Al-Mg-Si 系合金の高温短時間時効挙動に及ぼす予備時効の影響

技術論文

Al-Mg-Si 系合金の高温短時間時効挙動に及ぼす予備時効の影響

新 技介
紹術

Effect of Pre-Aging on the Behavior in the Early Stage of Aging at High Temperatures for Al-Mg-Si Alloy

日比野旭

Akira Hibino

概要佐賀誠

Makoto Saga

佐々木行雄

Yukio Sasaki

菊池正夫

Masao Kikuchi

Al -0.64%Mg -0.81%Si 合金の高温短時間時効挙動に及ぼす予備時効の影響を硬さ測定，電気抵抗測定，示差走査熱量計測定および透過電子顕微鏡観察を用いて調査した。高温短時間時効挙動は予備時効によって大きく影響される。約 343 K 未満の温度で予備時効すると，予備時効中にはG.P.Ⅰゾーンが形成され，このG.P.Ⅰゾーンは448 K時効初期にも残存する。その結果，448 K，
1.8 ks高温時効後には，G.P. Ⅰゾーンとβ 相が共存し，β 相の析出密度が低くなり，硬さ上昇量は小さくなる。一方，約 343 K 以上で予備時効すると，予備時効中にβ 相の核が析出し，448 K 高温時効処理によって微細かつ高密度な析出組織が形成され，大きな硬さ上昇が得られる。したがって，
Al-Mg-Si 系合金において大きな塗装焼付硬化性を得るためには，塗装焼付処理前の G.P. Ⅰゾーン形成を抑制することが重要である。
Abstract: Effect of pre-aging on the behavior in the early stage of aging at high temperatures for
Al-0.64%Mg-0.81%Si alloy has been studied by means of hardness measurement, electric resistivity measurement, differential scanning calorimetry and transmission electron microscopy. Pre-aging
temperature influenced the subsequent aging behavior at high temperatures. G.P. Ⅰ zones wereformed during the pre-aging below about 343 K, which were stable and remained in the early stageof the subsequent aging at 448 K. Therefore, G.P. Ⅰ zones coexist with the β phase in the alloy
aged at 448 K for 1.8 ks after pre-aged below about 343 K, and the distribution of the β phase issparse. This leads to decrease in hardness. On the other hand, nuclei of the β phase were directly formed during the pre-aging above 343 K. And the microstructure is fine and dense in the alloy
aged at 448 K for 1.8 ks after pre-aged above 343 K, which leads to the higher hardness. In orderto get higher paint bake hardenability for the Al-Mg-Si alloy, it is important to suppress the formation of G.P. Ⅰ zones before the bake hardening treatment.

1. はじめに理が施されるため，室温時効＋塗装焼付処理（高温時効）という，いわゆる二段時効処理を受けることになる。

近年，自動車の車体軽量化の目的で，Al-Mg-Si 系合金

Al - Mg - Si 系合金の二段時効挙動に関してはこれまでがそのボディパネル用材料として適用される事例が増えに多くの研究がなされており，合金成分や予備時効条件つつある。これは，Al-Mg-Si 系合金が，塗装焼付工程でによって高温時効後の強度特性は大きく変化することがの熱処理を利用して析出強化する性質，すなわち塗装焼知られている 2）〜 6）。特に，自動車ボデイパネル材に多付硬化性を有していることから，成形加工時には形状凍く適用されている過剰 Si 型合金では二段時効の負の効結性の点での低耐力，塗装焼付処理後は耐デント性の観果が現れ，塗装焼付のような短時間の処理では大きな強点での高耐力という，自動車ボディパネル用合金として度上昇は得られにくいという問題がある。近年では，自必要な性能を満たし得るためである 1）。

動車ボディパネルへの適用という観点からの二段時効のしかしながら，Al-Mg-Si 系合金がボディパネルとして研究も増えているが 7）〜 9），塗装焼付硬化性において重用いられる場合，一般的には T4 処理状態で成形加工さ要となる二段時効における高温での短時間時効現象の機れ，成形加工後に 443〜 453 K 程度の温度で塗装焼付処

構については不明な点も多く，良好な塗装焼付硬化性を

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Furukawa-Sky Review No.3 2007

Al-Mg-Si 系合金の高温短時間時効挙動に及ぼす予備時効の影響得るためには，高温短時間での二段時効挙動の詳細な理解が不可欠である。

298 K 予備時効の場合，BH 処理前の硬さは予備時効時間とともに増加するのに対して，BH 処理後の硬さは予

そこで本研究では，ボデイパネル用として主流になっ備時効時間が長くなると減少し，18 ks 以上の予備時効ている過剰 Si 型 Al-Mg-Si 系合金について，室温から 373で BH 処理による硬さ上昇はほとんど消失してしまう。

K までの温度範囲で予備時効を施し，引き続き，塗装焼323 K 予備時効では，BH 処理後の硬さの減少が小さくな付処理に相当する 448 K の高温短時間の時効を行った場
合の二段時効挙動について，硬さ測定，電気抵抗測定，示差走査熱量計測定および透過電子顕微鏡観察を用いて検討を行った。

表1
合金の化学組成
Table 1 Chemical composition of the alloy (mass%).
MgFeSiCrZnTiAl0.640.010.81<0.01<0.010.01balance

2. 供試材および実験方法

110(a)298 K

表 1 に示す化学組成を有する過剰 Si 型の Al - 0.64%Mg 0.81%Si 合 金 を大 気 中 で溶 製 し， 大 気 中 にて 803 K で46.8 ks の均質化処理を施した後，熱間圧延および冷間圧延により 1 mm 厚さの板を作製し，供試材とした。

Hardness HV

10060110て各予備時効材に対して 448 K で 1.8 ks の塗装焼付に相100
Hardness HV

また析出相の評価は，示差走査熱量計（DSC：differential70
before BH

807060before BH

110

場合の BH 処理による硬さ変化の測定も行った。また

100
Hardness HVい，時効処理後速やかに試験片を液体窒素中に入れて，液体窒素温度にて電気比抵抗測定を行った。さらに，析

(c)343 K

after BH

9070
before BH

6040100

1000

10000

100000Pre-aging time (s)110

当する 32.4 ks の時効処理を行った試料を準備し，電解研

100
Hardness HV

磨法により薄膜にして透過型電子顕微鏡観察を行った。

室温放置を最小限に抑えてある。

10000080

施した後，448 K で最高硬さ近傍に到達する時効時間に相の各熱処理間は常に液体窒素温度にて試験片を保管し，

10000

50

出組織観察用として，298〜 373 K で 3.6 ks の予備時効をなお，以上の試料調製過程において，溶体化処理以降

1000

Pre-aging time (s)理後に水焼入れしてから予備時効までに室温放置した

端子法を用いて測定した。時効処理はオイルバス中で行

100000after BH

9040100

行った。なお 373 K 予備時効の場合について，溶体化処

並びに BH 処理過程における電気比抵抗の変化を直流四10000(b)323 K50scanning calorimetry）測定（昇温速度 20 K/min）
により298 K および 373 K 予備時効材について，予備時効過程

1000

Pre-aging time (s)きその温度で 300 s 〜 86.4 ks の予備時効を行った。そしカース微小硬さ計による硬さ測定（荷重 1 kg）を行った。

after BH

8040100

施した後，298〜 373 K の各温度に直接焼入れて，引き続を施した。時効硬化挙動の評価には，BH 処理前後でビッafter BH

9050

この供試材に対して，823 K で 1.8 ks の溶体化処理を当する高温短時間時効処理（BH 処理：bake hardening）

before BH(d)373 K
after BH

908070before BH

6050

3. 実験結果
3.1 硬化挙動
図 1 に，予備時効温度を 298 K ，323 K ，343 K および373 K とした場合の 448 K で 1.8 ks の BH 処理前後での硬さの予備時効時間による変化を示す。

40100

1000

10000

100000Pre-aging time (s)図 1 （a）298 K ，（b）323 K ，（c）343 K ，（d）373 K 各
等温予備時効における BH 処理前後の合金硬さ変化
Fig.1 Changes in the hardness with pre-aging time for thealloy pre-aged at (a) 298 K, (b) 323 K ，(c) 343 K ，(d) 373 K ，before and after BH treatment（448 K ，
1.8 ks）.

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Al-Mg-Si 系合金の高温短時間時効挙動に及ぼす予備時効の影響る。さらに予備時効温度を 343 K と高めると，BH 処理および 18 ks 予備時効の場合も同様に，BH 処理前後の硬後の硬さは予備時効時間とともに上昇するようになる。

さともに，343 K 近傍で硬さの挙動に変化が認められる。

373 K 予備時効の場合はこの傾向がより顕著になり，BH以上の硬さ測定の結果より，予備時効温度約 343 K を処理後の硬さレベルも高くなる。

境界として BH 処理による時効挙動が異なる傾向にある

図 2 には予備時効時間が 300 s ，3.6 ks および 18 ks のことが分かった。

場合の BH 処理前後での硬さの予備時効温度による変化

3.2 電気比抵抗変化を示す。

次に，このような予備時効温度による時効挙動の相違

300 s 予備時効の場合，BH 処理前の硬さは予備時効温を電気比抵抗の変化で調査した。時効挙動が変化する

度とともに 333 K 近傍までは増加するが，その後硬さは境界温度域を挟む 298 K および 373 K において 3.6 ks ま一旦減少し，340 K 以上で再び増加する傾向にある。一での予備時効中，そして引き続き行う 448 K での時効中

方，BH 処理後の硬さは 338 K 程度まではゆるやかに増の電気比抵抗の変化を図 3 に示す。電気比抵抗変化は，加し，その後大きく増加するようになる。また，3.6 ks

焼入れままの比抵抗値 ρ 0 ，ρ 0 からの変化を ∆ ρ として，∆ρ /ρ 0 として示した。
110100であり，∆ρ は 77 K 環境で測定したρ 0 からの比抵抗変化

after BH

90Hardness HV

ここで，ρ 0 は焼入れ直後、77 K 環境で測定した比抵抗(a)Pre-aged for 300 sである。
298 K 予備時効中では比抵抗変化量が急激に増加す80るのに対して，373 K 予備時効中の変化は小さく，徐々70に増加する程度である。また，引き続き行う 448 K 時効60

処理においては，BH 処理時間相当の 1.8 ks 近傍まではbefore BH50298 K ，373 K 予備時効材ともに電気比抵抗は予備時効

40280300

320340360

380110により変化した値のままほとんど変化せず，その後低下する傾向を示した。

Pre-aging temperature (K)(b)Pre-aged for 3.6 ks

100(a)
0.15

80

0.1

70
before BH60

⊿ρ/ρ0Hardness HV

0.2

after BH

905040280300

320340

360

380

100

10100

1000

10000

Pre-aging time (s)(c)Pre-aged for 18 ks
0.2

pre-aged at 298 K
pre-aged at 373 K

(b)
0.15

after BH80

0.170
⊿ρ/ρ0Hardness HV1-0.1

9060
before BH

5040280300

320340360

380

Pre-aging temperature (K)

図 2 （a）300 s ，（b）3.6 ks ，（c）18 ks 各等時予備時効における BH 処理前後の合金硬さ変化
Fig.2 Changes in the hardness with pre-aging
temperature for the alloy pre-aged for (a) 300 s ，(b) 3.6 ks and (c) 18 ks ， before and after BH
treatment (448 K ，1.8 ks).

20373 K

0-0.05Pre-aging temperature (K)110298 K
0.05

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0.05
0-0.05110100

1000

10000

100000-0.1
Aging time at 448 K (s)図 3 （a）298 K と 373 K の予備時効による比抵抗の変化，（b）
さらに 448 K の時効処理による比抵抗の変化
Fig.3 Changes in electric resistivity for the alloy (a) preaged at 298 K and 373 K, and (b) then post-aged at
448 K.

Al-Mg-Si 系合金の高温短時間時効挙動に及ぼす予備時効の影響

Al - Mg - Si 系合金の時効析出については従来より多く

3.3 熱分析結果
図 1 および図 2 に見られるような，予備時効温度が約の研究報告 9）〜 15）がある。本研究では熱分析と TEM 観

343 K を境とした時効硬化挙動の相違，並びに図 3 にお察を併用した報告 9），13），14），15）に基づいて，DSC 曲線上ける予備時効中の電気比抵抗変化の相違と予備時効中にの 360 K ，540 K ，590 K 近傍の発熱ピークはそれぞれ形成される析出相との関係を明確にするために DSC 測”
G.P. Ⅰゾーン（あるいはクラスタ），中間相β （あるいは定を行った。図 4 に，298 K ，323 K ，343 K および 373 Kβ 相の核とβ 相），中間相β 'の析出と対応しており，まの各温度で 3.6 ks 予備時効した場合の，BH 処理前（予備た 490 K 近傍の吸熱ピークを G.P. Ⅰゾーンの溶解と対応時効のまま）
および BH 処理後の DSC 曲線を示す。

すると考えた。BH 処理前の DSC 曲線において，298 K

ここで，K は G.P. Ⅰゾーン（あるいはクラスタ）の形成，

および 323 K 予備時効材では G.P. Ⅰゾーン溶解に相当す

L は G.P. Ⅰゾーン（あるいはクラスタ）の溶解，P は中間るピーク L が存在するが，343 K および 373 K 予備時効

相 β （あるいは β 相の核と β 相）の形成そして Q は中材ではピーク L が認められなくなるとともに，β 相析出間相β の形成を示す。に相当するピーク P が小さくなっている。これは 298 Kおよび 323 K 予備時効中には G.P. Ⅰゾーンが形成される(a) before BHのに対して，343 K および 373 K 予備時効中にはβ 相のP核が析出するようになることを示している。また BH 処

0.5 mcal/s

理後の DSC 曲線においては，298 K および 323 K 予備時が BH 処理後にも認められる。このことから，予備時効

L298 KP
Heat ﬂow

効材で認められた G.P. Ⅰゾーン溶解に相当するピーク L

Q

K中に形成された G.P. Ⅰゾーンは，BH 処理後にも残存しQているものと考えられる。さらに BH 処理を施した後のピーク P が BH 処理前に対して小さくなっていることか

L323K

P343K

QQP373K

ら BH 処理中に析出して硬化に寄与している析出相はβ相であると推定される。
以上の結果より，予備時効温度約 343 K を境界とした BH 処理による時効挙動の相違は予備時効中に形成373473される析出相の差に起因することが分かった。これは，

573

Temperature (K)343 K 近傍に異なる 2 種類の析出相が存在して二段時効挙動に影響を及ぼすとする山田ら 7）の報告と符合する。
3.4 析出組織観察(b) after BH

次に，予備時効中に形成される析出相の相違が BH 処

0.5 mcal/s

P顕微鏡観察を行った。

Q
298K

溶体化処理後，298 K ，323 K ，343 K および 373 K のL
PQL

323K
Heat ﬂow

理後の析出組織に与える影響を調査するために透過電子P

343K

QQ
373K

各温度で 3.6 ks の予備時効を施したものに対して，析出組織の相違をより顕著にするために 448 K で BH 処理よりも長い 32.4 ks の時効処理（ほぼピーク硬さに相当する条件）を行った。これらの時効材の TEM 写真を図 5 に示す。各写真ともにα - Al 母相に対して［001］方向に電子線を入射した場合の明視野像である。いずれの時効材にも，α - Al 母相の <100> 方向に沿って針状の析出相が認373473573

Temperature (K)められ，これは 448 K で 32.4 ks の時効処理によって形成されたβ 相と考えられる。β 相析出組織は予備時効温度が高いほどサイズも小さく，また析出密度も高い傾向

図4298 K ，323 K ，343 K と 373 K ，それぞれ 3.6 ks 予
備時効した合金の（a）BH 処理前と（b）BH 処理後のDSC 曲線（昇温速度 20 K/min）Fig.4 DSC curves for the alloy pre-aged at 298 K ，323 K ，
343 K ，and 373 K respectively for 3.6 ks ，(a) beforeand (b) after BH treatment (heat up rate 20 K/min).

が認められる。そしてこの予備時効温度による β 相析
出組織の差異は，予備時効温度 323 K と 343 K の間で著しく変化していることが分かる。
このように予備時効温度を変えることによって，予備Furukawa-Sky Review No.3 2007

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Al-Mg-Si 系合金の高温短時間時効挙動に及ぼす予備時効の影響

120100373 K

Hardness HV

8060
4020343 K

0100

373 K pre-aging (before BH)
373 K pre-aging (after BH)
WQ→373 K pre-aging (before BH)
WQ→373 K pre-aging (after BH)
1000

10000

100000Pre-aging time (s)図6

直接 373 K 予備時効と一旦水焼入れしてすぐ 373 Kの予備時効を施す場合の BH 処理前後の合金硬さ比較
Fig.6 Changes in the hardness with the aging time at
373 K for the alloy directly quenched to 373 Kand water-quenched at 277 K, before and after BH
treatment (448 K, 1.8 ks)

323 K

120after BH

100Hardness HV

80

298 K

60
40
before BH

50 mm
20

図5298 K，323 K，343 K，373 K，それぞれ3.6 ks予備時
効後，さらに343K，32.4 ks時効した合金のTEM組織
Fig.5 TEM micrograph for the alloy pre-aged at 298 K,
323 K, 343 K and 373 K for 3.6 ks and then aged
at 448 K for 32.4 ks.

時効中に形成される析出相が異なるだけではなく，引き続き行う 448 K 高温時効におけるβ 相析出組織形成もまた変化してくることが分かった。

0110100

1000

10000

298 K aging time before 373 K aging (s)図7373 K で 300 s の予備時効を行うまでの 298 K 時効
時間に対する BH 処理前後の硬さ変化
Fig.7 Changes in the hardness with the aging time at
373 K for the alloy directly quenched to 373 K
and water-quenched at 277 K, before and after BH
treatment (448 K, 1.8 ks)

3.5 高温短時間時効挙動に及ぼす予備時効前室温放置の影響ほとんど同様であることが分かった。そこで溶体化処理

これまでは，溶体化処理後予備時効温度へ直接焼入れ後，水焼入れから予備時効までに室温 298 K にて時効しを行った場合の高温短時間時効挙動について調べてきた場合の二段時効挙動を調査した。図 7 には，溶体化処た。しかし実際の操業を考えた場合，予備時効温度に直理，水焼入れ後，373 K で 300 s の予備時効を行うまでの接焼入れるのは困難であり，予備時効を行う前に室温近298 K 時効時間に対する BH 処理前後の硬さ変化を示す。

傍の温度で時効を受けることが想定される。そこで予備373 K 時効前の 298 K 時効が 180 s 以上になると BH 前の時効前の室温時効時間が BH 処理による硬化挙動に及ぼ硬さは上昇し，同時に BH 処理後の硬さも低下し始める。

す影響について調査した。

そして 298 K で 3.6 ks 時効すると BH 処理による硬さ上始めに溶体化処理後一旦 277 K の水槽中に水焼入れ昇はほとんど失われてしまう。

し，その後にβ 相の核が形成される 373 K で予備時効を

図 8 には，図 7 において BH 処理による硬さ上昇量の行った場合の二段時効挙動を調べた。図 6 には水焼入れ低下がほとんどない 298 K で 180 s 時効した後に 373 K後，直ちに 373 K で予備時効を行ったときの BH 処理前で 300 s 予備時効した場合，そして BH 処理による硬さ上後での硬さに対する予備時効時間の影響を示す。一旦昇量が低下してくる 298 K で 600 s 時効した後 373 K で水焼入れした場合でも，その直後に 373 K で予備時効を300 s 予備時効した場合の BH 処理前後での DSC 曲線を行えば硬化挙動は直接予備時効温度に焼入れた場合と示す。

22

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0.5 mcal/s

Al-Mg-Si 系合金の高温短時間時効挙動に及ぼす予備時効の影響(a) before BH

P

4. 考

Q298 K,180 s

Al -0.64％Mg -0.81％Si 合金における高温短時間時効挙動，すなわち塗装焼付硬化性に予備時効が与える影響

Heat ﬂow

PQ

298 K,600 s

を総括し，表 2 に示す。323 K 以下の温度で予備時効す
ると，予備時効中には G.P. Ⅰゾーンが形成され，このL

G.P. Ⅰゾーンは BH 処理中にも溶解せずに残存するため，
373

473

573

673

Temperature (K)

0.5 mcal/s察

BH 処理後には BH 処理中に析出したβ 相と共存状態となる。また 448 K で BH 処理よりも長い 32.4 ks の時効処理後の組織観察結果から，BH 処理後のβ 相は低密度で(b) after BHあると推定され，BH 処理による硬さ上昇量も小さい。

Q

一方，343 K 以上の温度で予備時効すると，BH 処理温度

P298 K,180 sで形成されるβ 相の析出組織が予備時効中にその核がP

Heat ﬂow

298 K,600 sQ

析出するため，また，448 K で 32.4 ks の時効処理後の組織観察結果から，微細かつ高密度であると推定され，BHL処理による硬さ上昇量も大きい。すなわち，BH 処理に
373

473

573

673Temperature (K)

図8298 K ，150 s と 600 s 時効後 373 K ，300 s 予備時
効を行う場合の BH 処理前後の DSC 曲線
Fig.8 DSC curves for the alloy naturally aged at 298 K for
180 s and 600 s ，then pre-aged at 373K for 300s
and finally BH treated (448 K ，1.8 ks) ，(a) beforeand (b) after BH treatment.

よる硬さ上昇に寄与しているβ 相の存在状態が重要であり，この存在状態が予備時効中の G.P. Ⅰゾーンあるいはβ 相の核形成の如何によって大きく影響を受ける。
最初に予備時効温度が低くて，予備時効中に G.P. Ⅰゾーンが形成される場合について考える。予備時効中にG.P. Ⅰゾーンが一旦形成されると，この G.P. ⅠゾーンはBH 処理程度の熱処理に対しては安定で，処理後にも残ここで，L は G.P. Ⅰゾーン（あるいはクラスタ）の溶解，存する。そのため BH 処理温度での β 相析出に対するP は中間相 β （あるいは β の核とβ ）の形成，そして QMg および Si の過飽和度が減少する。また，β 相の核生は中間相β ʼの形成を示す。

成が過飽和度の減少に影響されるだけではなく，G.P. Ⅰ

BH 処理前において，G.P. Ⅰゾーン溶解に相当するピーゾーンの存在自体によって抑制される可能性が高い。そク L が 298 K で 180 s 時効した場合ではほとんど認めらの結果，短時間の BH 処理中に析出して硬化に寄与するれなかったのに対して，298 K で 600 s 時効した場合にはβ 相の形成量が少なく，低密度なβ 相の析出組織とな存在するようになる。また，β 析出に相当するピーク Pり，BH 処理による硬さ上昇も小さくなってしまうと考が 298 K で 600 s 時効した場合の方が大きくなっているえられる。

ことから，373 K で 300 s の予備時効中に析出するβ 核

一方，予備時効温度が高くて予備時効中にβ 相の核の量が，298 K で 600 s 時効中の G.P. Ⅰゾーン形成によが形成される場合は，その微細なβ 相の核が BH 処理中り減少したことが分かる。次ぎに BH 処理後の DSC 曲にそのままβ 相へ成長し，微細で高密度な析出組織が線においては，298 K で 600 s 時効した場合に認められ形成され，大きな硬さ上昇が得られるようになると考えた G.P. Ⅰゾーン溶解に相当するピーク L が BH 処理後も認められることから，298 K で 600 s 時効中に形成されたG.P. Ⅰゾーンは，BH 処理後にも残存していることが分かる。さらに，298 K で 600 s 時効した場合の方が 180 s
時効した場合よりも β あるいはその核の析出に相当す

Al-0.64%Mg-0.81%Si 合金の時効硬化特性と析出挙動に及ぼす予備時効の影響
Table 2 Effect of pre-aging temperature on the
precipitation behavior and bake hardening
property for Al-0.64%Mg-0.81%Si alloy.

表2るピーク P が大きくなる。これは 373 K で 300 s の予備時効および BH 処理中に形成される β の核と β の析出量が少ないことを示しており，図 7 において BH 処理による硬さ上昇量が少なくなる挙動と一致する。

Pre-agingtemperature

298 K
323 K
343 K

Precipitate phases

Precipitate
structure
after BHBake
hardenability

As pre-aged

After BHβ” phasedensity

G.P. Ⅰzone

G.P. Ⅰzone+ β”

Low

Small

nucleus ofβ” + β”β”

HighBig

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Al-Mg-Si 系合金の高温短時間時効挙動に及ぼす予備時効の影響られる。
また，溶体化処理後に一旦室温で時効しても短時間であれば G.P. Ⅰゾーンが形成されないので，引き続き β相の核が析出するような温度範囲で予備時効を行えば，BH 処理により上述のように微細かつ高密度なβ 相析出組織が形成され，大きな硬さ上昇が得られるようになる。
すなわち，BH 処 理 のような高 温 短 時 間 の時 効 処 理によって大きな強度上昇を得るためには，BH 処理前のG.P. Ⅰゾーン形成を可能な限り抑制することが重要といえる。

5. おわりにAl- 0.64%Mg- 0.81%Si 合金に対して，298 K から 373 K

3） 鈴木寿 , 菅野幹宏 , 白石泰久：軽金属，29（1979），197 ．
4） D.W.Pashley，M.H.Jacobs and J.T.Viwtz：Phil.Mag.，13（1967），51.
5） 浅 野 和 彦 , 藤 川 辰 一 郎 , 平 野 賢 一：日 本 金 属 学 会 会 報 , 7（1968），457.
6） 鈴木寿 , 菅野幹宏 , 伊藤吾郎：軽金属 , 30（1980），609.
7） 山田健太郎 , 里達雄 , 神尾彰彦：軽金属，51（2001），215.
8） L.Zhen and S.B.Kang：Scripta Mater.，36（1997），1089 ．
9） W.F.Miao and Laughlin：Scripta Mater.，40（1999），873 ．
10） G.Thomas : J. Inst. Metals，90（1961-62），57 ．
11） A.Kelley and R.B.Nicholson：Pro. Mater. Sci.，10（1963），151 ．
12） J.P.Lynch，L.M.Brown and M.H.Jacobs：Acta Metall.，30（1982），1389 ．
13） N.Maruyama，R.Uemori，N.Hashimoto，M.Saga and M.
Kikuchi ： Scripta Mater.，36（1997），89.
14） 菅野幹宏 , 鈴木寿 , 白石泰久：軽金属，28（1978），553.
15） G.B.Burger, A.K.Guputa, P.W.Jeffrey, and D.J.Lloyd：Mater.
Charact.，35（1995），23.

までの温度範囲で予備時効を施し，引き続き塗装焼付処理に相当する 448 K で 1.8 ks の高温短時間の時効を行った場合の二段時効挙動について検討し，以下の結果を得た。

日比野旭（Akira Hibino）

技術研究所⑴ Al - 0.64%Mg - 0.81%Si 合金の高温短時間時効挙動は予備時効によって大きく影響される。予備時効温度によって，予備時効中に形成される析出相が異なり，この析出相の相違が引き続き行われる高温短時間時効における析出組織形成にも影響を及ぼし，その結果，析出硬化量が大きく変化する。

佐賀誠（Makoto Saga）

新日本製鐵株式会社

技術開発本部

鉄鋼研究所⑵約 343 K 未満の温度で予備時効すると，予備時効中には G.P. Ⅰゾーンが形成され，この G.P. Ⅰゾーンは448 K 高温時効後にも残存し，448 K 高温時効中に形成されるβ 相析出が抑制されるため，硬さの上昇量が小さくなる。
⑶約 343 K 以上の温度で予備時効すると，予備時効中に佐々木行雄（Yukio Sasaki）

株式会社

日鐵テクノリサーチ

かずさ事業所

β 相の核が析出し，448 K 高温時効処理によって微細かつ高密度なβ 相析出組織が形成されて，大きな硬さ上昇が得られる。
⑷溶体化処理後に一旦室温で時効されても，G.P. Ⅰゾーンが形成されない短時間のうちに β 相の核が析出するような温度範囲で予備時効を行えば，448 K 高温時
効処理により上述のように微細かつ高密度なβ 相析出組織が形成され，大きな硬さ上昇が得られる。
なお，この論文は軽金属，53（2003），516. に若干の修正を加えたものであり，また軽金属学会第 87 回秋期大会にて一部発表されたものである。

参考文献
1） 自動車のアルミ化技術ガイド 材料編：社団法人軽金属協会，（1996）.
2） J.Langerweger : Proc. Aluminium Technology ʻ86，Paper
No.49.（1986），216 ．

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Furukawa-Sky Review No.3 2007

菊池正夫（Masao Kikuchi）

九州大学

鉄鋼リサーチセンター