(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
マグネシウム及びケイ素の合金混合物０．５重量％〜２．５重量％（Ｍｇ／Ｓｉのモル比は０．７０〜１．２５である）；
不可避的不純物；並びに
アルミニウムで形成される残部
からなるアルミニウム合金が、冷却後に、均質化、押出し前の予熱、及び時効（該時効は、押出し後に、１６０℃〜２２０℃の最終保持温度に２段階時効操作として行われる）にかけられるアルミニウム合金の処理方法において、
時効は、押出し材が１００℃／時を超える加熱速度で１００℃〜１７０℃の温度に加熱される第１段階と、押出し材が５〜５０℃／時の加熱速度で最終保持温度に加熱される第２段階とを含み、加熱開始から最終保持温度での保持終了までに要する時間が３〜２４時間の間であることを特徴とするアルミニウム合金の処理方法。
【請求項２】
最終時効温度が、少なくとも１６５℃であることを特徴とする、請求項１に記載の処理方法。
【請求項３】
最終時効温度が、最大で２０５℃であることを特徴とする、請求項１又は２に記載の処理方法。
【請求項４】
第２加熱段階において、加熱速度が少なくとも７℃／時であることを特徴とする、請求項１〜３のいずれか一項に記載の処理方法。
【請求項５】
第２加熱段階において、加熱速度が最大で３０℃／時であることを特徴とする、請求項１〜４のいずれか一項に記載の処理方法。
【請求項６】
第１加熱段階の終わりに、温度が１３０℃〜１６０℃であることを特徴とする、請求項１〜５のいずれか一項に記載の処理方法。
【請求項７】
加熱開始から最終保持温度での保持終了までに要する時間が、少なくとも５時間であることを特徴とする、請求項１〜６のいずれか一項に記載の処理方法。
【請求項８】
加熱開始から最終保持温度での保持終了までに要する時間が、最大で１２時間であることを特徴とする、請求項１〜７のいずれか一項に記載の処理方法。
【請求項９】
押出し前の予熱の間に、合金が５１０℃〜５５０℃の温度に加熱された後、合金が押出し温度に冷却されることを特徴とする、請求項１〜８のいずれか一項に記載の処理方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、
マグネシウム及びケイ素の合金混合物０．５重量％〜２．５重量％（Ｍｇ／Ｓｉのモル比は０．７０〜１．２５である）；並びに
アルミニウムで形成される残部；
を含むアルミニウム合金が、冷却後に、均質化、押出し前の予熱、及び時効（該時効は、押出し後に、１６０℃〜２２０℃の最終保持温度に２段階時効操作として行われる）にかけられるアルミニウム合金の処理方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
上記の型の処理方法は、ＷＯ９５．０６７５９号明細書に記載されている。この公報によれば、時効は１５０℃〜２００℃の温度で行われ、加熱速度は１０℃／時〜１００℃／時、好ましくは１０℃／時〜７０℃／時である。全加熱速度を上記の特定の範囲内で得るために、保持温度が８０℃〜１４０℃である代替の２工程加熱過程が提案されている。
【０００３】
Ｍｇ及びＳｉの全量が多いほど、最終製品の機械的性質に積極的効果が得られることは一般に既知であるが、このことはアルミニウム合金の押出し性に悪い作用を与えるものである。従来Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金の焼入れ相は、Ｍｇ２Ｓｉに近い組成を持つと考えられていた。しかしながら、過剰のＳｉがより高い機械的性質を生じることも知られていた。
【０００４】
最近の研究は、析出順序が非常に複雑であること、及び平衡相を除き包含される相が化学量論的な比のＭｇ２Ｓｉを有さないことを示した。Ｓ．Ｊ．Ａｎｄｅｒｓｅｎ等のＡｃｔａ ｍａｔｅｒ，Ｖｏｌ．４６．Ｎｏ．９、第３，２８３〜３，２９８頁、１９９８年の刊行物には、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金中の焼入れ相の一つがＭｇ５Ｓｉ６に近い組成を持つことが示唆されている。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
従って、本発明の目的は、より良い機械的性質及びより良い押出し性を有するアルミニウム合金の処理方法を提供するものであり、この合金が最小量の合金剤、及び従来のアルミニウム合金に出来るだけ近い一般組成を持つようなアルミニウム合金の処理方法を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
上記及びその他の目的は、マグネシウム及びケイ素の合金混合物０．５重量％〜２．５重量％（Ｍｇ／Ｓｉのモル比は０．７０〜１．２５である）；不可避的不純物；並びにアルミニウムで形成される残部からなるアルミニウム合金が、冷却後に、均質化、押出し前の予熱、及び時効（該時効は、押出し後に、１６０℃〜２２０℃の最終保持温度に２段階時効操作として行われる）にかけられるアルミニウム合金の処理方法において、時効は、押出し材が１００℃／時を超える加熱速度で１００℃〜１７０℃の温度に加熱される第１段階と、押出し材が５℃／時〜５０℃／時の加熱速度で最終保持温度に加熱される第２段階とを含み、加熱開始から最終保持温度での保持終了までに要する時間（以下、「全時効時間」ともいう）が３時間〜２４時間の間であることによって達成される。
【図面の簡単な説明】
【０００７】
【図１】Ａ〜Ｅの異なる時効サイクルの全時効時間（Ｘ−軸）と温度（Ｙ−軸）との関係を示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【０００８】
最適のＭｇ／Ｓｉ比は、全ての利用可能なＭｇ及びＳｉがＭｇ５Ｓｉ６相に変態するものである。このＭｇ及びＳｉの組み合わせは、合金元素Ｍｇ及びＳｉの最小使用量で最高の機械的強度を与える。最大押出し速度は、Ｍｇ／Ｓｉ比に殆ど依存しないことが分かった。従って、最適のＭｇ／Ｓｉ比により、Ｍｇ及びＳｉの合計は一定の強度要求に対して最小となり、よってこの合金も最良の押出し性を提供する。本発明による組成物を本発明による２段階速度時効方式と組み合わせて使用することにより、最小の全時効時間で、強度及び押出し性が最大となる。
【０００９】
Ｍｇ５Ｓｉ６相の外に、Ｍｇ５Ｓｉ６相よりも多いＭｇを含有するもう一つの焼入れ相がある。しかしながらこの相はＭｇ５Ｓｉ６相ほどには有効ではなく、また機械的強度に貢献もしない。Ｍｇ５Ｓｉ６相のＳｉリッチ側では多分焼入れ相は存在せず、５／６よりも小さいＭｇ／Ｓｉ比は有効でないであろう。
【００１０】
２段階速度時効方式の機械的強度に及ぼす積極的な効果は、低温での時間を延長したことが、一般的により高い密度のＭｇ−Ｓｉの析出の形成を高めるという事実によって説明される。全時効操作がこのような温度で行われると、全時効時間は実際的な限界を越え、時効オーブン内の処理量は非常に少なくなるであろう。最終時効温度への温度増加を遅くすることにより、低温で核化された多数の析出物が成長を続けるであろう。その結果、低温時効ながらも相当に短い全時効時間と関連した多数の析出物及び機械的強度値が得られるであろう。
【００１１】
２工程時効工程は、機械的強度の向上も示すが、第１保持温度から第２保持温度への速い加熱により最小析出物の実質的な反転の機会が生じ、結果として硬化析出物がより少なくなり、従って機械的強度がより低くなる。正常の時効及び２工程時効と比較して２段階速度時効方式のもう一つの利点は、遅い加熱速度が負荷中のより良い温度分布を保証することである。負荷中の押出しの温度履歴は、負荷の大きさ、充填密度及び押出しの壁厚さに殆ど依存しないであろう。その結果、他の種類の時効方法よりも安定した機械的強度が得られるであろう。
【００１２】
遅い加熱速度が室温から開始されるＷＯ９５．０６７５９号明細書に記載された時効方式と比較して、２段階速度時効方式は、室温から１００℃〜１７０℃の温度の速い加熱を適用することにより全時効時間を減少させる。遅い加熱を中間温度から開始したときに得られる強さは、遅い加熱を室温から開始したときと殆ど同様に良好である。
【００１３】
強さのクラスに依存して異なってみられる組成物が、本発明の一般的範囲内で可能である。
【００１４】
従って、マグネシウム及びケイ素の合金混合物の量が０．６０重量％〜１．１０重量％であって、クラスＦ１９〜Ｆ２２の引張り強さを有するアルミニウム合金を得ることができる。クラスＦ２５〜Ｆ２７の引張り強さを有する合金に対しては、マグネシウム及びケイ素の合金混合物０．８０重量％〜１．４０重量％を含有するアルミニウム合金を使用することができ、クラスＦ２９〜Ｆ３１の引張り強さを有する合金に対しては、マグネシウム及びケイ素の合金混合物１．１０重量％〜１．８０重量％を含有するアルミニウム合金を使用することができる。
【００１５】
好ましくは本発明によれば、合金混合物０．６０重量％〜０．８０重量％を含有する合金によってクラスＦ１９（１８５−２２０ＭＰａ）の引張り強さが得られ、合金混合物０．７０重量％〜０．９０重量％を含有する合金によってクラスＦ２２（２１５−２５０ＭＰａ）の引張り強さが得られ、合金混合物０．８５重量％〜１．１５重量％を含有する合金によってクラスＦ２５（２４５−２７０ＭＰａ）の引張り強さが得られ、合金混合物０．９５重量％〜１．２５重量％を含有する合金によってクラスＦ２７（２６５−２９０ＭＰａ）の引張り強さが得られ、合金混合物１．１０重量％〜１．４０重量％を含有する合金によってクラスＦ２９（２８５−３１０ＭＰａ）の引張り強さが得られ、合金混合物１．２０重量％〜１．５５重量％を含有する合金によってクラスＦ３１（３０５−３３０ＭＰａ）の引張り強さが得られる。
【００１６】
Ｃｕを添加すると、大雑把に言ってＣｕ０．１０重量％当たり１０ＭＰａ機械的強度が増加するので、Ｍｇ及びＳｉの合計量を減少させることができ、なおＭｇ及びＳｉ添加だけで得られるよりも高いクラスの強さに合わせることができる。
【００１７】
上記の理由からＭｇ／Ｓｉのモル比は、０．７５〜１．２５であることが好ましく、さらに好ましくは０．８〜１．０である。
【００１８】
本発明の好ましい実施態様において最終時効温度は少なくとも１６５℃であり、さらに好ましくは、時効温度は最高で２０５℃である。このような好ましい温度を使用すると、機械的強度は最大になるが、全時効時間は合理的な制限内に留まることが分かった。
【００１９】
２段階速度時効操作における全時効時間を減少させるために、一般に使用できる装置に依存するが、使用可能な最高の可能加熱速度で第１加熱段階を行うことが好ましい。従って第１加熱段階では少なくとも１００℃／時の加熱速度を使用することが好ましい。
【００２０】
第２加熱段階において、加熱速度は、全時間効率及び合金の最終品質の観点から最適化されなければならない。このような理由から第２加熱速度は、好ましくは少なくとも７℃／時、そして最大で３０℃／時である。７℃／時よりも低い加熱速度では一般に全時効時間は長くなり、その結果、時効オーブン内での処理量は低くなり、３０℃／時よりも高い加熱速度では機械的性質が理想状態よりも低くなる。
【００２１】
好ましくは、第１加熱段階は１３０℃〜１６０℃で終了し、この温度で合金の高い機械的強度を得るのに充分なＭｇ５Ｓｉ６相の析出が生じる。第１段階の最終温度が低いと一般に全時効時間が増大する。好ましくは、全時効時間は最大１２時間である。
【００２２】
時効操作の前に、殆ど全てのＭｇ及びＳｉが固溶体である押出された製品を得るためには、押出し、及び押出し後の冷却の間にパラメーターを制御することが重要である。正しいパラメーターを用いて、このことは正常な予熱によって達成することができる。しかしながら、押出し前の予熱操作の間合金を５１０℃〜５６０℃の温度に加熱し、その後ビレットを正常な押出し温度に冷却する予熱操作である、ヨーロッパ特許第０，３０２，６２３号に記載されているいわゆる過熱方式を使用することにより、合金に添加される全てのＭｇ及びＳｉの溶解が保証される。押出された製品の適切な冷却により、Ｍｇ及びＳｉは溶解したままであり、時効操作の間に焼入れ析出物を形成するのに使用することができる。
【００２３】
低い合金組成に対しては、押出しパラメーターが正しければ、過熱なしで押出し操作の間にＭｇ及びＳｉの固溶化（solutionising）を達成することができる。しかしながら、高い合金組成に対しては、通常の予熱条件は全てのＭｇ及びＳｉを固溶体にするのに必ずしも充分ではない。このような場合に、過熱は押出し工程を一層強固にし、プロファイルがプレスから出てきた時に全てのＭｇ及びＳｉが固溶体になっていることを常に保証する。
その他の特徴及び利点は、本発明による合金を用いてなされた多数の試験に関する以下の記載から明らかにされる。
【実施例】
【００２４】
（実施例１）
表１に記載した組成を持つ８つの異なる合金を、６０６０合金に対する標準鋳込条件でφ９５ｍｍのビレットとして鋳造した。このビレットを約２５０℃／時の加熱速度で均質化し、保持時間を５７５℃で２時間１５分とし、均質化後の冷却速度を約３５０℃／時とした。丸太状素材を最終的に長さ２００ｍｍのビレットに切断した。
【００２５】
【表１】
0005153659.tif 000002
【００２６】
φ１００ｍｍの容器を備えた８００トンプレス内で押出し試験を行い、押出しの前にビレットを誘導電気炉内で加熱した。
押出し性実験に使用したダイスから、１８０°離れて位置する幅０．５ｍｍで高さ１ｍｍの２つのリブを持つ径７ｍｍの円筒状ロッドを製造した。
【００２７】
プロファイルの機械的性質の良好な測定値を得るために、２＊２５ｍｍ２バールを与えるダイスを用いて別の試験を行った。ビレットは、押出しの前に約５００℃に予熱した。押出し後に、プロファイルを約２分間の冷却時間を与えて、静止大気中で２５０℃以下の温度に冷却した。押出しの後にプロファイルを０．５％伸張した。時効の前に室温での貯蔵時間を制御した。引張り試験によって機械的性質の測定値を得た。
これらの合金の押出し性試験の全結果を表２及び３に示す。
【００２８】
【表２】
0005153659.tif 000003
【００２９】
おおよそ同じ合計量のＭｇ及びＳｉであるが、Ｍｇ／Ｓｉ比の異なる合金１〜４に対して、引裂き前の最大押出し速度は、比較できるビレット温度でおおよそ同じである。
【００３０】
【表３】
0005153659.tif 000004
【００３１】
おおよそ同じ合計量のＭｇ及びＳｉであるが、Ｍｇ／Ｓｉ比の異なる合金５〜８に対して、引裂き前の最大押出し速度は、比較できるビレット温度でおおよそ同じである。しかしながら、Ｍｇ及びＳｉのより低い合計量の合金１〜４を合金５〜８と比較すると、最大押出し速度は、一般に合金１〜４について全般的により高くなっている。
【００３２】
異なる時効サイクルで時効された異なる合金の機械的性質を表４〜１１に示す。
これらの表の説明として、異なる時効サイクルがグラフで示され、文字で確認される図１を参照する。図１において、全時効時間をＸ−軸に、かつ使用した温度をＹ−軸に示してある。
【００３３】
さらに、種々の欄は、次の意味を持つ。
全時間＝時効サイクルの全時効時間
Ｒｍ＝極限引張り強さ
Ｒｐｏ２＝降伏強さ
ＡＢ＝破壊伸び
Ａｕ＝均一伸び
【００３４】
これらの全てのデータは、標準引張り試験によって得られ、示した数値は押出されたプロファイルの二つの並行試料の平均である。
【００３５】
【表４】
0005153659.tif 000005
【００３６】
【表５】
0005153659.tif 000006
【００３７】
【表６】
0005153659.tif 000007
【００３８】
【表７】
0005153659.tif 000008
【００３９】
【表８】
0005153659.tif 000009
【００４０】
【表９】
0005153659.tif 000010
【００４１】
【表１０】
0005153659.tif 000011
【００４２】
【表１１】
0005153659.tif 000012
【００４３】
これらの結果に基づいて次のことが言える。合金Ｎｏ．１の極限引張り強さ（ＵＴＳ）は、Ａ−サイクル及び全６時間の時効の後に１８０ＭＰａよりわずかに小さい。２段階速度時効サイクルによれば、ＵＴＳ値はより高いが、Ｂ−サイクル５時間後になお１９０ＭＰａより大きくなく、Ｃ−サイクル７時間後で１９５ＭＰａである。Ｄ−サイクルによれば、ＵＴＳ値は２１０ＭＰａに達するが、１３時間の全時効時間の前ではない。
【００４４】
合金Ｎｏ．２の極限引張り強さ（ＵＴＳ）は、Ａ−サイクル及び全６時間の後に１８０ＭＰａよりわずかに上である。ＵＴＳ値は、Ｂ−サイクル５時間後に１９５ＭＰａ、Ｃ−サイクル７時間後に２０５ＭＰａである。Ｄ−サイクルによれば、ＵＴＳ値は９時間後に約２１０ＭＰａ、そして１２時間後に２１５ＭＰａである。
【００４５】
Ｍｇリッチ側でＭｇ５Ｓｉ６曲線に近接している合金Ｎｏ．３は、合金１〜４の最高の機械的性質を示す。Ａ−サイクル後にＵＴＳは全６時間後で１９０ＭＰａである。Ｂ−サイクル５時間でＵＴＳは２０５ＭＰａに近づき、Ｃ−サイクル７時間後に２１０ＭＰａよりわずかに上である。９時間のＤ−時効サイクルによりＵＴＳは２２０ＭＰａに近づく。
【００４６】
合金ＮＯ．４は、合金２及び３よりも低い機械的性質を示す。６時間のＡ−サイクルの後にＵＴＳは１７５ＭＰａより大きくない。１０時間のＤ−時効サイクルによりＵＴＳは２１０ＭＰａに近づく。
【００４７】
これらの結果は、Ｍｇ及びＳｉの最小合計量で最良の機械的性質を得るための最適組成は、Ｍｇリッチ側のＭｇ５Ｓｉ６曲線に近づくことを明らかに示している。
Ｍｇ／Ｓｉ比によるもう一つの重要な態様は、低い比が最大強さを得るためにより短い時効時間を与えると思われることである。
合金５〜８は、合金１〜４よりも高い一定のＭｇ及びＳｉ合計量を持っている。Ｍｇ５Ｓｉ６曲線と比較して、合金５〜８は全てＭｇ５Ｓｉ６のＭｇリッチ側に配置されている。
【００４８】
Ｍｇ５Ｓｉ６曲線から最も離れている合金Ｎｏ．５は、異なる４つの合金５〜８の最低の機械的性質を示す。Ａ−サイクルで、合金Ｎｏ．５は、全６時間後に約２１０ＭＰａのＵＴＳ値を有する。合金Ｎｏ．８は、同じサイクルの後に２２０ＭＰａのＵＴＳ値を有する。全７時間のＣ−サイクルにより、合金５及び８のＵＴＳ値はそれぞれ２２０ＭＰａ及び２４０ＭＰａになる。９時間のＤ−サイクルにより、ＵＴＳ値は約２２５ＭＰａ及び２４５ＭＰａになる。
【００４９】
また、上記のことはＭｇ５Ｓｉ６曲線に非常に近い合金によって、最高の機械的性質が得られることも示している。合金１〜４については、２段階速度時効サイクルの利益はＭｇ５Ｓｉ６曲線に最も近い合金に対して最高であると考えられる。
【００５０】
最大強度に対する時効時間は合金１〜４よりも合金５〜８の方が短いと思われる。このことは、時効時間が合金含量の増加につれて減少するので期待される。また合金５〜８に対して、時効時間は合金５よりも合金８についていくぶん短いと思われる。
【００５１】
全伸び値は、時効サイクルに殆ど依存しないと思われる。ピーク強さにおいて、全伸び値ＡＢは、その強さの値が２段階速度時効サイクルに対してより高いものであっても約１２％である。
【００５２】
（実施例２）
実施例２は、６０６１合金の直接的に、及び過熱されたビレットから得たプロファイルの極限引張り強さを示す。この直接加熱されたビレットは表に示した温度まで加熱され、プロファイル表面が劣化する前に最大速度より低い押出し速度で押出された。過熱されたビレットは、ガス炊き炉内で合金の溶融温度以上の温度に予熱され、次いで表１２に示した正常な押出し温度まで冷却された。押出しの後にプロファイルを水冷し、標準時効サイクルによりピーク強さに時効された。
【００５３】
【表１２】
0005153659.tif 000013
【００５４】
過熱工程を採用することにより、機械的性質は一般に過熱しないものよりも高く、そして一層確立している。また過熱により機械的性質は押出し前のビレット温度に実際上依存していない。このことは、高い確実な機械的性質を提供することに関して押出し工程を一層強化するものであり、機械的性質の要請に従う安全性の余裕を少なくしてもより低い合金組成で操作することが可能となる。
【図１】
0005153659.tif 000014