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ぷらすとす（日本塑性加工学会会報誌）第 6 巻

第 70 号（2023―10）

解 説

熱処理型アルミニウム合金の微視的組織と析出強化
Microstructures and Precipitation Hardeningof Heat-Treatable Aluminum Alloys
S. HIROSAWA

廣澤

1.

渉一*

効処理によって形成する様々な析出相によるためであり，はじめに1906 年の Wilm による時効硬化現象の発見2)以来，最適なアルミニウム（Al）の強化機構としては，転位強化（加合金組成や熱処理条件の探索が精力的に進められてきた．

工硬化），結晶粒微細化強化，固溶強化，析出強化などが挙

本稿では，自動車などの輸送機器の軽量化に欠かせない熱げられ，これらを適切に組み合わせることで，工業製品に処理型アルミニウム合金の製造プロセスや機械的性質，特求められる強度や延性などの機械的性質を満足させている．

徴，用途例を紹介し，対応する微視的組織との関係を強化

図 1 に，各種アルミニウム合金展伸材の引張強さと破断伸機構の観点から解説する．圧延材や押出し材，押出し形材

1)

びの関係を示す ．白抜きのプロット点で示した非熱処理などのアルミニウム合金展伸材を利用されている読者の参型合金（1000 系工業用純アルミニウム，3000 系 Al-Mn 合考になれば幸いである．

金，5000 系 Al-Mg 合金）と比較して，黒塗りのプロット点2.

で示した熱処理型合金（2000 系 Al-Cu-Mg 合金，6000 系

熱処理型アルミニウム合金の製造プロセス

Al-Mg-Si 合金，7000 系 Al-Zn-Mg 合金）は強度が高く，引図 2 に，アルミニウムメーカーで製造される熱処理型合張強さ / 密度で表される比強度も 100-200 kPa/kg 程度と，金展伸材の温度ならびに加工履歴を模式的に示す．まず，980 MPa 級高張力鋼（ハイテン）の〜125 kPa/kg や 1.5半連続鋳造で得られたスラブやビレットを面削後，固相線GPa 級超高張力鋼（超ハイテン）の〜190 kPa/kg に匹敵す温度以下の高温に保持することで，主要な合金元素であるるレベルとなっている．このような高強度は，後述する時

Cu や Mg，Si，Zn を母相中に固溶させつつ（均質化処理），鋳造時の急冷によって母相中に固溶した Fe や Mn などを分散相として析出させる．この分散相は，その後の熱間加工時や焼なまし時，溶体化処理時において結晶粒の粗大化を抑制する役割を担っており，結晶粒微細化強化による最終製品の強度増加を図る上で，その分散状態を適切に制御することは重要である．その後，熱間または冷間加工で得られた圧延材や押出し材，押出し形材を，再度加熱して合金元素を再固溶させ（溶体化処理），焼入れ後の過飽和固溶体を中程度の温度で時効処理して，様々な析出相を形成，強度を最大化させる（T6 処理）．その際，時効処理を室温で行うと T4 処理となり，Wilm が発見した Al-4.2%Cu-0.5

図 1 各種アルミニウム合金展伸材の引張強さと破断伸びの関係1)
原稿受付 2023 年 7 月 17 日
* 横浜国立大学 大学院工学研究院〒240-8501 横浜市保土ヶ谷区常盤台 79-5
E-mail: hirosawa@ynu.ac.jp

図22

熱処理型アルミニウム合金展伸材の製造プロセス

Bulletin of the JSTP vol. 6 no. 70（2023―10）599%Mg 合金の時効硬化現象も，週末をまたいで硬さ試験を実施したために，偶然室温保持中の顕著な強度増加を検出できたことに由来する2)．なお，前述した非熱処理型合金であっても，展伸材製造時に均質化処理や焼なましは施されており，単に時効処理を行っても強度が増加しないために溶体化処理以降の熱処理は実施しない，という意味で“非熱処理型” の名称が使われている点に注意が必要である．

3. 熱処理型アルミニウム合金の化学組成と標準的な熱処理条件
表 1 に，各種熱処理型アルミニウム合金展伸材の化学組成ならびに標準的な熱処理条件を示す1)．基本的に，各三元系平衡状態図で現れる α-Al 単相領域内において，できるだけ合金元素濃度が高く，かつ（共晶温度以下で）できるだけ溶体化処理温度を高温化できるよう設定されており，例えば Al-Cu-Mg 系合金3)の場合には，図 3 ⒟の点線で囲まれた色の濃い領域にある化学組成や溶体化処理温度が採用されることが多い．これは，その後の時効処理による析出相の形成量を最大化させるためであり，焼入れ後も同程

図 3 Al-Cu-Mg 系平衡状態図（Al 側）．⒜液相線，⒝，⒞溶解度線，⒟ α-Al 単相領域の 3 次元表示3)度の固溶合金元素濃度を維持するために（すなわち，過飽和固溶体を得るために），水焼入れや熱湯焼入れなどの急冷が施される．一方，各合金の時効処理温度や時間につい表2

熱処理型アルミニウム合金展伸材の機械的性質1)ては，高温化による析出相形成の促進（すなわち，操業効率の向上）と T6 強度の低減といった長所と短所を天秤にかけながら，各アルミニウムメーカーが条件設定を行っているのが実状である．

4.

熱処理型アルミニウム合金の機械的性質と用途例

表 2 に，各種熱処理型アルミニウム合金展伸材の機械的性質を示す1)．超々ジュラルミンの化学組成（Al（6.0-9.0）

表 1 熱処理型アルミニウム合金展伸材の化学組成および標準的な熱処理条件1)%Zn（1.2-1.8%）
Mg（1.5-2.5）%Cu4)）に近い 7075 合金や 7050
合金で最も強度が高くなっており，次いで超ジュラルミンと呼ばれる 2024 合金やジュラルミンと呼ばれる 2014 合金などの 2000 系 Al-Cu-Mg 合金が引張強さ 400-485 MPa で続いている．ちなみに，航空機の主翼上面には圧縮応力に優れる 7000 系合金が，主翼下面には引張応力に対する疲労特性に優れる 2000 系合金が使用されており，各部位の要求特性に応じて合金系が使い分けられている．さらに，240-310 MPa という中程度の強度をもつ 6000 系 Al-Mg-Si
合金については，その優れたプレス成形性や押出し加工性，耐食性のために，自動車や鉄道車両などの外板に多用されており，国内で最も生産量が多い合金系となっている5)．
表 3 に，各合金の材料特性と用途例を示す．

3

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表3

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熱処理型アルミニウム合金展伸材の材料特性と用途例1)変化（析出過程）は以下のように報告されており，
Al-Cu-Mg 系合金
過飽和固溶体 → GP ⑴ゾーン → GP ⑵ゾーン→ θʼ-Al2Cu → θ-Al2Cu⑴

過飽和固溶体 → GPB ⑴ゾーン → GPB ⑵ゾーン→ Sʼ-Al2CuMg → S-Al2CuMg⑵（た だ し，Cu/Mg（重 量 比）>8 で は ⑴ の 反 応 が，Cu/Mg<1.5 では⑵の反応が，1.5<Cu/Mg<8 では⑴と⑵の反応が同時に進行する）
Al-Mg-Si 系合金
過飽和固溶体 → GP ゾーン → βʼʼ-Mg5Si6→ βʼ -Mg9Si5 → β-Mg2Si⑶

Al-Mg-Zn 系合金
過飽和固溶体 → GP ゾーン → ηʼ-Mg2Zn5-xAl2+x→ η-MgZn2⑷過飽和固溶体 → GP ゾーン → Tʼ-(Al, Zn)49Mg32→ T-Mg3Zn3Al2 or T -(Al, Zn)49Mg32

5.

⑸（ただし，高 Zn/Mg（重量比）や低温時効では⑷の反熱処理型アルミニウム合金の微視的組織

応が，低 Zn/Mg や高温時効では⑸の反応が進行する）

図 4 に，熱処理型アルミニウム合金の微視的組織の例を示す．透過型電子顕微鏡で撮影された各合金の T6 処理材

平衡状態図に現れる安定相が最終的に形成する前に，母相の明視野像には，強度増加の原因となる各種析出相が観察と整合な GP（B）ゾーンや半整合な準安定相が，サイズやされ，その形状や対応する電子線回折図形から，例えば数密度を様々に変えながら順に析出する．図 5 に，Al-Cu

2017 合金では {100}α 面に平行な板状の GP ゾーンや θʼ-Al2二元合金の準安定状態図ならびに対応する時間−温度−相

Cu 相（図 4 ⒜），2024 合金では <100>α に伸びた棒状の変態（Time-Temperature-Transformation: TTT）曲線をGPB ゾーンや {021}α 面上を <100>α 方向に成長したラス模式的に示す．例えば，Al-4%Cu 合金を溶体化処理・焼入状の Sʼ-Al2CuMg 相（図 4 ⒝），6061 合金では <100>α にれ後に 130 ℃で時効処理した場合には，一点鎖線で示した伸びた針状の βʼʼ相（図 4 ⒞），7075 合金では球状または塊ように時刻 t1 で GP ⑴ゾーンが，t2 で GP ⑵ゾーンが，t3 で状の ηʼ相（図 4 ⒟）が主要な強化相として同定される．まθʼ相が析出することが予測され，仮に析出相形成の促進（すた，これまでの研究で，各合金系の時効処理に伴う析出相なわち，操業効率の向上）を図るために 200 ℃で時効処理しても，GP ⑴ゾーンの復元（ソルバス）温度以上のために，初めから GP ⑵ゾーンが析出，その分散状態が粗大で疎になって T6 強度が低減してしまう．そのため，製品に求められる強度を満足するためには，時効処理で形成される微視的組織と合金強度との関係を定量的に結びつけることが不可欠であり，6 章に示した強化機構の理解が重要となる．

図4

図 5 Al-Cu 二元合金の準安定状態図ならびに時間−温度−相変態（TTT）曲線

熱処理型アルミニウム合金の微視的組織の例

4

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6.

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熱処理型アルミニウム合金の時効硬化曲線と析出強化

図 6 に，Al-4%Cu 合金を 150 ℃で時効処理した際の 0.2% 耐力の変化を示す6)．〜100 h までの亜時効段階では，主に GP ゾーンや θʼʼ相（GP ⑵ゾーン）の析出によって強度が増加し，一方ピーク時効（T6 処理材）を迎えた後は θʼ相，θ 相の形成とともに過時効軟化する．このような強度変化は，変形を担う転位のすべり運動に対して，合金の強化機構が①過飽和に固溶した合金元素原子による固溶強化から，②周囲に整合ひずみを伴う GP ゾーンによるせん断抵抗（粒子カッティング機構），そして③半整合な析出粒子のピン止め効果による転位の張り出し抵抗（粒子バイパス（Orowan）機構）に推移することに対応しており，図 7 に示した両強化機構の強化量の算出式7)からも，時効時間の増加に伴って析出粒子のサイズや体積率が増加すると，Δτcut が増加して次第に合金強度が増加するものの，粒子間隔も増加して Δτoro が減少，両者の兼ね合いでピーク強度ならびに過時効軟化が現れることがわかる（図 7 ⒞）．そのため，強化を担う析出相の種類や体積率，サイズなどを適切に制御するためには，準安定状態図や析出過程，TTT曲線などの知見を生かして，時効処理温度や時間を最適化することが不可欠となる．

7.

おわりに

本稿では，各種熱処理型アルミニウム合金に関して，①工業的に行われている熱処理プロセスと状態図で示される相領域の関係，②時効時間の増加に伴う相分解過程（析出過程）と合金強度の変化，③合金組成や時効温度を最適化

図7析出相形成による合金の強化7)

して析出強化を最大化する方策を中心に解説を行なった．
アルミニウム合金は，環境・エネルギー，リサイクルの観のブレイクスルーになるものと期待される．アルミニウム

点からも今後積極的な利用拡大が見込まれており，結晶粒合金のさらなる適用範囲拡大を図るべく，引き続き尽力し微細化強化と析出強化を並立させた新規材料の開発も進めていきたいと思っている．

8)

9)

られている ．計算材料学を用いた熱力学的アプローチ

参も含め，これまであまり報告のない準安定状態図を整備することが，加工熱処理による組織制御ならびに特性改善へ

図6

考文献

1）日本アルミニウム協会標準化総合委員会：アルミニ
ウムハンドブック（第 8 版），（2017），9-44，日本アルミニウム協会．
2）Wilm, A.：Metallurgie, 8（1911），223.
3）Brooks, C. R.：Heat Treatment, Structure andProperties of Nonferrous Alloys,（1982），95-137,
American Society for Metals.
4）吉田英雄：超々ジュラルミンと零戦 なぜ日本は世界 最 強 の ア ル ミ ニ ウ ム 合 金 を 開 発 で き た の か？，（2020），126，昭栄社印刷所．
5）廣澤渉一：電気加工学会誌，56-142（2022），101-105．
6）堀内良・金子純一・大塚正久訳：材料工学第三版，（1996），126，内田老鶴圃．
7）里達雄：アルミニウム大全，（2016），218，日刊工業
新聞社．
8）廣澤渉一・唐永鵬・堀田善治・松田健二・李昇原・寺田大将：まてりあ，55-2（2016），45-52．
9）廣澤渉一：ふぇらむ，24-5（2019），43-48．

Al-4%Cu 合金の 150 ℃時効に伴う 0.2% 耐力（降伏強さ）の変化と出現する析出相6)

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