JP6395273B2

JP6395273B2 - Ａｌ−Ｍｇ−ＳｉおよびＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｃｕ押出用合金の製造方法

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Publication number: JP6395273B2
Application number: JP2016538883A
Authority: JP
Inventors: トゥナル、ウルフ; ロイセット、ヨシュテイン; ライソ、オドヴィン; バウゲル、オイシュテイン
Original assignee: Norsk Hydro ASA
Current assignee: Norsk Hydro ASA
Priority date: 2013-08-30
Filing date: 2014-08-28
Publication date: 2018-09-26
Anticipated expiration: 2034-08-28
Also published as: EP3039166B1; PL3039166T3; ES2778046T3; WO2015030598A1; US20160222499A1; CA2921895A1; US10900107B2; EP3039166A4; JP2016534232A; EP3039166A1; CA2921895C

Description

本発明は、Ａｌ−Ｍｇ−ＳｉおよびＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｃｕ押出用合金の製造方法に関する。便宜上、これら２つの合金系は、以下の説明では、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ（−Ｃｕ）という共通の名称を用いる。

Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ（−Ｃｕ）系に属する合金は、押出用途で幅広く用いられている。これらの合金は、押出性、強度の他、成形性、溶接性、および表面処理に対する反応性のようなその他の特性が有利に組み合わされているため人気がある。

硬化元素
Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ（−Ｃｕ）合金の強度は、主に析出硬化によって得られる。適切な熱処理を行うと、増強析出粒子の微細分散が形成され、これらの析出物が転位の動きを妨げることにより、合金の硬度が向上する。幅広い種類の析出物を形成することができ（ＲＨｏｌｍｅｓｔａｄｅｔａｌ．，Ｐｒｏｃ．，第１２回アルミニウム合金国際会議，２０１０年９月５〜９日，日本横浜，ｐ３０−３９）、実際に形成される析出物の種類は合金組成や加工熱処理に依存する。Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ（−Ｃｕ）合金の増強析出の公知の種類はすべて、主にＡｌ、Ｍｇ、Ｓｉ、およびＣｕの２つ以上の元素から成るという共通の特徴を有する。本発明の明細書の用語では、便宜上、合金化元素Ｍｇ、Ｓｉ、およびＣｕを「硬化元素」と呼ぶ。

Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ（−Ｃｕ）合金の溶解限度内で、硬化元素Ｍｇ、Ｓｉ、およびＣｕを合金に多く添加することにより、一般に合金の強度ポテンシャルが高まる。しかしながら、硬化元素は、合金の押出性に著しい悪影響も及ぼす。したがって、特定の強度要件に合わせた合金は通常、その強度要件を満たすよう調整された量の硬化元素を含み、そうすることで、生産性への硬化元素の悪影響を最小限に抑える。

非硬化元素
Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ（−Ｃｕ）合金は、目的に応じて添加された、または、不純物として存在する他の元素も含有する。本明細書では、便宜上、Ｍｇ、Ｓｉ、またはＣｕ以外の合金化元素はすべて「非硬化元素」と呼ぶ。以下に、もっとも一般的な非硬化元素のいくつかについて、さらに説明する。

Ｆｅはアルミニウムの商業製造における不可避不純物であり、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ（−Ｃｕ）合金は通常、Ｆｅ含有量が０．０５〜０．５質量％の範囲内である。一般的な合金の大部分は、０．０７〜０．３質量％の範囲内でＦｅ含有物を含有する。Ｆｅ含有量は、均質化の間、結晶粒組織を制御するために重要であり、また、押出形材の陽極酸化反応にとっても重要である。製品を変えるためにＦｅ含有量を変えることが必要となる場合がある。

ＭｎはＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ（−Ｃｕ）合金に添加されることが多い。その目的は、合金の種類に応じて、合金中の非硬化ＡｌＦｅＳｉ系粒子の種類を制御すること、合金の硬度を改善すること、または合金の結晶粒組織を制御することである場合がある。

Ｃｒおよび／またはＺｒは通常、合金の硬度を改善するため、または結晶粒組織を制御するために、一部のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ（−Ｃｕ）合金に添加される。

Ｔｉも、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ（−Ｃｕ）合金でよくみられる元素である。Ｔｉの主な出所は、Ｔｉ含有結晶微細化剤を添加することによるものである。Ｔｉは、溶解物中で結晶粒形成の核となる粒子に取り込まれるが、場合によっては、一定濃度のＴｉが、合金の固溶体中に存在することになる。

一部のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ（−Ｃｕ）合金では、合金の粉砕特性を改善するためにＶが添加される。

均質化
鋳造後、通常、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ（−Ｃｕ）合金に均質化熱処理を施す。一般的な均質化作業では、合金を５６０〜５９０℃の温度に加熱し、１〜５時間その温度に保つ。合金によっては、上記の範囲を超える温度および時間を加えると有用な場合がある。保持工程の後、合金を強制空気で室温に冷却する。５００℃から２５０℃への典型的な平均冷却速度は、２５０℃／ｈ〜５００℃／ｈである。

均質化の主な目的は、硬化元素のミクロ偏析を除去することである。これは、上記の一般的な均質化温度で短時間に実現される。さらに、均質化により、合金中にみられる非硬化ＡｌＦｅＳｉ系粒子の種類、粒度分布、および形状分布が変化する。β−ＡｌＦｅＳｉ系からα−ＡｌＦｅＳｉ系粒子への変換率が高く、かつ、ＡｌＦｅＳｉ粒子の球状率が高いと有利であるというのは一般的な認識である。均質化温度が高いと、粒子変換と球状化率との両方にとって有利である。

元素Ｍｎ、Ｃｒ、およびＺｒの１つまたは複数を含有する一部の合金では、分散粒子を形成することも、均質化のもう１つの目的である。均質化の間、Ｍｎ、Ｃｒ、およびＺｒは、平均粒度が通常１０〜３００ｎｍの範囲内の粒子を形成する。これらの粒子は、一般に分散質と呼ばれる。分散質は、押出形材の硬度の改善及び結晶粒組織の制御に役立つ。Ａｌ−Ｍｎ系の合金のような一部の合金では、分散質は、合金の強度の主な要因の１つである。しかしながら、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ（−Ｃｕ）合金では、分散質はそれ自体、押出形材と析出硬化形材の強度にわずかな影響しか及ぼさない。しかしながら、合金の押出性に大きな影響を及ぼす。分散質の数が増加すると、一般に押出性が低下する。

固溶体に対する分散質、および押出性
非時効硬化性合金、特にＡｌ−Ｍｎ系合金の押出しでは、均質化の後に通常とは異なる冷却を行うことにより、強度及び押出性の最適化を実現できる。分散質濃度を制御することが、これらの合金の強度及び微細構造の制御のために求められ、また、そうした合金のために選択される均質化温度は多くの場合、合金に求められる分散質の量と密接に相関する。しかしながら、固溶体中のＭｎの量は一般に、分散質中のＭｎよりも、強度及び微細構造の制御に及ぼす影響は小さい。それでも、固溶体中のＭｎは、合金の押出性に著しい影響を与える。Ｍｎの溶解性は、温度の低下に伴って低下する。したがって、温度を保持温度から、Ｍｎ溶解性が有意に低下する温度にゆっくり変化させ、それにより、多くのＭｎを固溶体から分散質に移動させる冷却作業を均質化後に行う場合もある。そのような均質化作業は、Ａｌ−Ｍｎ系合金に関する複数の特許出願に記載されている（Ｇ．Ｊ．Ｍａｒｓｈａｌ：国際公開第９７／０６２８４号公報、Ｎ．Ｃ．Ｐａｒｓｏｎ，Ａ．Ｍａｌｔａｉｓ：国際公開第２００９／１４９５４２号公報）。２ステップ均質化手順を用い、第２のステップの温度を、第１のステップの温度より低くすることで、同様の効果を得ることができる（Ｇ．Ｍａｒｃｈａｎｄ：ノルウェー特許第１１８８１７号明細書）。同様の作業原理を用いた同様の手順が、他の非時効硬化性合金について記載されている（戸次洋一郎、東海林了、大島務、西辻孝三：特開昭６３−００４０４９号公報）。

しかしながら、時効硬化性合金については、固溶体中のＦｅ、Ｍｎ、および他の非硬化元素が押出性に及ぼす影響が、技術文献で大いに無視されている。Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ（−Ｃｕ）合金では、合金組成が押出性に及ぼす主な影響は、合金中の硬化元素の量と、硬化元素が固溶体中に存在するか否かと、硬化元素によって形成される粒子の種類の分布と粒度分布とによって決定される。分散質形成元素Ｍｎ、Ｃｒ、およびＺｒの１つまたは複数を大量に含有するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ（−Ｃｕ）合金については、分散質の数密度と体積分率が押出性に及ぼす影響が文献に記載されている。これらの元素の固溶体濃度、またはＦｅの影響は、重要とみなされていなかった。そのため、押出性を改善するための均質化構想は、まったく異なる点に集中していた。よく知られた例は、冷却を中断する原理で、均質化材料を、硬化元素が析出し始める温度まで急冷し、次いで、それより遅い速度で冷却することで、硬化元素の制御された分画を、制御された粒度分布に析出でき、その後で、室温まで急冷する。そのような手順は、特許出願に記載されている（Ａ．Ｊ．Ｂｒｙａｎｔ，Ｄ．Ｊ．Ｆｉｅｌｄ，Ｅ．Ｐ．Ｂｕｔｌｅｒ：米国特許第４８６１３８９号明細書）。この作業原理は、固溶体から硬化元素の分画を取り除くことであり、それにより、押出し中の変形抵抗を減少させる。本特許の教示は、４２５℃以下とされる、硬化元素の析出が生じる温度に急冷することである。

二元Ａｌ−Ｆｅ、Ａｌ−Ｍｎ、Ａｌ−Ｃｒなどの状態図から、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒなどの溶解性が、前記状態図の共晶温度または包晶温度未満に温度が低下するのに伴って低下することは周知である。しかしながら、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ（−Ｃｕ）合金中の非硬化元素の溶解性に温度が及ぼす影響に関する実験データは限られており、本発明の発明者は、そのような非硬化元素の溶質濃度がＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ（−Ｃｕ）合金の押出性に及ぼす影響に関する実験的証拠の報告を見つけられなかった。６０６１合金（Ｍ．Ｊ．Ｃｏｕｐｅｒｅｔａｌ．：ｉｎ：Ｐ．Ｒ．Ｗｈｉｔｅｌｅｙ：ＡｌｕｍｉｎｉｕｍＣａｓｔＨｏｕｓｅＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，ＴＭＳ，２００１）および６０６３合金（Ｍ．Ｊ．Ｃｏｕｐｅｒｅｔａｌ．，Ｐｒｏｃ．ＥＴ２０００ｐ．５１）のビレット微細構造に対する均質化温度の影響の研究では、溶質ＦｅおよびＭｎを測定する試みがなされているが、これらの測定は、ＦｅおよびＭｎの溶質濃度に対する均質化温度の影響を示すものではない。６０６１合金については押出性に関するデータが報告されていないのに対し、６０６３合金についてはブレークスルー圧に対する均質化温度の特定の影響について言及されていなかった。

Ｔｈｅｒｍｏｃａｌｃソフトウェアのような熱力学計算を行うことで、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ（−Ｃｕ）合金中の非硬化元素の溶解性を推定することができる。博士号論文（Ｎ．Ｋｕｉｊｐｅｒｓ；デルフト工科大学博士号論文，２００４ｐ．１１１）で行われたある計算は、温度の低下に伴い溶解性が低下するという顕著な傾向を示している。この出版物では、これが押出性に何らかの影響を及ぼしている可能性があるかについては考察されていない。本発明では、本出願の独立請求項１に定義されるように、均質化された合金を、制御された方法で、均質化温度から低い温度に下げることを含む方法を適用することにより、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ（−Ｃｕ）押出用合金の押出性を大幅に改善できることが見いだされた。
本発明の好ましい実施形態は、従属請求項２〜１７にさらに定義されている。

本発明は、実施例を用いると共に図面を参照して、以下に詳細に説明される。

本発明が、硬化元素（Ｍｇ、Ｓｉ）および非硬化元素（Ｆｅ、Ｍｎ）の固溶度線にどのように関連するかを示す図である。本発明による２通りの均質化サイクルＨ１およびＨ２について、異なるラム位置における押出圧力を示す図である。従来の連続式均質炉のレイアウトの一例を示す概略図である。本発明による改善された連続式均質炉のレイアウトの一例を示す概略図である。本発明による均質化の中間冷却工程に関する時間／温度チャートを示す別の概略図である。指示温度での均質化後の、６０６０合金のＬＰＣ鋳造ビレット及び従来のガスクッション鋳造ビレットの逆偏析部分の顕微鏡図一式である。

Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ（−Ｃｕ）合金の通常の均質化作業では、材料を所望の保持温度に加熱し、一定時間にわたって保持温度に保ったのち、強制空気を用いて室温に冷却する。本発明では、固溶体から非硬化元素を分離するために、均質化材料を均質化温度Ｔ_１から低めの温度Ｔ_２に下げ、その後で強制空気冷却を行う（Ｔ_２はＴ_１より少なくとも１０℃低い）ことを含む方法を適用することにより、押出性を大幅に改善できることが見いだされた。多くの場合、硬化元素に関してソルバス温度に近いＴ_２を選択するのが最適であり得る。その方法は、温度Ｔ_２に徐冷してから強制空気冷却を開始する方法、または低めの温度Ｔ_２での第２の保持工程、またはＴ_２より低い温度Ｔ_３に一定冷却した後、Ｔ_２に再加熱してから強制空気冷却を開始する方法であってもよい。これらの方法のいずれも、「中間冷却工程」と呼ぶ。

この方法の原理について、Ｆｅ及びＭｎをいくらか含有する任意のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金に関する図１を参照しながらさらに説明する。図の左側が、合金中のＭｇ及びＳｉの固溶度線及び固相線を示すのに対し、図の右側は、合金中のＭｎ及びＦｅの固溶度線を示す。通常は、高温Ｔ_１で均質化するのが好都合であるが、Ｍｇ及びＳｉの固相線より低いと安全である。この高温だと、ＡｌＦｅＳｉ粒子の所望の変換と球状化の実現にかかる時間が最小限となる。右図の温度Ｔ_１で両方向の矢印が示すように、この温度で、一定量のＦｅ及びＭｎが粒子に取り込まれているのに対し、右図の横軸に示されるように固溶体中に若干の分画が認められる。

本発明の原理を用いて、温度をＴ_１からＴ_２に下げることができる。このとき、Ｔ_２はＭｇ及びＳｉの固溶度線上、またはそれより上であってもよく、温度を低下させるのにかかる時間、および／またはＴ_２を適用する時間が、Ｍｎ及びＦｅの溶質含有量を大幅に減少させるのに十分な長さであるものとする。固溶体から分離したＦｅ及びＭｎが、既存のものであれ新たに形成されたものであれ、粒子に移動し、図１の右側に示すように、Ｔ_１と比べてＴ_２で、合金中の粒子の体積分率の増加が測定できる。温度Ｔ_２での固溶体におけるＭｎ及びＦｅの達成可能な最小含有量を、図１の右側の横軸に示す。本発明の適用性にとって、Ｔ_２でＦｅ及びＭｎの最小溶質含有量に達することは必須ではなく、溶質含有量の部分的減少が生じれば十分である。固溶体からＦｅ及びＭｎが十分に減少した後で、温度Ｔ_２からの急冷を行う。

上述のように、温度Ｔ_２をソルバス温度と同じ、またはこれよりわずかに高くなるように選択するのが好都合であり得る。こうすることで、急冷開始前にＭｇ_２Ｓｉ粒子が形成されるリスクがなくなる。しかしながら、ソルバス温度よりわずかに低い温度では、Ｍｇ_２Ｓｉの析出が生じるまでに長い時間がかかる。これは文献から知られている（例えば、Ｂ．Ｍｉｌｋｅｒｅｉｔｅｔａｌ．，Ｍａｔｅｒ．Ｓｃｉ．Ｅｎｇ．Ａｖｏｌ．５５０（２０１２）ｐｐ．８７〜９６）。したがって、温度Ｔ_２がソルバス温度より低い場合もある冷却作業を計画し、それにより、Ｆｅ、Ｍｎ、およびその他の非硬化元素の固溶体含有量をさらに低下させることが可能である。

金属を温度Ｔ_１からＭｇ_２Ｓｉソルバス温度より低い温度Ｔ_３に冷却し、Ｍｇ_２Ｓｉ粒子の一部を形成させながら、同時に、固溶体から多くの非硬化元素を分離させ、次いで、Ｍｇ_２Ｓｉ粒子が溶解するのに十分な時間にわたってＭｇ_２Ｓｉソルバス温度より高い温度Ｔ_２に材料を再加熱し、その後で急冷を開始することも可能である。以下の実施例で、中間冷却工程を用いる利点を示す。

実施例１
表１の合金１に、２通りの均質化処理を施した。
Ｈ１：５７５℃に急速加熱し、この温度で２時間１５分保持した後、強制空気を用いてこの温度から約４００℃／ｈの平均速度で５００℃から２５０℃の温度範囲に急冷。
Ｈ２：５８５℃に急速加熱し、この温度で１５分保持し、４０℃／ｈの速度で５０５℃に冷却した後、強制空気を用いて約４００℃／ｈの平均速度で５００℃から２５０℃の温度範囲に急冷。

合金の押出ビレットを実験用押出プレスで押し出し、異なるラム位置の押出圧力を測定して図２に示した。均質化サイクルＨ２は、サイクルＨ１と比べて押出圧力の低下につながることがわかる。

圧力の低下はわずかに思われるかもしれないが、押出圧力の小さな差であっても、押出しの生産性を大幅に向上させる可能性がある。この実施例のような低押出合金では、達成された押出圧力の低下が、形材の破断が起こる臨界押出速度の５〜１０％の上昇につながる可能性がある。この改善は、複雑な形状の押出しに特に有益である。

実施例２
表１の合金２に、異なる２通りの均質化処理を施した。
Ｈ３：５８０℃に急速加熱し、この温度で２時間３０分保持し、６０℃／ｈで５２０℃に冷却した後、強制空気を用いて約３００℃／ｈの平均速度で５００℃から２５０℃の温度範囲に急冷。
Ｈ４：５８０℃に急速加熱し、この温度で２時間３０分保持し、１２℃／ｈで５２０℃に冷却した後、強制空気を用いて約３００℃／ｈの平均速度で５００℃から２５０℃の温度範囲に急冷。

この合金は、合金の押出圧力の変化に影響されやすい複雑な中空形状に用いられる。実規模の押出試験から、均質化作業Ｈ３と比べて作業Ｈ４の生産性が約３０％向上したことが示された。

実施例３
表１の合金３に、異なる２通りの均質化処理を施した。
実施例１に記載したＨ１
Ｈ５：５８５℃に急速加熱し、この温度で１０時間保持し、１０℃／ｈで５３５℃に冷却した後、強制空気を用いて約４００℃／ｈの平均速度で５００℃から２５０℃の温度範囲に急冷。

合金の押出ビレットを実験用押出プレスで押し出し、押出圧力を測定すると、手順Ｈ５で均質化した材料では、Ｈ１と比べて約３％小さかった。

ここでも、圧力の３％の低下はわずかに思われるかもしれないが、この実施例のような高合金では、押出プレスの加速時間が問題となる場合がある。加速時間は、押出圧力に強く依存する。臨界形状では、押出圧力の３％の低下が、生産性を１０％以上向上させる可能性がある。

上述の実施例で実現された押出圧力と押出性の改善は、新たな手順による非硬化元素の溶質濃度低下に関連すると考えられる。Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ（−Ｃｕ）合金の溶質濃度を測定することは難しい。そのような測定は、非硬化元素によって形成される粒子の体積分率を測定することで間接的に行われる。

実施例４
表１の合金１は、５９５℃及び５７５℃で一定時間にわたって均質化し、この温度から水焼入れした。得られた微細構造を光学顕微鏡で自動画像解析すると、非硬化粒子の体積分率が、５９５℃での均質化後の約０．６５％から、５７５℃での均質化後の約０．８０％に増加し、低めの温度で均質化した後に、溶液中の非硬化粒子が大幅な低下を示すことがわかる。

導電率と熱伝導率
上述の方法によって固溶体から非硬化元素を取り除くことの興味深い副作用は、合金の伝導率が上昇することである。これは、母線のような導体に用いられる合金に特に有用である。熱伝導率は、固溶体中の非硬化元素の含有量によっても影響され、本方法は、ヒートシンクのような製品で熱伝導率を最適化するのに有用である。

鋳造施設でその方法を実施する実用的な方法
Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ（−Ｃｕ）系の押出ビレットは通常、鋳造施設で均質化されてから、押出工場に運ばれる。一般に、バッチ式均質炉及び連続式均質炉の２種類の均質炉がある。

バッチ式均質炉
バッチ式均質炉での均質化の一般的な手順は、大量のビレットを炉室に投入し、次いで、ビレットを所望の均質化温度に加熱し、炉室で所望の時間にわたってビレットをこの温度に保持するというものである。保持時間経過後、炉で処理したビレットを炉室から取り出して冷却する。冷却は通常、冷却室で行い、そこでバッチを強制空気で急冷する。

大規模な鋳造施設では、炉室及び冷却室を複数備えることがある。炉室での加熱および保持工程には、冷却室での冷却よりも時間がかかるため、大規模な鋳造施設では炉室の数が冷却室の数より多い場合がある。

本発明では、バッチ式均質化の段取り、すなわち炉室及び冷却室の作業は、以下のようないくつかの実際的な方法で行うことができるが、これらに限定されない。

１−炉室で温度Ｔ_１から温度Ｔ_２に冷却し、次いで、バッチを冷却室に移す。

２−バッチをＴ_１の炉室から取り出し、炉室の外で温度Ｔ_２に冷却し、次いで、バッチを冷却室に移す。

３−バッチをＴ_１の炉室から冷却室に移し、冷却室で遅い速度で温度Ｔ_２に冷却し、次いで、冷却室で冷却速度を上げる。

４−バッチをＴ_１の炉室から温度Ｔ_２の第２炉室に移し、これを第２炉室で所望の時間にわたって保持し、次いで、バッチを冷却室に移す。

５−何らかの方法で、バッチを温度Ｔ_１から、Ｔ_２より低い温度Ｔ_３に冷却し、次いで、炉室で温度Ｔ_２に再加熱し、最後にバッチを冷却室に移す。

連続式均質炉
連続式均質炉は通常、加熱領域、保持領域、冷却領域の３つの部分に分けられる。押出インゴットの素材はそれぞれ、炉の領域を通って移動される。図３は連続式均質炉の概略図である。通常のレイアウトでは、加熱領域及び保持領域は同じ部屋にあり、加熱領域には十分な加熱能力を、保持領域には金属温度を所望の温度に保つ十分なヒータを備える。冷却領域は通常、別の部屋にあり、素材は保持領域の最終部に到達すると、保持領域から冷却領域に運ばれる。

本発明を利用する連続式均質炉の作業方法には、少なくとも２つの実際的なアプローチがある。これらの方法は、既存の炉のデザインによっては、均質炉の変更が必要となる場合がある。

１−冷却領域で最初に徐冷する。大部分の冷却室は、押出素材を急速に空冷するよう設計されている。最初の徐冷には、冷却領域の最初の区域に空気流がほとんど又はまったくなく、冷却領域の最終の区域には高空気流があるように、冷却領域を変更する必要があるだろう。これには、冷却領域の２つの区域の間に空気流を仕切る弁の設置が必要となる。そのような解決策の主な欠点は、急冷領域の長さが短くなるために、均質炉で押出素材のスループットが遅くなることである。これは、従来の冷却領域の最終部に追加の冷却装置、例えば水焼入装置を設置することで解決できる。

２−冷却領域に押出素材を移動させる代わりに、素材を専用の保持ステーションに移動させるのが現実的かもしれない。もっとも簡単なデザインでは、これは、次に冷却領域に移動させる前に、ビレットを所望の温度まで徐冷できるような、単なる屋外保管場所であってもよい。空気による冷却速度はビレットの直径に依存するため、屋外保管場所は、ビレット直径が大きい場合にはより有用であろうし、ビレット直径が小さければあまり有用ではないであろう。より高度なデザインは、制御された冷却のオプションと、場合によっては加熱のオプションも備える個別の保持室で構成してもよい。保持ステーションを設ける解決策の主な欠点は、そうしたステーションのデザイン、建設、設置にかかる費用、および鋳造施設で保持ステーションが占める追加のスペースである。

３−押出素材の徐冷のために保持領域を使用することができる。押出素材を加熱領域で温度Ｔ_１に上げる一方、保持領域の温度は低めの温度Ｔ_２に設定する。次いで、押出素材は保持領域を移動しながら徐々に温度Ｔ_２に近づく。通常、加熱領域と保持領域との間に特定の空気流がある。加熱領域から暖かい空気が流れてくると、保持領域で所望の温度Ｔ_２に到達しにくくなる可能性がある。したがって、加熱領域と保持領域との間の空気流のために弁またはその他の障害物を設置する必要がある場合がある。そのような変更の必要性は、問題となる連続式均質炉のデザイン、Ｔ_１とＴ_２との温度差と、ビレット直径とによって決まる。

Ｔ_１とＴ_２との温度差が大きい場合、および／またはビレット直径が大きい場合、保持領域の冷却能力の改善が必要となる場合がある。保持領域で温度Ｔ_２の空気流量を上昇させるか、または、保持領域の開始部分で周囲空気を用いて冷却する送風機を設置することにより冷却能力を向上させることができる。周囲空気により冷却することで、押出素材を温度Ｔ_２に急冷でき、そうすると、保持領域における個々の押出素材の温度−時間プロファイルが、Ｔ_１からＴ_２への冷却ステップよりむしろ、Ｔ_２での保持ステップの特徴を有するようになる。周囲空気による冷却により、素材をＴ_２より低い温度Ｔ_３に冷却してから、保持領域の最終部に達する前に、Ｔ_２に再加熱することが可能となる。

押出素材を温度Ｔ_２に冷却するのに保持領域を用いる方法の主な欠点は、温度Ｔ_１の時間が非常に短くなることである。この均質化法の目的のうちの２つは、Ｆｅ系粒子のタイプ及び一次構造をβ−ＡｌＦｅＳｉ系からα−ＡｌＦｅＳｉ系に変化させることと、α−ＡｌＦｅＳｉ粒子の高い球状化率を得ることとである。これらのプロセスのいずれも、均質化温度を高くし均質化時間を長くすることにより促進される。加熱領域で押出素材を温度Ｔ_１に加熱してからＴ_２に冷却するだけで、β−ＡｌＦｅＳｉからα−ＡｌＦｅＳｉへの粒子変換率が不十分に低下し、さらに球状化率が不十分に小さくなる可能性がある。これは、温度Ｔ_１を当技術分野で一般的な温度よりも高い値に設定することで釣り合いを取ることができる。当技術分野では多くの合金で一般に５７０〜５８５℃の範囲の温度Ｔ_１が用いられている。実験から、５９５℃で１５分保持した後のβ−ＡｌＦｅＳｉからα−ＡｌＦｅＳｉへの粒子変換率および球状化率が、５７５℃で２時間１５分保持した後に匹敵することが示されている。したがって、Ｔ_１をそのような温度設定値にすることで、押出素材が保持領域で低めの温度Ｔ_２に冷却されても、球状化率は通常の範囲内になる。

新型連続式均質炉の試用について、本発明では、標準的な加熱領域、保持領域、冷却領域の構成以外のデザインが求められる場合がある。図４は、上述の３の説明に従った適用デザインの簡単な概略図である。加熱領域は、従来のデザインと同じように保持領域につながり、その移行部は点線で表されている。加熱領域の最終部には、中間冷却領域への移行前に、実線で表した熱障壁がある。中間冷却領域は、所望の範囲内で温度を調節するために周囲空気の送風機とヒータとを備えてもよい。中間冷却領域の最終部では、押出ビレットは温度Ｔ_２を有し、押出ビレットは従来の方法で冷却室に運ばれ、強制空気で急冷される。

押出インゴットを鋳造する間、溶質を多く含む部分がビレット表面付近に形成される。この部分は、逆偏析部、すなわちＩＳＺと呼ばれ、平均の厚さが通常、５０〜２００μｍであるが、鋳造技術、合金組成、ビレット直径のような要因に応じてそれより薄く、または厚くなる場合がある。この部分に溶質が多いと、ＩＳＺでは押出インゴットの残りの部分より融点が、より正確には固相線温度が低くなる。このため、ＩＳＺの部分溶解により、ビレット表面に望ましくない欠陥と、ＩＳＺに微細構造変化とが生じる可能性があることから、均質炉における温度Ｔ_１の最大設定に実際的な制限がある。したがって、連続式均質炉の加熱領域でＴ_１を高く設定することにより、徐冷に保持領域を用いる利点を最大限に生かすために、ＩＳＺに多く含まれる溶質を最小限に抑えるように製造された押出インゴットを使用することが望ましい。そのような特徴を持つ押出インゴットを製造する鋳造技術が近年開発されている（Ｂ．Ａ．Ｈｅｇｇｓｅｔｅｔａｌ：米国特許第出願２００６／０２１９３７８号明細書）。ＬＰＣ鋳造として知られるこの鋳造技術を用いて、図６に示されるように、ＩＳＺで部分溶解反応を生じることなく、低Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金について少なくとも６１０℃の均質化温度Ｔ_１を用いることができることが証明されている。

Claims

Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ（−Ｃｕ）押出用合金を製造する方法であって、
該押出用合金は、最初に押出ビレットに鋳造されており、
０．２０〜１．５０質量％のＳｉと、
０．２５〜１．５０質量％のＭｇと、
０．０５〜０．５０質量％のＦｅと、
０．００〜１．００質量％のＣｕと、
０．００〜１．００質量％のＭｎと、
０．００〜０．５０質量％のＣｒと、
０．００〜０．５０質量％のＺｎと、
０．００〜０．２０質量％のＴｉと、
随伴不純物及び残部にＡｌと
からなり、
前記押出ビレットを、５２０〜６２０℃の均質化温度Ｔ₁に加熱し、前記均質化温度Ｔ₁ で保持し、その後で、前記押出ビレットを前記均質化温度Ｔ₁から温度Ｔ₂に冷却、またはＴ₂より低い温度Ｔ₃に冷却し、次いでＴ₂に再加熱してから、１５０℃／ｈ以上の速度で冷却を開始し、前記温度Ｔ₂が前記均質化温度Ｔ₁より少なくとも１０℃低く、前記温度Ｔ ₂ が５０５℃より高く、前記均質化温度Ｔ₁から、前記温度Ｔ₂で始まる１５０℃／ｈ以上の速度での冷却開始までの時間が最短３０分、最長２０時間である方法。
前記温度Ｔ₂が、硬化元素Ｓｉ、Ｍｇ、およびＣｕに関して、前記押出用合金のソルバス温度未満であることを特徴とする、請求項１に記載の方法。
前記ビレットが、前記均質化温度Ｔ₁から前記温度Ｔ₂に単調に冷却されることを特徴とする、請求項１または２に記載の方法。
前記温度Ｔ₂で最長２０時間の保持時間が適用されることを特徴とする、請求項１または２に記載の方法。
前記均質化温度Ｔ₁から、前記温度Ｔ₂後の急冷開始までの平均中間冷却速度が、１５０℃／ｈ未満であるが、４℃／ｈ超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方法。
前記平均中間冷却速度を得る中間冷却シーケンスが
− 前記温度Ｔ₂への連続冷却
− 前記温度Ｔ₂への段階的冷却
− 前記温度Ｔ₂への急冷と、その後の前記温度Ｔ₂での保持
− 前記温度Ｔ₂より低い前記温度Ｔ₃への冷却と、その後の前記温度Ｔ₂への再加熱
であることを特徴とする、請求項５に記載の方法。
前記合金の組成が、
Ｓｉ：０．３０〜０．６質量％
Ｆｅ：０．１０〜０．３０質量％
Ｍｇ：０．３５〜０．６質量％
の範囲内にあり、かつ、以下の元素を以下の最大濃度
Ｃｕ：０．１０質量％
Ｍｎ：０．１０質量％
Ｃｒ：０．０５質量％
Ｚｎ：０．１５質量％
Ｔｉ：０．１０質量％
以内で含むことを特徴とする、請求項１〜６のいずれか一項に記載の方法。
前記合金の組成が、
Ｓｉ：０．２０〜０．６質量％
Ｍｇ：０．４５〜０．９質量％
の範囲内にあり、かつ、以下の元素を以下の最大濃度
Ｆｅ：０．３５質量％
Ｃｕ：０．１０質量％
Ｍｎ：０．１０質量％
Ｃｒ：０．１０質量％
Ｚｎ：０．１０質量％
Ｔｉ：０．１０質量％
以内で含むことを特徴とする、請求項１〜６のいずれか一項に記載の方法。
前記合金の組成が、
Ｓｉ：０．５０〜０．９質量％
Ｍｇ：０．４０〜０．７質量％
の範囲内にあり、かつ、以下の元素を以下の最大濃度
Ｆｅ：０．３５質量％
Ｃｕ：０．３０質量％
Ｍｎ：０．５０質量％
Ｃｒ：０．３０質量％
Ｚｎ：０．２０質量％
Ｔｉ：０．１０質量％
以内で含むことを特徴とする、請求項１〜６のいずれか一項に記載の方法。
前記合金の組成が、
Ｓｉ：０．４０〜０．８質量％
Ｃｕ：０．１５〜０．４０質量％
Ｍｇ：０．８〜１．２質量％
Ｃｒ：０．０４〜０．３５質量％
の範囲内にあり、かつ、以下の元素を以下の最大濃度
Ｆｅ：０．７質量％
Ｍｎ：０．１５質量％
Ｚｎ：０．２５質量％
Ｔｉ：０．１５質量％
以内で含むことを特徴とする、請求項１〜６のいずれか一項に記載の方法。
前記合金の組成が、
Ｓｉ：０．７〜１．３質量％
Ｍｎ：０．４０〜１．０質量％
Ｍｇ：０．６〜１．２質量％
の範囲内にあり、かつ、以下の元素を以下の最大濃度
Ｆｅ：０．５０質量％
Ｃｕ：０．１０質量％
Ｃｒ：０．２５質量％
Ｚｎ：０．２０質量％
Ｔｉ：０．１０質量％
以内で含むことを特徴とする、請求項１〜６のいずれか一項に記載の方法。
加熱室と冷却室とを含み請求項１〜１１のいずれか一項に記載の方法を促進するバッチ式の設備であって、
加熱および保持のための炉に、前記押出ビレットを前記温度Ｔ₂または前記温度Ｔ₃に冷却し、次いで前記温度Ｔ₂に再加熱するための手段が設けられていることを特徴とする設備。
加熱室と冷却室とを含み請求項１〜１１のいずれか一項に記載の方法を促進するバッチ式の設備であって、
前記均質化温度Ｔ₁から前記温度Ｔ₂に冷却するための中間冷却ステーションが設けられていることを特徴とする設備。
加熱室または加熱領域と、保持領域と、冷却領域とを含み請求項１〜１１のいずれか一項に記載の方法を促進する連続式の設備であって、
前記加熱領域と前記保持領域との間の空気の流れが制限または遮断されていることを特徴とする設備。
加熱室または加熱領域と、保持領域と、冷却領域とを含み請求項１〜１１のいずれか一項に記載の方法を促進する連続式の設備であって、
周囲空気を前記保持領域に送り込み、前記押出ビレットを前記均質化温度Ｔ₁から前記温度Ｔ₂に冷却する手段が設けられていることを特徴とする設備。
請求項１〜１１のいずれか一項に記載の方法を促進する連続式の設備であって、
加熱領域と、保持領域と、中間冷却領域と、冷却領域とから成ることを特徴とする設備。