CN117242198A - 铝合金、铝合金热加工材料及其制造方法 - Google Patents
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Abstract
一种铝合金，其具有下述化学成分：含有Sc：0.01质量％以上且0.40质量％以下、Mg：0质量％以上且2.5质量％以下、Zr：0质量％以上且0.4质量％以下，剩余部分包含Al和不可避免的杂质。基于在450℃的温度下以1s‑1的应变速度压缩铝合金而使其变形时的真应力算出的压缩变形阻力为62MPa以下。
Description
技术领域
本发明涉及铝合金、铝合金热加工材料及其制造方法。
背景技术
铝材料(包括纯铝和铝合金)，利用比强度高、加工性优异的特性，被使用在车辆、飞机、船舶等运输机用材料、建筑材料、一般机械部件等各种领域中。在这些用途中，例如在车辆用材料等中，为了车辆的轻量化，要求高强度。另外，有时对车辆用材料等实施成型加工，形成具有复杂的截面形状、微细结构的截面形状。为了满足这些要求，要求被用于车辆的铝材料兼具140MPa以上的0.2％屈服强度和优异的热加工性。作为满足该要求的铝合金，有包含Al(铝)、Mg(镁)和Si(硅)的6000系合金，包含Al、Mg和Zn(锌)的7000系合金。
但是，6000系合金由于焊接接头系数低，因此不适于需要焊接的用途。另外，7000系合金存在耐蚀性低的问题。
另一方面，作为焊接接头系数和耐蚀性优异的铝材料，已知有1000系铝、包含Al(铝)和Mg(镁)的5000系合金(例如专利文献1)。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本专利第6446124号
发明内容
发明要解决的技术问题
但是，1000系铝由于合金元素的含量少，因此存在强度低的问题。另外，为了在5000系合金中提高强度，可考虑单纯地增加Mg的含量的方法。但是，如果Mg的含量变多，则例如在热轧、热挤压等热加工时的变形阻力变大，有可能难以将5000系合金成型为期望的形状。
本发明是鉴于上述背景而完成的，其想要提供一种铝合金、包含该铝合金的铝合金热加工材料及其制造方法，所述铝合金即使在不包含Mg的情况下或Mg的含量为较少量的情况下也能够兼顾优异的热加工性和高强度。
用于解决技术问题的技术方案
本发明的一个方式为一种铝合金，其具有下述化学成分：含有Sc(钪)：0.01质量％以上且0.40质量％以下、Mg(镁)：0质量％以上且2.5质量％以下、Zr(锆)：0质量％以上且0.4质量％以下，剩余部分包含Al(铝)和不可避免的杂质，基于在450℃的温度下以1s-1的应变速度进行压缩而使上述铝合金变形时的真应力而算出的压缩变形阻力为62MPa以下。
本发明的另一方式为一种铝合金热加工材料，其具有下述化学成分：含有Sc：0.01质量％以上且0.40质量％以下、Mg：0质量％以上且2.5质量％以下、Zr：0质量％以上且0.4质量％以下，剩余部分包含Al和不可避免的杂质，
具有分散于Al母相中的Al-Sc系第二相颗粒，且上述Al-Sc系第二相颗粒的数密度为3000个/μm3以上。
本发明的又一方式为一种铝合金热加工材料的制造方法，其具有：热加工工序，其中，在温度为350℃以上且550℃以下的范围内的状态下对上述方式的铝合金实施热加工；以及
热处理工序，其中，在上述热加工工序之前和上述热加工工序之后中的至少一者中，将上述铝合金在250℃以上且550℃以下的保持温度下保持合计30分钟以上。
发明效果
上述铝合金含有作为必须成分的Sc以及作为任意成分的Mg和Zr。上述铝合金中的Sc作为固溶于Al母相中的固溶元素、分散于Al母相中的Al-Sc系第二相颗粒而存在。Sc即使在这些状态中的任一状态下对热加工时的变形阻力的影响都小。因此，上述铝合金即使在不包含Mg的情况或包含上述特定范围的Mg的情况下也能够抑制变形阻力的上升，避免热加工性的劣化。
另外，作为固溶元素的Sc通过实施上述特定的热处理工序而作为Al-Sc系第二相颗粒在Al母相中析出。通过该Al-Sc系第二相颗粒的析出强化，能够提高上述铝合金的强度。
如上所述，上述铝合金在不包含Mg的情况下和Mg的含量为较少量的情况下均能够兼顾优异的热加工性和高强度。
另外，上述铝合金热加工材料具有上述特定的化学成分，并且分散在Al母相中的Al-Sc系第二相颗粒的数密度在上述特定的范围内。上述铝合金热加工材料通过使Al-Sc系第二相颗粒的数密度为上述特定的范围，能够容易地实现高强度。
另外，上述铝合金热加工材料的制造方法具有：对上述方式的铝合金实施热加工的热加工工序、和在上述特定条件下加热上述铝合金的热处理工序。在上述热处理工序中，通过在上述特定条件下加热上述铝合金，能够使固溶于铝合金中的Sc作为Al-Sc系第二相颗粒析出。由此，能够容易地提高最终得到的铝合金热加工材料的强度。
具体实施方式
(铝合金)
对上述铝合金的化学成分及其限定理由进行说明。
·Sc：0.01质量％以上且0.40质量％以下
上述铝合金含有0.01质量％且以上0.40质量％以下的Sc作为必须成分。如上所述，上述铝合金中的Sc以固溶于Al母相中的固溶元素、Al-Sc系第二相颗粒等的状态存在。在将上述铝合金保持在250℃以上且550℃以下的保持温度时，固溶于Al母相中的Sc作为Al-Sc系第二相颗粒在Al母相中析出。而且，分散在Al母相中的Al-Sc系第二相颗粒具有通过析出强化而提高上述铝合金的强度的作用。
上述铝合金构成为：通过将Sc的含量设为上述特定的范围，能够使存在于Al母相中的Al-Sc系第二相颗粒的数密度在上述特定的范围内。因此，对于上述铝合金而言，能够容易地提高强度。另外，如上所述，固溶于Al母相中的Sc和Al-Sc系第二相颗粒均对热加工性的影响小。因此，上述铝合金即使在存在Al-Sc系第二相颗粒的情况下，也能够抑制热加工时的变形阻力的上升。
Sc的含量优选为0.03质量％以上，更优选为0.05质量％以上，进一步优选为0.07质量％以上。通过增加上述铝合金中的Sc的含量，能够进一步提高热处理后的Al-Sc系第二相颗粒的数密度。其结果，能够进一步提高上述铝合金的强度。在Sc的含量小于0.01质量％的情况下，有可能变得难以提高Al-Sc系第二相颗粒的数密度，变得难以提高强度。
另一方面，如果Sc的含量过多，则Sc的含量超过固溶极限，变得难以使Sc固溶于上述铝合金中。其结果，有可能得不到由Al-Sc系第二相颗粒带来的强度提高的效果。从避免该问题的观点出发，将Sc的含量设为0.40质量％以下。从同样的观点出发，Sc的含量优选为0.35质量％以下，更优选为0.30质量％以下，进一步优选为0.25质量％以下，特别优选为0.15质量％以下。
·Mg：0质量％以上且2.5质量％以下
上述铝合金可以包含2.5质量％以下的Mg作为任意成分。上述铝合金中的Mg作为固溶于Al母相中的固溶元素而存在，具有提高上述铝合金的强度的作用。通过将上述铝合金中的Mg的含量设为上述特定的范围，能够抑制热加工时的变形阻力的上升，并且得到由Mg带来的强度提高的效果。
从进一步提高由Mg带来的强度提高的效果的观点出发，Mg的含量优选为0.2质量％以上，更优选为0.4质量％以上，进一步优选为0.8质量％以上，特别优选为1.0质量％以上，最特别优选为1.2质量％以上。另一方面，从进一步提高热加工性的观点出发，Mg的含量优选为2.2质量％以下，更优选为2.0质量％以下，进一步优选为1.8质量％以下。
·Zr：0质量％以上且0.40质量％以下
上述铝合金可以包含0.40质量％以下的Zr作为任意成分。上述铝合金中的Zr以固溶于Al母相中的固溶元素、Zr系析出物等状态存在。在将上述铝合金保持在250℃以上且550℃以下的保持温度时，固溶于Al母相中的Zr以包围Al-Sc系第二相颗粒的方式析出。这样析出的Zr系析出物具有抑制Al-Sc系第二相颗粒的粗大化的作用。而且，通过Zr系析出物抑制Al-Sc系第二相颗粒的粗大化，从而能够使更微细的Al-Sc系第二相颗粒在Al母相中大量析出。以上的结果，能够进一步提高由Al-Sc系第二相颗粒带来的强度提高的效果。
从进一步提高由Zr带来的上述作用效果的观点出发，Zr的含量优选为0.01质量％以上，更优选为0.03质量％以上，进一步优选为0.06质量％以上，特别优选为0.09质量％以上。
另一方面，如果Zr的含量过多，则Zr的含量超过固溶极限，变得难以使Zr固溶于上述铝合金中。其结果，有可能得不到由Zr系析出物带来的上述作用效果。从避免该问题的观点出发，将Zr的含量设为0.40质量％以下。从同样的观点出发，Zr的含量优选为0.35质量％以下，更优选为0.30质量％以下，进一步优选为0.25质量％以下。
·Cu(铜)：大于0质量％且1.0质量％以下
上述铝合金可以含有大于0质量％且1.0质量％以下的Cu作为任意成分。在该情况下，能够进一步提高上述铝合金的强度。从进一步提高由Cu带来的强度提高的效果的观点出发，Cu的含量优选为0.10质量％以上，更优选为0.20质量％以上，进一步优选为0.30质量％以上。
另一方面，如果Cu的含量过多，则有可能导致耐蚀性的降低。从避免耐蚀性的降低并且得到由Cu带来的强度提高的效果的观点出发，Cu的含量优选为0.90质量％以下，更优选为0.80质量％以下，进一步优选为0.70质量％以下。
·Mn(锰)：大于0质量％且1.0质量％以下、Cr(铬)：大于0质量％且0.30质量％以下
上述铝合金可以包含大于0质量％且1.0质量％以下的Mn和大于0质量％且0.30质量％以下的Cr中的一种或两种元素作为任意成分。通过将这些元素的含量设为上述特定的范围，能够更有效地抑制上述铝合金的制造过程中的晶粒组织的粗大化。
·Ti(钛)：大于0质量％且0.10质量％以下、B(硼)：大于0质量％且0.10质量％以下
上述铝合金可以包含大于0质量％且0.10质量％以下的Ti和大于0质量％且0.10质量％以下的B中的一种或两种元素作为任意成分。这些元素在上述铝合金的制造过程中具有使熔融金属凝固时的晶粒微细化的作用。通过将Ti和B的含量设为上述特定的范围，能够使上述铝合金的晶粒充分微细化，进一步提高最终得到的铝合金热加工材料的强度。
·不可避免的杂质
作为上述铝合金中包含的不可避免的杂质，例如可举出Fe(铁)、Si(硅)等元素。作为不可避免的杂质的Fe的含量为0.50质量％以下、Si的含量为0.50质量％以下。另外，对于Fe和Si以外的不可避免的杂质而言，各元素为0.05质量％以下。如果作为不可避免的杂质的元素的含量为上述的范围，则能够容易地避免因不可避免的杂质而损害上述的作用效果。
·压缩变形阻力：62MPa以下
具有上述特定范围的化学成分的铝合金具有62MPa以下的压缩变形阻力。需要说明的是，本说明书中的压缩变形阻力是基于在450℃的温度下以1s-1的应变速度进行压缩而使所述铝合金变形时的真应力而算出的压缩变形阻力。
通过将上述铝合金的压缩变形阻力设为上述特定的范围，能够提高铝合金的热加工性。另外，具备上述特定范围的压缩变形阻力的铝合金例如也能够应用于分流挤压(日语：ポートホール押出)、即如从组合阳模和阴模而成的模具中挤压铝合金的成型法那样的、特别要求高热加工性的成型法。
(铝合金热加工材料)
通过对上述铝合金实施热轧、热挤压等热加工，能够得到铝合金热加工材料(以下称为“热加工材料”)。上述热加工材料的化学成分与作为原材料使用的铝合金的化学成分相同。
在上述热加工材料中的Al母相中分散有Al-Sc系第二相颗粒、即包含Al和Sc的第二相颗粒。具体而言，Al-Sc系第二相颗粒由具有Al3Sc、Al3(ScxZr1-x)等组成的金属间化合物构成。需要说明的是，Al3(ScxZr1-x)中的x的值为0＜x＜1。对于Al3(ScxZr1-x)中的x的值而言，根据铝合金中的Zr的含量和热处理工序中的加热条件而进行各种变化。
上述热加工材料中的Al-Sc系第二相颗粒的数密度优选为3000个/μm3以上。Al-Sc系第二相颗粒具有通过析出强化来提高热加工材料的强度的作用。通过将热加工材料中的Al-Sc系第二相颗粒的数密度设为上述特定的范围，能够提高热加工材料的强度。
关于由第二相颗粒带来的析出强化的效果，可以根据C.B.Fuller et al.，ActaMaterialia 51(2003)4803-4814中记载的以下的式(1)进行某种程度的预测。
σ＝2.8/λ(lnλ+5.4)+σ0 . . . (1)
需要说明的是，上述式中的σ为通过第二相颗粒被析出强化后的铝合金的0.2％屈服强度[MPa]，λ为第二相颗粒的平均颗粒间距[μm]，σ0为不包含第二相颗粒的铝合金的0.2％屈服强度[MPa]。
上述式(1)中的第二相颗粒的平均颗粒间距λ可使用第二相颗粒的每单位体积的数密度N[个/μm3]、如下述式(2)那样表示。
λ＝N-1/3 . . . (2)
作为σ0，如果使用JIS A1100铝的典型的0.2％屈服强度即35MPa，则上述式(1)能够如下述式(3)那样表示出来。
σ＝2.8N1/3(lnN-1/3+5.4)+35 . . . (3)
而且，如果将上述式(3)中的N设为3000个/μm3，则0.2％屈服强度σ为145MPa左右。因此，通过将Al-Sc系第二相颗粒的数密度设为上述特定的范围，即使在不包含Mg的情况下，也能够期待铝合金的0.2％屈服强度成为140MPa以上。
从进一步提高热加工材料的强度的观点出发，Al-Sc系第二相颗粒的数密度更优选为5000个/μm3以上，进一步优选为7000个/μm3以上。需要说明的是，Al-Sc系第二相颗粒的数密度的上限可根据上述铝合金热加工材料中所包含的Sc的量自然决定。
上述热加工材料中的Al-Sc系第二相颗粒的数密度可基于使用了透射型电子显微镜(TEM)的微细组织观察的结果算出。更具体而言，首先，从上述热加工材料采取测定试样后，通过电解研磨使测定试样的厚度为0.1μm。使用TEM观察该测定试样，计数视野内存在的当量圆直径为0.5nm以上且小于10nm的Al-Sc系第二相颗粒的数量。然后，将存在于视野内的Al-Sc系第二相颗粒的数量换算为每1μm3体积的数量，将由此得到的值作为Al-Sc系第二相颗粒的数密度。
上述铝合金热加工材料的形状没有特别限定，例如可以采取板材、棒材、管材、条材、挤压型材等各种形状。上述铝合金热加工材料优选通过分流挤压来制作。通过分流挤压制作的热挤压材料具有被包含铝合金的壁部所包围的至少一处的中空部。另外，也可以在通过分流挤压制作的热挤压材料中的上述壁部形成有上述铝合金彼此熔接而成的至少一处的熔接面。
如上所述，上述铝合金具有能够进行分流挤压程度的热加工性。因此，通过使用上述铝合金，能够容易地制作通过分流挤压能够实现的具有复杂的截面形状或微细结构的截面形状的热挤压材料。
(铝合金热加工材料的制造方法)
上述铝合金热加工材料的制造方法具有：热加工工序，其中，在温度为350℃以上且550℃以下的范围内的状态下对上述铝合金实施热加工；以及
热处理工序，其中，在上述热加工工序之前和上述热加工工序完成之后中的至少一方，将上述铝合金在250℃以上且550℃以下的保持温度下保持合计30分钟以上。
·热加工工序
作为供于热加工工序的铝合金，可使用通过常规方法准备的铝合金。例如，铝合金可以是通过DC铸造、CC铸造等方法对具备上述特定的化学成分的熔融金属进行铸造而得到的铸锭，也可以是坯料(billet)。
作为热加工工序中的热加工，可采用热轧、热挤压、热锻等各种加工法。在上述制造方法中，可使用具有上述特定的化学成分且热加工性优异的铝合金。因此，作为热加工工序中的热加工，上述制造方法可采用分流挤压。然后，通过进行分流挤压，能够容易地得到具有具备复杂的截面形状或微细结构的截面形状的热挤压材料。
热加工工序中的热加工的开始温度设为350℃以上且550℃以下。在开始温度小于350℃的情况下，上述铝合金的变形阻力变得过高，难以进行热加工。另一方面，在开始温度大于550℃的情况下，在热加工中，铝合金有可能由于加工发热而容易局部熔融。
·热处理工序
在上述制造方法中，进行加热铝合金的热处理工序。热处理工序中的保持温度设为250℃以上且550℃以下。另外，热处理工序中的保持时间设为合计30分钟以上。通过将热处理工序中的保持温度和保持时间设为上述特定的范围，能够在Al母相中析出微细且大量的Al-Sc系第二相颗粒，提高热加工材料的强度。
在热处理工序中的保持温度小于250℃的情况下、或者保持时间的合计小于30分钟的情况下，Al-Sc系第二相颗粒的析出量变得不充分，有可能导致热加工材料的强度降低。在热处理工序中的保持温度大于550℃的情况下，有可能导致铝合金的局部熔融。
热处理工序可以在进行热加工工序之前实施，也可以在热加工工序完成之后实施。另外，也可以在进行热加工工序之前和热加工工序完成之后这两者中都实施热处理工序。如上所述，Al-Sc系第二相颗粒对热加工性的影响小。因此，即使在进行热加工工序之前实施热处理工序，对析出有Al-Sc系第二相颗粒的铝合金进行热加工的情况下，也能够容易地进行热加工。
实施例
以下对上述铝合金、上述铝合金热加工材料及其制造方法的实施例进行说明。需要说明的是，本发明涉及的铝合金、铝合金热加工材料及其制造方法的具体方式并不限于实施例中所记载的方式，可以在不损害本发明的主旨的范围内适当变更构成。
在本例中，首先，通过常规方法铸造具有表1所示的化学成分的铝合金的熔融金属，制作呈直径90mm、长度200mm的圆柱状的坯料。需要说明的是，表1中的记号“Bal.”是表示剩余部分的记号。将该坯料在300℃的保持温度下保持10小时，接着在400℃的保持温度下保持10小时(热处理工序)。
热处理工序完成之后，将坯料加热至450℃进行热挤压(热加工工序)。将热挤压中的容器温度设为450℃，模具温度设为450℃，挤压速度设为1.0m/分钟。通过以上，能够得到试验材料A～F。需要说明的是，试验材料A～F是宽度35mm、厚度2mm的条材。
另外，将坯料加热至500℃，在容器温度500℃、模具温度500℃、挤压速度1.4m/分钟的条件下进行热挤压，由此能够得到试验材料G。需要说明的是，试验材料G是宽度35mm、厚度2.6mm的条材。
另外，表1所示的试验材料H和试验材料I是用于与试验材料A～G进行比较的试验材料。试验材料H和试验材料I的制造方法除了铝合金的化学成分不同以外，与试验材料A～F的制造方法相同。
各试验材料和试验材料的制作中使用的铝合金的物性可通过以下的方法进行评价。
·铝合金的压缩变形阻力
在进行热处理工序后，从进行热加工前的坯料中采取直径8mm、长度12mm的呈圆柱状的压缩试验用试验片。使用该试验片，在温度450℃、应变速度1s-1的条件下进行压缩试验，取得荷载-位移曲线。基于该荷载-位移曲线，假定压缩试验中的试验片的变形均匀，算出真应变和真应力。然后，对真应变为0.3以上且小于0.6的范围内的真应力进行算术平均，将该值作为压缩变形阻力。将各试验材料的压缩变形阻力示于表2。
·试验材料中存在的Al-Sc系第二相颗粒的数密度
将试验材料切断为适当的大小后，通过进行电解研磨，制作厚度为0.1μm的试验片。使用TEM对从该试验片中随机选择的3处进行观察，取得2μm×2μm的视野的暗场像。然后，将这3处暗场像中存在的当量圆直径为0.5nm以上且小于10nm的Al-Sc系第二相颗粒的数量换算为每1μm3体积的数量，由此算出Al-Sc系第二相颗粒的数密度。
试验材料A中存在的Al-Sc系第二相颗粒的数密度为10000个/μm3。另外，推定试验材料B～G中存在的Al-Sc系第二相颗粒的数密度也与试验材料A为相同程度。
·试验材料的机械特性
从试验材料中采取JIS Z2241：2011中规定的5号试验片。使用该试验片进行拉伸试验，算出拉伸强度和0.2％屈服强度。将各试验材料的拉伸强度和0.2％屈服强度示于表2。
·挤压性
挤压性的评价通过以下的方法进行。首先，将热处理工序完成之后的坯料加热至520℃。然后，使用构成为能够形成截面形状为每边31mm的正方形状、包围中空部的壁部厚度为2.5mm的方管的模具对坯料进行分流挤压。将分流挤压中的容器温度设为450℃，模具温度设为450℃，挤压速度设为1.0m/分钟。
表2的“挤压性”一栏中记载的记号“A”表示在上述条件下进行分流挤压时能够制作方管，记号“B”表示无法制作方管。
[表1]
(表1)
[表2]
(表2)
如表1和表2所示，试验材料A～G中使用的铝合金具有上述特定的化学成分，坯料的压缩变形阻力为62MPa以下。因此，这些试验材料具有优异的热加工性，能够进行分流挤压。另外，试验材料A～G由于具有上述特定的化学成分，因此通过实施热处理，能够使Al-Sc系第二相颗粒的数密度为3000个/μm3以上。其结果，能够使热处理后的试验材料A～G的0.2％屈服强度为140MPa以上。
另一方面，试验材料H由不包含Sc的铝合金构成，因此在热处理后的坯料中未形成Al-Sc系第二相颗粒。因此，试验材料H的0.2％屈服强度低于试验材料A。
为了使强度比试验材料H高，在构成试验材料I的铝合金中与试验材料H相比包含大量的Mg。但是，由于Mg的含量变多，铝合金的压缩变形阻力上升，热挤压性劣化。因此，试验材料I难以进行分流组合模挤出。另外，试验材料I的0.2％屈服强度虽然比试验材料H高，但低于试验材料A～G。
Claims (11)
1.一种铝合金，其具有下述化学成分：含有Sc：0.01质量％以上且0.40质量％以下、Mg：0质量％以上且2.5质量％以下、Zr：0质量％以上且0.4质量％以下，剩余部分包含Al和不可避免的杂质，
基于在450℃的温度下以1s-1的应变速度进行压缩而使所述铝合金变形时的真应力而算出的压缩变形阻力为62MPa以下。
2.根据权利要求1所述的铝合金，其中，Mg的含量为0.2质量％以上且2.5质量％以下。
3.根据权利要求1或2所述的铝合金，其中，Zr的含量为0.01质量％以上且0.4质量％以下。
4.根据权利要求1～3中任一项所述的铝合金，其中，所述铝合金进一步含有选自由Cu：大于0质量％且1.0质量％以下、Mn：大于0质量％且1.0质量％以下、Cr：大于0质量％且0.30质量％以下、Ti：大于0质量％且0.10质量％以下、B：大于0质量％且0.10质量％以下组成的组中的一种或两种以上的元素。
5.一种铝合金热加工材料，其具有下述化学成分：含有Sc：0.01质量％以上且0.40质量％以下、Mg：0质量％以上且2.5质量％以下、Zr：0质量％以上且0.4质量％以下，剩余部分包含Al和不可避免的杂质，
所述铝合金热加工材料具有分散于Al母相中的Al-Sc系第二相颗粒，且所述Al-Sc系第二相颗粒的数密度为3000个/μm3以上。
6.根据权利要求5所述的铝合金热加工材料，其中，Mg的含量为0.2质量％以上且2.5质量％以下。
7.根据权利要求5或6所述的铝合金热加工材料，其中，Zr的含量为0.01质量％以上且0.4质量％以下。
8.根据权利要求5～7中任一项所述的铝合金热加工材料，其中，所述铝合金热加工材料进一步含有选自由Cu：大于0质量％且1.0质量％以下、Mn：大于0质量％且1.0质量％以下、Cr：大于0质量％且0.30质量％以下、Ti：大于0质量％且0.10质量％以下、B：大于0质量％且0.10质量％以下组成的组中的一种或两种以上的元素。
9.根据权利要求5～8中任一项所述的铝合金热加工材料，其中，所述铝合金热加工材料具有被包含铝合金的壁部包围的至少一处的中空部，在所述壁部形成有所述铝合金彼此熔接而成的至少一处的熔接面。
10.一种铝合金热加工材料的制造方法，其具有：
热加工工序，其中，对权利要求1～4中任一项所述的铝合金在其温度为350℃以上且550℃以下的范围内的状态下实施热加工；以及
热处理工序，其中，在所述热加工工序之前和所述热加工工序之后中的至少一者中，将所述铝合金在250℃以上且550℃以下的保持温度下保持合计30分钟以上。
11.根据权利要求10所述的铝合金热加工材料的制造方法，其中，在所述热加工工序中，对所述铝合金实施作为所述热加工的分流挤压。
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