限定されるものでなく、例えば押出
用として用いる場合などにおいては、小は20〜60mmφ程
度の小径ビレットから大は340φmm以上の所謂大型ビレ
ットまで用途に応じて任意に採用することができる。

本発明の第１および第２発明は、すべて上記のようにし
て製造された半連続鋳造による特定合金組成を有するAl
−Cu系アルミニウム合金鋳塊を用いてこれを特定の熱処
理条件によって均質化処理を施すことによって、展伸加
工後の合金材に時効処理を施した場合において、加工材
に形成された強加工組織に対する再結晶の進行を抑え、
強加工組織を可及的に維持し得るようにしたものであ
る。

即ち第１の発明においては、上記の鋳塊を均質化処理す
るに際し、鋳塊を200℃／時間以下の昇温速度にて300〜
430℃の温度範囲に加熱昇温し、該温度範囲にて0.5〜２
時間保持し、保持後直ちに450〜500℃の温度範囲まで加
熱昇温して、同温度範囲にて更に１〜24時間の保持を行
ない、しかる後200℃／時間以上の冷却速度で200℃以下
の温度迄冷却するものであって、このような熱処理条件
のもとで鋳塊の均質化処理を行なうことによって、加工
後の製品に時効処理を施した場合に従来よりも著しく高
い強度の展伸材製品が得られる。その理由は十分に明確
ではないが、鋳塊を200℃以下の比較的遅い昇温速度で3
00℃付近の温度までゆっくりと加熱昇温させると、この
間において鋳塊中に固溶しているMn、CrおよびZrが微細
均質に析出して結晶核を形成する。次いで、鋳塊を300
〜430℃の温度範囲に一旦保持して残余のMn、CrおよびZ
rを析出させることによって鋳塊組織中に十分な量の微
細均質なMn、Crおよび／またはZrを含有する化合物を形
成させる。

このようにして鋳塊中に均一に析出形成せしめたMn、C
r、Zr等の遷移金属の微細化合物の存在によって、鋳塊
を展伸加工後に時効処理を施した際に、展伸材に形成さ
れている繊維状強加工組織の再結晶による消滅が妨げら
れ、強加工組織の大部分が残存するために合金は時効処
理に基く時効性合金本来の強度向上効果に加え、更に高
い強度を得ることができるものと思われる。

本発明の効果を十分に発揮させるためには鋳塊の昇温速
度を200℃以下の比較的低い昇温速度で加熱昇温させる
ことが必須であって、これよりも大きい昇温速度である
ときは鋳塊中に析出するCr、Zr等による化合物が粗大と
なって、均質に析出させることができず、所期の効果が
得られない。また、300〜430℃での0.5〜２時間の低温
保持も重要な要件であって、この保持条件が300℃未満
の温度、もしくは0.5時間未満の保持時間であるときは
鋳塊中に均質で且つ十分な量の微細析出物が形成され
ず、所期の効果が得られない。また430℃を超える温
度、もしくは２時間を超える時間の保持を行なっても上
記した効果をこれ以上増加させることができず、却って
経済的に不利となる。

その後鋳塊を450〜500℃に昇温して１〜24時間の保持を
行なうが、これは鋳造において偏析したCu、Mg、Fe、Si
等の元素を再固溶させて、爾後の展伸加工およびこれに
続く時効処理によって、時効硬化型合金本来の強度を発
揮させるためのものであって、保持条件が450℃未満の
温度、もしくは１時間未満であるときはその効果が少な
く、また500℃を超える温度、もしくは24時間を超える
時間で保持を行なってもこれ以上の効果が得られず経済
的でない。

次に高温での保持を終了した鋳塊は直ちに200℃／時間
以上の冷却速度で鋳塊温度が200℃以下の温度になるま
で冷却する。これは先に450〜500℃の温度に保持するこ
とによって、固溶させたCuおよびMgの再析出を可及的に
防止し、爾後の展伸材の時効処理によってこれらの元素
の十分な量を析出させて、強度を向上させるためのもの
であって、例えば強制空冷等の手段によってこの冷却速
度を得ることができる。

また第２の発明においては鋳塊の均質化処理における加
熱を第１発明におけるよりも更に低い昇温速度の100℃
／時間以下の温度勾配で行ない430〜500℃に到達後、同
温度に１〜24時間保持し、しかる後200℃／時間以上の
冷却速度で200℃以下の温度迄冷却するものであり、こ
のような熱処理条件で鋳塊の熱処理を行なうことによっ
て、第１発明と同様に展伸加工を施して得られた展伸材
製品の時効処理後の強度を従来に増して高めることがで
きる。その理由としては、鋳塊の昇温速度を第１発明の
場合よりも更に遅い100℃／時間以下の昇温速度でゆっ
くりと430℃〜500℃の温度範囲まで加熱すると、この間
に鋳塊中のMn、CrおよびZrは更に均質微細に析出して結
晶核を形成し、更に430〜500℃における保持によって、
これらMn、CrおよびZrの十分な量の微細化合物が均質に
形成されて、これが第１発明において述べたと同様の理
由で鋳塊の展伸加工後の展伸材製品における時効処理後
の強度増加に優れた効果を及ぼすものと思われる。

本第２発明においては合金鋳塊を第１発明よりも更に低
い昇温速度の100℃／時間以下の昇温速度で加熱するの
であるから、昇温の過程において鋳塊中に固溶されてい
るMn、CrおよびZrは、より多く且つ均質微細に析出す
る。従って、第１発明において行なったような低温での
加熱保持を行なわなくても十分な量のMn、CrおよびZrの
析出に基く微細化合物を確保し得るのである。言換えれ
ば昇温速度が100℃／時間を超えるときは、鋳塊中にお
いて析出するMn、CrおよびZrはより大きい析出物とな
り、従って結晶核の発生点がより粗になるので第１発明
における如く更に低温での保持を行なうことによって、
更に多くの析出物の発生を期待しなければならなくなる
のである。

430〜500℃の温度範囲における保持は一部Mn、Crおよび
Zrの更なる析出化合物の形成も期待されるが、本質的に
は鋳塊中に偏析するCu、Mg、FeおよびSi等の元素の再固
溶を図り、展伸加工によって得られた加工材製品の時効
処理での強度向上を図るためのものであることは第１発
明の場合と変りない。従って保持条件が430℃未満の温
度、あるいは１時間未満の保持時間ではその効果の少な
いこと、また500℃を超える温度、あるいは24時間を超
える時間の保持では、経済的に不利になることなどにつ
いても第１発明と同様である。

また、加熱保持を終了した鋳塊を200℃／時間以上の温
度で200℃以下の温度まで急冷させる理由についても第
１発明の項で述べた通りである。上記の第１または第２
発明に示した熱処理条件によって、均質化処理を施した
Al−Cu系合金鋳塊は押出、圧延、鍛造等の展伸加工を施
すことによって任意の形状を有する加工製品を得ること
ができるが、特に押出加工による場合に顕著な効果を示
す。

第３の発明はかかるAl−Cu合金鋳塊から優れた強度を有
する押出材製品を得るための好ましい押出加工法を提供
するものであって、該鋳塊を300〜450℃の温度範囲に予
熱した後、押出比を10以上とし、１〜10m/分の押出速度
でしかも押出材の温度が500℃を超えないようにして押
出を行なうものである。

鋳塊を300〜450℃の温度範囲に予熱するのは鋳塊の押出
加工性を向上させるために行なわれるものであって、予
熱温度300℃未満ではその効果が少なく、また450℃を超
えると加工に際しての発生熱によって押出材の温度が上
がりすぎて、加工による繊維組織が再結晶により消滅し
てしまう危険性がある。

押出比を10以上としたのは押出材に十分に加工繊維組織
を発達させるためである。押出速度を１〜10m/分の範囲
に限定したのは10m/分を超えると加工による発生熱によ
り押出材の加工組織が再結晶してやはり高強度が得られ
ず、また1m/分未満では経済性に乏しいからである。

押出材の温度が500℃を超えないように制御するのは、5
00℃を超えると押出材は表面劣化して割れを生じ易くな
るからである。また、一般に押出加工においては押出操
作が進むにつれて、ダイス内の鋳塊は加工による発生熱
によって昇温し、押出初期よりも後期において得られる
押出材の温度が上昇し、再結晶を起し易くなる。従って
加工中に押出機内での温度が500℃を超えるような場合
にはダイス端部において押出材を強制空冷するなどの冷
却手段を講ずる必要がある。

このようにして得られた押出材は、次に時効処理を施し
て高強度を付与する。時効処理の条件としては一般に行
なわれるように、495〜510℃の温度範囲に0.5時間以上
保持して溶体化処理を行ない、次いでこれを焼入後160
〜180℃の温度範囲に２〜８時間保持して焼戻処理を行
なう。

第１発明もしくは第２発明による均質化処理を施したAl
−Cu系合金鋳塊を、特に上記の第３発明において開示さ
れた押出条件を採用して押出加工を施して得られた押出
材は、時効処理を施すことによって従来にない強度の優
れた押出製品とすることができる。

［実施例］ 次に本発明の実施効果を実証するために発明者が行なっ
た幾つかの実施例について説明する。

第１表に示すような化学組成を有する15種類（本発明合
金：合金番号１〜10、比較合金：合金番号11〜15:）のA
l−Cu系アルミニウム合金溶湯から水冷式連続鋳造法を
使用して325mmφの押出用鋳塊を得た。

次にこれらの鋳塊を使用して、第２表に示す如く実施例
１においては本発明の組成範囲に該当する合金（合金番
号１〜10）および比較合金（合金番号11〜15）を本発明
の第１発明の２段の熱処理条件で均質化処理を施したも
の、実施例２では本発明合金（合金番号２、10）および
比較合金（合金番号11、14）についてそれぞれ、本発明
の第２発明の熱処理条件、即ち低昇温速度条件での１段
熱処理による均質化処理を施し、 かる後これを強制空冷したもの、実施例３では同上の２
種の合金について、従来の一般的な熱処理条件、即ち本
発明の第２発明の昇温速度条件よりもかなり高い昇温速
度で加熱を行なう１段熱処理での均質化処理を施し、処
理後放冷したものについて、各鋳塊を本発明の押出条
件、即ち400℃に予熱後、押出速度4m/分で押出材のダイ
ス端における温度が500℃以下になるようにして径50mm
φ、長さ50mの丸棒の押出しを行なった。次に得られた
丸棒に500℃に２時間保持した後水焼入れを施して溶体
化処理を施し、次いで170℃に６時間保持して人工時効
処理（T₆処理）を施した。

これらT₆処理を施した押出材の先端から約20mおよび約4
0mの位置から強度試験試料および組織検査試料を切り出
し、強度試験試料については抗張力（σ_Ｂ）および耐力
（σ_0.2）の測定を行ない。また組織検査試料について
は、光学顕微鏡による合金組織の観察を行ない、直径方
向に対する再結晶厚さを測定し、その比率を算出した。

実施例１の鋳塊による結果を第３表に、また実施例２お
よび３の鋳塊による結果を第４表にそれぞれ示す。

即ち、第３表は本発明合金および比較合金について、本
発明の第１発明による熱処理条件によって均質化処理を
行なった鋳塊を本発明の第３発明による押出加工を行な
った押出材の前後異なる２箇所における時効処理後の強
度、再結晶の状態を調べた結果を示すものであるが、第
３表の結果からCr、Zrの適量を共存させた本発明による
合金組成を有するAl−Cu合金鋳塊（合金番号１〜10）を
第１発明による熱処理条件によって均質化処理を施した
鋳塊から得られた押出材は時効処理後における再結晶層
の厚みが薄く、押出材の直径方向に占める再結晶層の厚
さの割合がすべて0.1％以下であって再結晶がさして進
行せず、しかも製品の前後（先端から20mmおよび40mm）
何れの部分をとってもその値にさしたる変化がないのに
対して、Cr、Zrをそれぞれ単独で添加するか、若しくは
全く添加しない本発明の組成を外れる組成の比較合金鋳
塊（合金番号11〜15）から得られた押出材製品において
は再結晶層の厚みが厚く直径に対する比率が１以上であ
って再結晶が相当程度進んでおり、しかも製品の前部と
後部でその値のバラツキが大きいこと、また同表中にお
ける本発明合金（合金番号５、７、および10）から得ら
れた製品と比較合金（合金番号11〜15）から得られた製
品の強度を比較すると、これらの製品は合金中に含有さ
れるCuおよびMg量が同一であるところから、時効処理後
の強度がほぼ同一水準にあることが期待されるにも拘ら
ず本発明合金によるものは、比較合金によるものに比べ
て抗張力、耐力何れを採っても著しくその値が高いこと
が判かる。また、第３表の結果から本発明の組成範囲内
に該当する組成を有する合金を使用したものは、すべて
再結晶層が薄く、つまり時効処理後においても強加工組
織が顕著に残留し、従って押出材の強度向上に好ましい
結果となることが判かる。

第４表左欄（実施例２）は本発明合金（合金番号２、1
0）および比較合金（合金番号11、14）について第２発
明による遅い昇温速度で昇温させる熱処理条件で均質化
処理を施した鋳塊を、また右欄（実施例３）は同様の合
金について、通常の昇温速度即ち第２発明による昇温速
度より早い昇温速度で均質化処理を施した鋳塊を、それ
ぞれ本発明の押出条件によって押出加工を行なった押出
材について、時効処理後押出材の前後２箇所（先端より
5mおよび40m）における強度と後部（先端より40m）にお
ける再結晶の進行状況を調べた結果を示したものである
が、第４表左欄実施例２の結果から第２発明による熱処
理を施した場合においても、本発明の合金（合金番号
２、10）を使用した場合には得られた押出材の時効処理
後の再結晶層の厚みは薄く、再結晶があまり進んでいな
のに対し、比較合金（合金番号11、14）使用の場合には
再結晶層の厚みが厚く再結晶がかなり進行しているこ
と、また第４表右欄実施例３の結果から本発明合金を使
用した場合においても均質化処理が第２発明の条件を逸
脱したもであるときは、押出材における再結晶層の厚み
が厚く、つまり再結晶が進行してしまうことなどが判か
る。

また、この再結晶の進行状況を示す結果は直ちに押出材
の強度に影響を及ぼすものであって、第４表左欄におけ
る本発明合金と比較合金のうち、同一Cu、Mg含有量の合
金を比較した場合において、合金番号10の本発明合金に
よるものの強度は合金番号11および14の比較合金による
ものの強度に比べて著しく高いことが判かるし、また左
右欄に示された強度測定結果から、本発明の同一組成を
有する合金を使用した場合でも均質化処理に際しての昇
温速度が本第２発明の昇温度速よりも大きく、均質化処
理後の冷却速度の遅い従来の通常的な熱処理条件による
場合には、押出材における再結晶の厚さが厚くなるとと
もに、強度が著しく低下することが判かる。

以上の実施例は鋳塊の均質化処理後に行なう展伸加工法
として、特に本発明の第３発明による押出加工を採用し
たものについて述べたが、加工手段はこれに限られるも
のでなく、勿論これ以外の加工法、例えば圧延加工、鍛
造加工等他の加工法を採用する場合においても同様に優
れた効果が期待できる。

［発明の効果］ 以上述べたように本発明の鋳塊の均質化処理法を採用す
るときはAl−Cu系アルミニウム合金展伸材の時効処理後
における再結晶の進行に伴う加工繊維組織の消滅が抑え
られるので、時効処理効果と相まって加工材製品の強度
を更に一層高めることができるので工業的な利用価値の
高い発明であるといえる。

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】重量基準にてCu1.5〜6.0％、Mn0.10〜1.5
   ％、Mg0.2〜2.0％、Si0.1〜1.5％およびFe0.1〜0.5％を
   含有し、さらにCr＋Zrが0.10〜0.3％の範囲になるよう
   にCr0.04〜0.10％およびZr0.06〜0.20％を含有し、さら
   にTi0.001〜0.20％またはB0.0001〜0.04％の一方または
   両者を含み、残部Alおよび不可避的不純物からなるアル
   ミニウム合金溶湯を半連続鋳造して鋳塊とし、次にこの
   鋳塊を200℃／時間以下の昇温速度で300〜430℃に加熱
   昇温後、同温度範囲にて0.5〜２時間保持し、保持後直
   ちに450〜500℃の温度範囲に加熱昇温して、同温度範囲
   にて１〜24時間保持した後、200℃／時間以上の冷却速
   度で200℃以下の温度まで冷却することを特徴とする加
   工用Al−Cu系アルミニウム合金鋳塊の熱処理法。
2. 【請求項２】重量基準にてCu1.5〜6.0％、Mn0.10〜1.5
   ％、Mg0.2〜2.0％、Si0.1〜1.5％およびFe0.1〜0.5％を
   含有し、さらにCr＋Zrが0.10〜0.3％の範囲になるよう
   にCr0.04〜0.10％およびZr0.06〜0.20％を含有し、さら
   にTi0.001〜0.20％またはB0.0001〜0.04％の一方または
   両者を含み、残部Alおよび不可避的不純物からなるアル
   ミニウム合金溶湯を半連続鋳造して鋳塊とし、次にこの
   鋳塊を100℃／時間以下の昇温速度で430〜500℃に加熱
   昇温後、同温度範囲にて１〜24時間保持した後、200℃
   ／時間以上の冷却速度で200℃以下の温度まで冷却する
   ことを特徴とする加工用Al−Cu系アルミニウム合金鋳塊
   の熱処理法。
3. 【請求項３】請求項１または２記載による熱処理を施し
   た加工用Al−Cu系アルミニウム合金鋳塊を用いて押出比
   10以上の押出材に押出加工するに際し、該鋳塊を300〜4
   50℃の温度に予熱し、１〜10m/分の押出速度でしかも押
   出材の温度が500℃以下になるようにして押出加工を施
   すことを特徴とするAl−Cu系アルミニウム合金押出材の
   製造法。