(57)【要約】本発明は共晶相を含有し，基本的にアルミニウム・シリコン合金又はこの合金に由来する製品を熱処理する方法である。材料の延性を改善し又は延伸率を向上するため，本発明では，４００〜５５５℃の焼鈍温度までの迅速に加熱し，最大限１４．８分間の間この温度に保持した後に急令する衝撃焼鈍処理を行ってから，製品を時効処理する。本発明に係る製品は共融相部分中に球状化された析出シリコンを含有し，その平均断面積Ａsiが４μｍ２以下，及び／又はシリコン粒子間距離λsiが４μｍ以下，及び／又は平均球状化密度ξsiが１０以上である。
2005508446.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
好適には精製されたアルミニウム・シリコン元素を含有し，所要に応じてその他の合金元素及び／又は不純物元素，例えばマグネシウム，マンガン，鉄等を含有し，共晶相部分を有する鋳造合金又は可鍛合金からなる製品につき，焼鈍処理及び引き続く時効処理を行って材料延性を改善するための熱処理方法であって，該焼鈍処理を，４００℃〜５５５℃の焼鈍温度まで迅速に加熱し，該温度下で好適には１．７分間〜１４．８分間の保持時間に亙って保持した後，実質的に室温まで急速に強制冷却する衝撃焼鈍処理として実施することを特徴とする熱処理法。
【請求項２】
前記衝撃焼鈍処理における保持時間を６．８分間以下，好適には１．７分間〜５分間とすることを特徴とする請求項１記載の方法。
【請求項３】
前記衝撃焼鈍処理に続いて行われる製品の時効処理を１５０℃〜２００℃の温度下，１時間〜１４時間に亙って行うことを特徴とする請求項１又は２に記載の方法。
【請求項４】
前記衝撃焼鈍処理に続いて行われる製品の時効処理を常温時効処理として実質的に室温下で行うことを特徴とする請求項１〜３の何れか一項に記載の方法。
【請求項５】
好適には精製されたアルミニウム・シリコン元素を含有し，所要に応じてその他の合金元素及び／又は不純物元素，例えばマグネシウム，マンガン，鉄等を含有し，αAlマトリックスと析出シリコンとで構成された共晶相部分を有するアルミニウム・シリコン合金からなる製品であって，前記析出シリコンが共晶相部分において球状化されており，その平均断面積Asiが４μm2以下であり，
【数１】
2005508446.tif 000007
Ａsiはシリコン粒子の平均断面積(μm2)，
Ａは画像一枚あたりのシリコン粒子の平均断面積(μm2)，
ｎは測定回数，
であることを特徴とする製品。
【請求項６】
前記共晶相分において球状化されている析出シリコンは，平均断面積が２μm2以下であることを更に特徴とする請求項５に記載の製品。
【請求項７】
好適には精製されたアルミニウム・シリコン元素を含有し，所要に応じてその他の合金元素及び／又は不純物元素，例えばマグネシウム，マンガン，鉄等を含有し，αAlマトリックスと析出シリコンとで構成された共晶相部分を有するアルミニウム・シリコン合金からなる製品であって，共晶相中のシリコン粒子間の平均間隔λSiが，正方形の測定面積をその中に含まれているシリコン粒子数で除した値の平方根として規定されたときに４μm以下，
【数２】
2005508446.tif 000008
λSiはシリコン粒子間の平均間隔，
ＡQuadratは正方形の測定面積(μm2)，
ＮSiliziumはシリコン粒子数，
ｎは測定された画像数，
であることを特徴とする製品。
【請求項８】
シリコン粒子間の前記平均間隔が３μm以下，好適には２μm以下であることを特徴とする請求項７記載の製品。
【請求項９】
好適には精製されたアルミニウム・シリコン元素を含有し，所要に応じてその他の合金元素及び／又は不純物元素，例えばマグネシウム，マンガン，鉄等を含有し，αAlマトリックスと析出シリコンとで構成された共晶相部分を有するアルミニウム・シリコン合金からなる製品であって，１００μm2当たりの共晶相中の球状化されたシリコン粒子の数として規定された平均球状化密度ξSiが１０以上であり，
【数３】
2005508446.tif 000009
ξSiは共晶相中のシリコン粒子の平均球状化密度，
ＮSiliziumはシリコン粒子数，
Ａは基準面積(μm2)，
ｎは測定された画像数，
であることを特徴とする製品。
【請求項１０】
前記平均球状化密度が２０以上であることを特徴とする請求項９記載の製品。
【請求項１１】
前記製品がチクソ鋳造法で鋳造され，請求項１〜４の何れか一項に記載された方法に従う熱処理を行って得られたものであることを特徴とする請求項５〜１０の何れか一項に記載の製品。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明はアルミニウム・シリコン合金の機械的特性を改善する方法に関するものである。特に，本発明は，好適には精製されたアルミニウム・シリコン・元素を含有し，所要に応じてその他の合金元素及び／又は不純物元素を含有し，共晶相部分を有する鋳造合金又は可鍛合金から構成された製品につき，焼鈍処理及び時効処理を行って該製品の材料延性を改善するための熱処理方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
更に本発明は少なくとも１つの精錬元素を有しており，所要に応じてマグネシウム及びその他の合金元素及び／又は不純物元素を含有し，実質的にαAlマトリックス及び析出シリコンからなる共晶相部分を有するアルミニウム・シリコン合金からなる製品に関するものである。
【０００３】
アルミニウムはこれにシリコンを加えることにより簡単に共晶系を形成し，その際，共融点は１２．５重量％のシリコン濃度において５７７℃である。
【０００４】
αAlマトリックス中に約５５０℃の温度下で０．４７重量％の含有量まで溶解可能なマグネシウムを添加すると，熱処理及びこれと同時に行われるＭｇ２Ｓｉ析出を用いてその材料強度を著しく強化することができる。
【０００５】
Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｇ融解物を冷却する際，残りの融解物を析出硬化させることができ，その際，シリコン中にプレート類似の粗大形態で析出される。ナトリウム及びストロンチウムをこの種の合金に添加することにより，硬化の際にシリコン結晶の成長を阻止する方法は，熟成法又は精製法とも称されており，機械的特性，特に延伸性の改善方法として従来から既知である。
【０００６】
アルミニウム合金の半製品又は最終製品の機械的特性は熱処理方法により顕著な影響を受けるものであり，欧州規格５１５中にはその熱処理状態が定義付けされている。同規格によれば，記号Fは製品状態，Tは熱処理された安定状態を意味している。各熱処理状態は記号Tに添字を付して詳細に規定されている。
【０００７】
本明細書中では，更に，材料の下記熱処理状態を省略符号により表示する。すなわち：
Ｆ          最終製品状態
Ｔ５        製造温度から急冷され，温間状態で時効処理したもの
Ｔ６        溶体化処理し，温間状態で時効処理したもの
Ｔ６ｘ      本発明に従って熱処理されたもの
Ｔ４ｘ      本発明に従って熱処理されたもの
である。
【０００８】
アルミニウム・シリコン合金製の製品を市販し又は工業的に使用可能とするためには，一方では材料特性を向上する必要があり，他方では，製造コストを低下し又は経済性を高めることが重要である。すなわち，長時間に亙り高温で行う焼鈍処理のみならず，長時間焼鈍の場合に比重クリープに起因して必要となり得る矯正工程によりコスト高となるからである。
【０００９】
Ｆの状態では基本的にアルミニウム・シリコン合金の材料強度値Ｒpが大抵低く，しかも延伸率が比較的高いことが確認されている。
【００１０】
Ｔ５の熱処理状態，すなわち製造温度から急冷して，例えば，１５５℃〜１９０℃の温度下で１〜１２時間に亙る温間状態で時効処理を行った状態では，サンプルの延伸係数Ａが低いにも拘わらず強度値Ｒpが確かに向上している。
【００１１】
Ｔ６に対応する，例えば５４０℃の温度下で１２時間に亙り溶体化処理し，続いて温間状態で時効処理を行う場合には，サンプルの延伸率又は材料の延性が同様に大きいので，Ｆの状態との比較において材料強度値を著しく高めることができる。溶体化処理時間を長くすると，例えば，材料中のマグネシウム原子が有効に混和されるため，製品の急冷後に温間状態で時効処理を行った状態ではαAl マトリックス中で微細なＭｇ２Ｓｉ析出が均等に分散され，この析出により材料の強度が決定的に高められる。
【００１２】
しかし，高温で長時間の溶体化処理には，上述したとおり，製品の比重クリープという問題，及び熱処理が煩雑であるという欠点が生じる。従って経済的見地からＴ６により材料に最高の強度と良好な延性を付与することを断念し，製品に応じてＴ５の処理状態を採択している。Ｔ５により材料強度が決定的に低い点は，所要に応じて部材の構造に変更を加えて相殺する必要がある。
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１３】
本発明の目的は，材料の延性を著しく高めることができ，同時にＴ６との比較において材料強度値を大きく低下させることなく，Ｔ５との比較において基本的に高めの延性及び高めの材料強度値を達成することのできる，経済性に優れた熱処理法を提供することにある。
【００１４】
さらに本発明の他の目的は，冒頭に記載した形式の，好適な材料の機械的特性を発現させるための，製品の微細構造を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００１５】
本発明に係る方法は，製品を４００℃〜５５５℃の焼鈍温度まで急速に加熱し，この温度で最大限１４．８分間保持してから，引き続き，通常の室温まで強制的に急冷する衝撃焼鈍処理法により溶体化処理を遂行するものである。
【００１６】
本発明により達成される利点は，基本的に，高温の短時間の簡単な焼鈍法により材料の最高の延性値を達成できる点にある。更に，いわゆる衝撃焼鈍法に起因して部材乃至製品の収縮が全く又は僅かしか認められないから，材料を矯正する必要がないという点にある。焼鈍処理の時間が短いことは，非常に経済的であり，また，例えば，連続炉を通して簡単に大量生産に適合させることができ，それによると，所定の温間状態で時効処理を行うことにより，殆どの場合に材料強度を調整することができる。衝撃焼鈍処理における保持時間を６．８分間以内，好適には１．７分間〜５分間とすることにより，アルミニウム・シリコン合金の延性を顕著に向上することができる。
【００１７】
衝撃焼鈍処理に続いて行われる製品の時効処理を１５０℃〜２００℃の温度下で１時間〜１４時間に亙って温間状態で行うのが有利である。
【００１８】
衝撃焼鈍法に続く製品の時効処理を常温時効処理として室温下で行うことも，同様に材料技術上の利点となり得る。
【００１９】
本発明の前記他の目的は，共晶相部分中の析出シリコンが球状化されており，また，平均断面積，すなわちＡsiを４μm2以下にすることにより達成される。
【００２０】
下記は，その断面積の算出方法を示し，その際，各係数は以下のとおりである，すなわち：
【数４】
2005508446.tif 000003
Ａsiはシリコン粒子の平均断面積(μm2)，
Ａは画像一枚あたりのシリコン粒子の平均断面積(μm2)，
ｎは測定回数である。
【００２１】
この種の微細構造の利点は，基本的には，析出シリコンの球状化及びその微細さにより材料中の亀裂の開始が著しく改善され，また，材料の延性が改善される点にある。言い換えると，球状化及び微細さが，脆い共晶相部分を有するシリコンに好適な形態を付与し，材料の延伸率を基本的に高めるのである。機械的に荷重が負荷されると，荷重のピークはシリコン相とアルミニウム相との相・境界面で減少する。これに付随する実験によれば，材料の結晶粒界破壊が認められた。これは，延性が最高値に達したことを示すものである。
【００２２】
材料の延伸率を向上させるため，並びにプロセス工学的見地から，好適には，析出シリコンが共晶相部分において球状化されており，また，平均断面積が２μm2以下である。
【００２３】
研究開発の過程で判明したことであるが，本発明においては，共晶相中のシリコン粒子間の平均間隔λSiが，正方形の測定面積をその中に含まれているシリコン粒子数で除した値の平方根として規定されたときに４μm以下，好適には３μｍ以下，さらに好適には２μｍ以下以下であり，
【数５】
2005508446.tif 000004
λSiはシリコン粒子間の平均間隔，
ＡQuadratは正方形の測定面積(μm2)，
ＮSiliziumはシリコン粒子数，
ｎは測定された画像数，
である。荷重が負荷された材料中の荷重ピーク値が最小値の場合には，特別均等な荷重分布が達成される。なぜならば小面積のシリコン粒子間の距離は対応する荷重状態における材料の流れ反応に基本的に影響を及ぼすからである。
【００２４】
拡散のために有効な合金コンポーネントを硬化させて，混合結晶中でそれを強化させるために２時間〜１２時間かけて長時間焼鈍するという溶体化法が従来の技術水準に従って企図されているが，副次的な効果としてシリコン粒子の球状化が確かにもたらされるが，これらの粒子はその長時間にわたる焼鈍に起因して非常に大きく且つ粗く分配され，これは材料の破損反応に悪影響を及ぼしかねない。本発明によれば，短時間の衝撃焼鈍法の場合，数分間という僅かな時間内に共晶相部分中のシリコンが球状化され得ること，及びこれにより材料の好都合な微細構造を達成可能であり，これは非常に驚異的であった。ここでは，衝撃焼鈍のための温度をなるべく高くするが，最も低く溶解する相の下部では５−２０℃以下にすることが重要である。
【００２５】
シリコン粒子は，焼鈍時間が長くなるほど拡散制御された成長を行うが，その際，初めに高かった球状化密度ξSi が低下する。
【００２６】
アルミニウム・シリコン合金製品の延性が本発明に従って向上するのは，１００μm2当たりの球状化された共融のシリコン粒子数が１０個以上，好適には２０個以上である場合であり，
【数６】
2005508446.tif 000005
ξSiは共晶相中のシリコン粒子の平均球状化密度，
ＮSiliziumはシリコン粒子数，
Ａは基準面積(μm2)，
ｎは測定された画像数，
である。
【００２７】
上述した検討の結果，アルミニウム・シリコン合金に含有されている共晶相部分は，何れも基本的に本発明に係る微細構造を有し，それに基づいて形成される製品は材料の高い延性値を有することが理解可能である。特に，製品をチクソ鋳造法で作る場合，品質の向上及び延伸率の改善は十分に達成可能である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２８】
以下，本発明を添付図面に基づいて更に詳述する。
図１は，一部がチクソ鋳造法によって作られたＡｌＳｉ７Ｍｇ０．３合金製の実験部材に基づくサンプルの伸び限界値Ｒp0,2及び延伸率Aを棒グラフとして示すものである。材料の熱処理状態T6の数値（５４０℃で１２時間＋１６０℃で４時間）は，本発明に記載されている通りの方法Ｔ６ｘに従って，５４０℃の温度により１分間（Ｔ６ｘｌ），３分間（Ｔ６ｘ３）及び５分間（Ｔ６ｘ６）の衝撃焼鈍時間後に達成された数値と比較されている。サンプルはすべて１６０℃の温度で熱い状態（４時間）で取り出された。引っ張り実験の結果によれば，それらのサンプルは衝撃焼鈍処理を受けると，その後は顕著に高めの延伸率を持つことになり，その際，Ｔ６ｘ３の状態は，Ｔ６との比較においてＡを約６０％高める働きがあることが分かった。
【００２９】
図２は，図１の場合と同じサンプルにおいて，伸び限界値Ｒp0,2及び延伸率Ａに関するＦ，Ｔ４ｘ３，Ｔ５，Ｔ６ｘ３及びＴ６の状態値を棒グラフとして対比するものである。比較しつつ考察すると，延伸率が再び著しく上昇するのが理解できる。図２から明らかなとおり，３分間衝撃焼鈍を続けた後の材料は，本発明に係る延伸特性を維持するために常温時効処理を行うか（Ｔ４ｘ３），温間状態（Ｔ６ｘ３）で時効処置を行うことが可能である。
【００３０】
図３及び図４はシリコン析出をラスター電子顕微鏡で撮影したＲＥＭ写真である。撮影及び評価方法に関する留意点は下記のとおりである。すなわち，研磨画像を定量評価可能とするには，適当な二次元画像を準備する必要がある。全部で２時間以内の焼鈍であれば，撮影はラスター電子顕微鏡で行い，その後の研磨面を予め３０秒間，９９．５％の水と０．５％のフッ化水素酸を含有する溶液により腐食した。画像はすべてAdobe フォトショップのプログラム５．０により事後処理され，画像分析プログラムであるライカQwinV2.2を用いて評価した。その際の最小探知面積は０．１μm2であった。図３は１２時間にわたる普通のＴ６焼鈍時間後にＲＥＭ撮影により撮影された材料であるＡｌＳｉ７Ｍｇ０．３を示す図である。図４は，同じ材料を３分間衝撃焼鈍処理した後のその微細構造を再現している。析出シリコンの球状化は，直後（図４）に明らかになり，また，拡散制御された成長が見られるのは長い焼鈍時間（図３）の経過後である。
【００３１】
図５及び図６は約５４０℃の時の焼鈍時間と関係するシリコン粒子の平均断面積Asiを示すものである。時間軸を対数表示とした図４に準じて，平均断面積の増加が明確に理解でき，これが粒子サイズを特徴づけている。図６からは，中央のシリコン面の拡散に起因する増加が最初の６０分間に生じることが認められる。焼鈍時間が長くなると，シリコン粒子の平均サイズは共晶相部分中のシリコン粒子の出発サイズと大いに関係するようになる。上記のケースでは極めて十分熟成され，厳密に分布されたシリコン析出を呈しているので，十分に熟成された，すなわち初めから大き目のシリコン粒子の場合には，所要に応じて，４μm2ほどの平均の臨界シリコン断面積Ａsiが達成される時間を短縮することもできる。
【００３２】
図７は，シリコン粒子間の平均間隔の変化を焼鈍時間と関連付けて示すものである。封入シリコンの平均間隔の増加が明確に読み取り可能である。
【００３３】
図８は平均球状化密度ξSiの低下を焼鈍時間と関連付けて示すものである。球状化密度のカーブの低下は１．７分近傍で始まり，また，ξSi＜１０の数値以降，延性の低下が顕在化する。焼鈍温度が高めの場合，この数値は１４〜２５分後に達成され，その際，はるかに高い延伸率に合わせて２０以上の密度値を用意しなければならない。
【００３４】
図９は，表１に記載したアルミニウム・シリコン合金の組成が異なる８種類の実施例（Varianten）につき，延伸限界と延伸に関する測定値を示す棒グラフである。これら全ての合金につき，本発明に従って材料延性を向上させることができた。
【表１】
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【図面の簡単な説明】
【００３５】
【図１】熱処理状態と依存関係にある機械的材料値を示す棒グラフである。
【図２】図１と同じ図である。
【図３】研磨サンプルのＲＥＭ写真である。
【図４】図３と同様のＲＥＭ写真である。
【図５】析出シリコンの中央面の焼鈍時間との関係を示すグラフである。
【図６】図５と同様のグラフである。
【図７】シリコン粒子間の平均間隔を示すグラフである。
【図８】平均球状化密度を示すグラフである。
【図９】組成の異なるアルミニウム・シリコン合金の機械的特性を示す棒グラフである。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
2005508446.tif 000014
【図６】
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【図７】
2005508446.tif 000016
【図８】
2005508446.tif 000017
【図９】
2005508446.tif 000018
【国際公開パンフレット】
2005508446.tif 000019
2005508446.tif 000020
2005508446.tif 000021
2005508446.tif 000022
2005508446.tif 000023
2005508446.tif 000024
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2005508446.tif 000028
2005508446.tif 000029
2005508446.tif 000030
2005508446.tif 000031
2005508446.tif 000032
2005508446.tif 000033
2005508446.tif 000034
2005508446.tif 000035
2005508446.tif 000036
【国際調査報告】
2005508446.tif 000037
2005508446.tif 000038
2005508446.tif 000039
2005508446.tif 000040