熱処理後のアルミニウム-マグネシウム鋳造合金の構造と特性
Structure
Mg含有量の異なるAl-Mg合金のas-received状態での代表結晶粒組織を図1に示した。 両試料とも類似の等軸樹枝状構造を特徴としていることが明らかである。 ロゼット状の初晶Alに加え、非平衡凝固の結果、デンドライト間領域にβ相が分布していることがわかる。 As-received状態の材料の精密な相同定を行うために、2種類のエッチャントを用いて、微細構造を明らかにした。 アルミニウム合金のエッチングによく使われるケラー試薬（図2a）では、結晶粒界の二次析出物は確認できるが、構造成分の明確な識別はできない。 Weck試薬の適用により、その濃淡で個々の析出物を識別することができる。 従って、受入時の組織は、α-Al（明るい母相）、Al3Mg2（暗い析出物）、粒界付近に形成されるMg2Si（灰色の析出物）の3相から構成されていると言える（図2b）。 このような主相の存在は、これまでの研究でも確認されている。 析出処理は樹枝状構造を消失させ、粒径とその形態に大きな影響を及ぼさない（図3）。 このことから、過飽和固溶体から析出する析出処理過程において、硬化性の二次相β′-Al3Mg2が析出し、合金のマトリックス中に均一に分散していることがわかる。 この効果は、Starink と Zahra によって広く研究されている。 図 4a, b は、熱分析後の EN AC 51300 合金の微細構造を示している。 図 4a, b は熱分析後の EN AC 51300 合金の組織を示しており、熱分析後のデンドライトアーム間隔 (DAS) と粒径が、受入状態や熱処理状態に比べて大きくなっていることが分かります。 また、二次相の大部分は結晶粒界に存在し、明るい析出物として確認することができる。 また，冷却速度の増加により，両合金とも結晶粒径が減少していることも言及されるべきである。 線交法による粒度測定の結果を表2に示す。 また、EN AC 51300 合金中のマグネシウム量が多いほど、熱分析後の結晶粒径が小さくなると結論付けることができる。 この現象は、Mgを5%程度含む合金の初晶の核形成が早いためであると考えられる
a EN AC 51100, b EN AC 51300合金の偏光観察による鋳造ままの微細構造
EN AC 51100の鋳造ままの微細構造 aはKeller試薬でエッチング、bはWeck試薬でエッチング（明視野）
a明視野（Keller試薬）、b偏光（Barker試薬）下で観察した析出処理後のAlMg3合金の微細構造
EN AC 51300合金の冷却速度a 0.5℃ s-1, b 0.の熱分析後の代表的微細形状を示したもの。9 ℃ s-1
熱分析
Al合金の凝固経路を分析する前に注意しなければならないことは鋳造状態での相の数は平衡状態での数より多くても非平衡であるということである。 しかし、凝固反応の順序は、一般に、対応する相図と一致する。
Mg2Si相は検討されたアルミニウム合金の特性を広く左右するので、その解釈は比較的簡単で文献的に十分詳細に扱われているAl-Mg-Si相図から始める必要があります。 Al-Mg-Si系のアルミニウムコーナーでは、以下の相がアルミニウム固溶体と平衡状態にある。 Al3Mg2 と Mg2Si である。 Al3Mg2（Al8Mg5と表記されることもある）は格子定数a = 2.82-2.86 nmのFCC構造を持っている。 Mg2Si相は格子定数a=0.635-0.640の立方晶構造である。 Al-Mg-Mg2Si系に属する商用合金のほとんどでは、アルミニウムが主に凝固し、その後、二元共晶のいずれかが形成される。 Al3Mg2 相を含む二元および三元共晶は、非平衡条件下でのみ、市販の合金で凝固することができる。 Al3Mg2相は固相冷却時にアルミニウム固溶体から析出することで形成されるが、実際の非平衡条件下では、共晶反応の結果として凝固中にこの相が形成されることがある。 鋳造ままのAl-Si合金では、Mg2Si相は555℃での非平衡三元共晶の結果としてのみ発達し、その量は＜6362＞1 vol.％と少なく、光学顕微鏡での分類は困難である。 固体Alに対するMgとSiの相互溶解度は比較的弱いにもかかわらず、経時変化によるMg2Si相の準安定コヒーレントおよびセミコヒーレント修飾（ \beta^{{penta }} , \beta^{penta }} ）の形成により、大きな析出効果が期待できる。 最近の研究により、アルミニウムへのマグネシウムとシリコンの相互固溶量は温度に完全に依存することが示され、熱処理レジームの厳格な管理が必要であることがわかった。 3-4 %以上のMgを含むAl-Mg合金では、Alに対するSiの溶解度が低いため、Mg2Si相の二次析出物は形成されない。 図5には、調査したアルミニウム合金の熱分析結果を示したが、Mg2Si粒子はSiの溶解度が低いため、ほとんどすべてのSiが共晶粒子に結合している。 合金の熱特性に関するより詳細な情報は一次導関数曲線を用いて得られた。 金属反応の温度は表3にまとめられている。 結晶化過程で発生した熱変化の特徴点は、曲線の変曲点における接線と基線との交点、または式熱分析における直線部分の外挿によって得られた点として定義した。
a EN AC 51100, b EN AC 51300アルミニウム合金の0.で凝固した結晶化過程の特徴点を持つ代表冷却、結晶化、ベースカーブを示す。5 ℃ s-1
約629-641℃でアルミニウム粒が生成し凝固を開始する。 α-Alデンドライト核生成温度（T αDENNUC ）（点1）は、安定した一次デンドライトが融液から凝固し始める時点を表している。 このことは、冷却曲線の傾きで示され、一次導関数の変曲点によって決定される。 液相線温度は、この時点でゼロに等しい固体の割合の始まりを意味する。 明らかに、Al デンドライトの核生成は、合金中のマグネシウ ム含有量が少ないほど、より高い温度で起こる。すなわち、 EN AC 51100 の TαDENNUC は 641.3 ℃で、EN AC 51300 では 629.1 ℃にシフトしている。 このように、EN AC 51300 では、冷却速度の増加に伴い、デンドライト核生成温度が約 4℃上昇していることがわかります。 また、EN AC 51100では、冷却速度を上げても核生成温度は大きく変化しないことが分かります。 核生成温度の上昇は、凝固に先立って新しい結晶を形成させるため、成長の可能性が低い核が多くなることを意味し、効果的な結晶粒の微細化が期待できる。
結晶化曲線の次の特徴点は、それぞれ638.0および625.2℃で観測されている。 この事象は、α-Alデンドライトの最小（過冷却）温度（T αDENMIN ）（点2）であり、核となるデンドライトが、解放された融合潜熱が試験試料から除去した熱と釣り合う程度に成長した状態を定義している。 局所最小値としての T αDENMIN は，一次導関数がゼロ線（dT/dt = 0）を横切る点 で定義される． 冷却速度を上げても、T αDENMINに大きな変化はないことがわかります。 点3は、液体メルト中に生成されたαデンドライトがコヒーレントになる点（T αDENDCP ）である。 この点では、冷却曲線の2次微分がゼロ線と交差する（Fig.6）。 この点（T αDENDCP ）を過ぎると、融液温度は定常成長温度（T αDENG ）まで上昇する（点4）。 このTαDENGは、核生成開始（dT/dt = 0）に続く一次微分曲線（dT/dt = 0）の二次零点と一致する。 一次アルミニウム粒の形成後、Si濃度が十分であれば、544〜574℃の温度範囲で二元共晶Al＋Mg2Siが形成される（5点目）。 実際、冷却速度が速くなると、T_{{Chattext{E}}left( {{Chattext{Al} + {Chattext{Mg}}_{2}} {Chattext{Si}})}}はそれぞれ3℃と6℃減少していることが分かります。 点6はβ-Al3Mg2共晶核生成温度とβ相共晶成長に相当する。 このとき、β-Al3Mg2相は粒界に形成され始め、Mg3 %の合金では563.1℃、Mg5 %程度の合金では436.3℃で観察された。 また、冷却速度を上げると共晶核生成温度は約2℃低下し、T_{{Chentex{E}}left( {{Chentex{Al}} + {Chentex{Al}}_{3} {Chentex{Mg}}}} )温度は約8℃上昇した。 結晶化曲線上の最後の点（No.7）は固相線温度であり、EN AC 51100合金では520.1℃、EN AC 51300合金では416.7℃に観測された。 実際、冷却速度が増加すると、凝固範囲は両合金とも約9℃増加した。 このことは、晶析範囲の拡大はチクソキャスティング、レオキャスティング、チクソモールドなどのセミソリッドメタルキャスティング（SSM）に利点を与えるが、従来の鋳造におけるマクロ偏析、ホットテアリング、引け巣、ガスポロシティなどの鋳造欠陥の発生を増加させることを示す。
EN AC 51100合金をa 0で凝固した場合の代表的冷却・二次微分曲線とそれに伴う固相率曲線である。5 ℃ s-1, b 0.9 ℃ s-1、EN AC 51300合金はc 0.5 ℃ s-1, d 0.9 ℃ s-1で凝固
デンドライト凝固点は冷却曲線の2階微分で求めた（Fig.6）。 冷却速度の2次微分の最初の最小値をDCPと定義し、液体から液体-固体状態への移行を示す。 デンドライト凝集点温度とデンドライト凝集点固相率（f DCP）のMg量と冷却速度による変化を表4に示す． デンドライト凝固点の固形分率は、Mg含有量の増加とともに2.8%から3.7%に増加し、EN AC 51100では2.8%から4.1%に増加、EN AC 51300では冷却速度の増加とともに3.7%から8.4%に増加することがわかる。 両シリーズのアルミニウム合金において、冷却速度の増加により、デンドライト凝集点の温度がEN AC 51100では638.47から637.71℃に、EN AC 51300では626.51から623.81℃に減少したことが観察されます。 つまり、このコヒーレンシーパラメーターは、結晶粒の微細化によってデンドライトコヒーレンシー温度が低下し、デンドライトコヒーレンシーを遅らせることができることを示している。 DCPは流動性と直接的な相関があり、DCPを遅らせれば、より大きな流動性が得られると考えられる。 以上より、TDAによるDCP形成の検討では、冷却速度が高く、Mgの濃度が高いほど、デンドライトのコヒーレント化が遅くなることがわかった。
Mechanical properties
Table 5と6に示すEN AC 51100とEN AC 51300の硬さ測定結果に基づいて、TDAは、デンドライト凝集点温度（Tc)を低下させ、固相率（Tc)を上昇させた。 その結果，マグネシウム含有量の増加が合金の硬度に影響を及ぼし，固溶体硬化の結果であることがわかった。 本研究で得られた合金の熱処理に最も適した条件を見出すために、一連の実験が行われた。
硬さ測定から得たデータの解析からEN AC 51100合金が最も経年変化の可能性が高いと判断される。 温度580℃からの溶体化処理後に観察されるように、4時間の人工時効処理後でさえ、硬度の著しい増加が見られる。 さらに急冷時効を行うと、その後硬度はわずかに上昇し、12時間の人工時効後に材料は最高の硬度を示すようになります。 固溶化熱処理温度が低いと硬度はそれほど上昇しませんが、560℃からの急冷と12時間の時効処理で、以前と同様の結果を得られることが分かります。 EN AC 51300合金の析出処理では、硬度の増加はわずかであることが確認された。 これは、溶体化処理時間が短すぎて、Mg が合金のマトリックスに完全には固溶せず、その後、人工時効処理で固溶体から析出したためであると思われる。 表 6 に示すように、温度 560℃からの溶体化処理とそれに続く 160℃での 12 時間の時効処理は、鋳造ままの状態に比べて硬度が約 14%最も高くなることを意味する。
熱処理後の調査対象アルミニウム合金の延性と引張強さを特徴付けるために、静的引張試験を実施した。 先に行われた硬度測定は、最も有益な熱処理の種類を選択するために使用された。 EN AC 51100合金では、引張試験は580℃で急冷された試料で行われ、EN AC 51300合金では、急冷温度は560℃であった。 静的引張試験で得られた結果から，引張強度の増加が観察された(表 7)。 溶体化処理と時効時間の影響を図7に示す。 このように，引張強度の変化を示す人工時効特性は，先に得られた硬度測定値と比較される。 予想通り，最も高い引張強度を示したのはマグネシウムを 5 % 含有する合金であったが，最も高い時効性を示したのは EN AC 51100 合金であった。 12 時間の人工時効処理後の引張強さは，溶体化処理した試験片と比較して約 20%増加した。 また、人工時効処理中に材料の延性がわずかに低下することが示された。 表 8 は、EN AC 51300 合金の人工時効処理中、引張強さに大きな変化がないことも示しています。 これは、この合金の硬度のわずかな上昇しか観察されなかった硬度測定で得られた結果と比較することができます。 また、EN AC 51300合金の人工時効は、材料の延性に大きな変化を与えないことが分かります。
a EN AC 51100, b EN AC 51300合金の引張強さに及ぼす溶体化処理と時効の影響