焼鈍と焼入れ・時効は、アルミニウム合金の基本的な熱処理の種類です。焼鈍は軟化処理であり、合金の組成と組織を均一かつ安定させ、加工硬化を除去し、合金の可塑性を回復させることを目的としています。焼入れ・時効は強化熱処理であり、合金の強度を向上させることを目的としており、主に熱処理によって強化できるアルミニウム合金に用いられます。
1 アニーリング
さまざまな生産要件に応じて、アルミニウム合金の焼鈍は、インゴット均質化焼鈍、ビレット焼鈍、中間焼鈍、完成品焼鈍などいくつかの形式に分けられます。
1.1 インゴット均質化焼鈍
急速な凝縮と非平衡結晶化の条件下では、インゴットは不均一な組成と組織を有し、大きな内部応力を帯びることになります。この状況を改善し、インゴットの熱間加工性を向上させるために、一般的に均質化焼鈍処理が必要となります。
原子拡散を促進するため、均質化焼鈍温度は高めに設定する必要がありますが、合金の低融点である共晶融点を超えてはなりません。一般的に、均質化焼鈍温度は融点より5～40℃低く、焼鈍時間は12～24時間程度です。
1.2 ビレットの焼鈍
ビレット焼鈍とは、加圧加工時の最初の冷間変形前の焼鈍処理を指します。その目的は、ビレットにバランスの取れた組織を与え、最大の塑性変形能力を持たせることです。例えば、熱間圧延アルミニウム合金スラブの圧延終了温度は280～330℃です。室温で急冷した後、加工硬化現象を完全に除去することはできません。特に、熱処理された強化アルミニウム合金の場合、急冷後、再結晶過程が終了しておらず、過飽和固溶体が完全に分解されておらず、加工硬化および焼入れ効果の一部が依然として保持されています。焼鈍なしに直接冷間圧延することは困難であるため、ビレット焼鈍が必要です。LF3などの非熱処理強化アルミニウム合金の場合、焼鈍温度は370～470℃で、1.5～2.5時間保温した後、空冷します。冷間引抜管加工におけるビレットおよび焼鈍温度は、適切に高めに設定する必要があり、上限温度は任意に選択できます。LY11やLY12など、熱処理によって強化できるアルミニウム合金の場合、ビレットの焼鈍温度は390～450℃で、この温度で1～3時間保持した後、炉内で30℃/h以下の冷却速度で270℃以下まで冷却し、その後空冷して炉外へ排出します。
1.3 中間焼鈍
中間焼鈍とは、冷間加工工程の間に行う焼鈍処理のことであり、加工硬化を除去して冷間加工の継続を容易にすることを目的としています。一般的に、材料が焼鈍処理を受けた後、45～85%の冷間変形を受けた後は、中間焼鈍処理を行わずに冷間加工を継続することは困難です。
中間焼鈍の工程体系は、基本的にビレット焼鈍と同じです。冷間変形量の要求に応じて、中間焼鈍は3種類に分けられます。完全焼鈍（総変形量ε≈60～70%）、単純焼鈍（ε≤50%）、軽焼鈍（ε≈30～40%）です。最初の2つの焼鈍体系はビレット焼鈍と同じで、後者は320～350℃で1.5～2時間加熱した後、空冷します。
1.4. 完成品の焼鈍
完成品の焼鈍しは、製品の技術的条件の要件に従って材料に特定の組織的および機械的特性を与える最終的な熱処理です。
完成品の焼鈍処理は、高温焼鈍（軟質製品の製造）と低温焼鈍（様々な状態の半硬質製品の製造）に分けられます。高温焼鈍処理では、完全な再結晶組織と良好な塑性が得られるようにする必要があります。材料が良好な組織と性能を得ることを保証するために、保持時間は長すぎないようにする必要があります。熱処理によって強化できるアルミニウム合金の場合、空冷焼入れ効果を防止するために、冷却速度を厳密に制御する必要があります。
低温焼鈍処理には、応力除去焼鈍処理と部分軟化焼鈍処理があり、主に純アルミニウムおよび非熱処理強化アルミニウム合金に用いられます。低温焼鈍処理システムの策定は非常に複雑な作業であり、焼鈍温度と保持時間を考慮するだけでなく、不純物の影響、合金化度、冷間変形、中間焼鈍温度、熱間変形温度も考慮する必要があります。低温焼鈍処理システムを策定するには、焼鈍温度と機械的特性の変化曲線を測定し、技術条件に規定された性能指標に基づいて焼鈍温度範囲を決定する必要があります。
2 焼入れ
アルミニウム合金の焼入れは溶体化処理とも呼ばれ、高温加熱により金属中の合金元素を可能な限り第 2 相として固溶体に溶解し、その後急速に冷却して第 2 相の析出を抑制し、過飽和のアルミニウムベースの α 固溶体を得て、次の時効処理に備える処理です。
過飽和α固溶体を得るための前提は、温度上昇とともに合金中の第二相のアルミニウムへの溶解度が大幅に増加することであり、そうでなければ固溶体処理の目的を達成できない。アルミニウム中のほとんどの合金元素は、この特性を持つ共晶状態図を形成することができる。Al-Cu合金を例にとると、共晶温度は548℃であり、アルミニウムへの銅の常温溶解度は0.1％未満である。548℃に加熱すると、その溶解度は5.6％に増加する。したがって、5.6％未満の銅を含むAl-Cu合金は、加熱温度がその溶解線を超えるとα単相領域に入り、つまり第二相CuAl2がマトリックスに完全に溶解し、急冷後に単一の過飽和α固溶体を得ることができる。
焼入れは、アルミニウム合金にとって最も重要かつ最も要求の厳しい熱処理工程です。適切な焼入れ加熱温度を選択し、十分な焼入れ冷却速度を確保するとともに、炉温を厳密に制御し、焼入れ変形を低減することが鍵となります。
焼入れ温度の選定原則は、アルミニウム合金が過度に燃焼したり、結晶粒が過度に成長したりしないようにしながら、焼入れ加熱温度を可能な限り高くし、α固溶体の過飽和度を高め、時効処理後の強度を向上させることです。一般的に、アルミニウム合金加熱炉では、炉内温度制御精度は±3℃以内とすることが求められ、炉内空気は強制循環させることで炉内温度の均一性を確保しています。
アルミニウム合金の過燃焼は、二元系または多元系共晶などの低融点成分が金属内部で部分的に溶融することによって発生します。過燃焼は機械的性質の低下を引き起こすだけでなく、合金の耐食性にも重大な影響を与えます。そのため、アルミニウム合金は一度過燃焼すると除去できず、廃棄する必要があります。アルミニウム合金の実際の過燃焼温度は、主に合金組成と不純物含有量によって決まり、合金の加工状態にも関係しています。塑性加工を施した製品の過燃焼温度は、鋳物よりも高くなります。塑性加工が大きいほど、加熱時に非平衡な低融点成分がマトリックスに溶解しやすくなるため、実際の過燃焼温度は高くなります。
アルミニウム合金の焼入れ時の冷却速度は、合金の時効強化能と耐食性に大きな影響を与えます。LY12およびLC4の焼入れ工程では、特に290～420℃の温度感受性領域において、α固溶体が分解しないようにする必要があり、十分な冷却速度が必要です。通常、冷却速度は50℃/s以上と規定されており、LC4合金の場合は170℃/s以上である必要があります。
アルミニウム合金の焼入れ媒体として最も一般的に使用されるのは水です。生産現場では、焼入れ時の冷却速度が速いほど、焼入れ材またはワークピースの残留応力と残留変形が大きくなることが分かっています。そのため、形状が単純で小型のワークピースの場合、水温はやや低くても構いません。一般的には10～30℃ですが、40℃を超えてはなりません。形状が複雑で肉厚差が大きいワークピースの場合、焼入れ変形や割れを低減するために、水温を80℃まで上げることもあります。ただし、焼入れ槽の水温が上昇すると、材料の強度と耐食性もそれに応じて低下することに注意してください。
3. 老化
3.1 高齢化に伴う組織変革とパフォーマンスの変化
焼入れによって得られる過飽和α固溶体は不安定な構造であり、加熱すると分解して平衡構造に転移します。Al-4Cu合金を例にとると、その平衡構造はα+CuAl2（θ相）です。焼入れ後の単相過飽和α固溶体を加熱して時効処理すると、温度が十分に高ければθ相が直接析出します。そうでない場合は段階的に行われ、いくつかの中間遷移段階を経て、最終的な平衡相CuAl2に達します。下の図は、Al-Cu合金の時効処理における各析出段階の結晶構造特性を示しています。図aは、焼入れ状態の結晶格子構造です。このとき、単相α過飽和固溶体であり、銅原子（黒点）はアルミニウム（白点）マトリックス格子中に均一かつランダムに分布しています。図b。図は、析出初期の格子構造を示しています。銅原子はマトリックス格子の特定の領域に集中し始め、GP領域と呼ばれるGuinier-Preston領域を形成します。GP領域は非常に小さく、円盤状で、直径は約5〜10μm、厚さは0.4〜0.6nmです。マトリックス内のGPゾーンの数は非常に多く、分布密度は10¹⁷〜10¹⁸cm-³に達することがあります。GPゾーンの結晶構造はマトリックスと同じであり、どちらも面心立方であり、マトリックスとの整合性のある界面を維持しています。ただし、銅原子のサイズはアルミニウム原子のサイズよりも小さいため、銅原子の濃縮により、その領域付近の結晶格子が収縮し、格子歪みが発生します。
Al-Cu合金の経時変化の模式図
図 a. 急冷状態、単相α固溶体、銅原子（黒い点）が均一に分布している。
図 b. 老化の初期段階では GP ゾーンが形成されます。
図c. 老化の後期段階では、半コヒーレントな遷移相が形成されます。
図d. 高温時効、非整合平衡相の析出
GPゾーンは、アルミニウム合金の時効過程で最初に現れる前析出生成物です。時効時間を延長すると、特に時効温度を上げると、他の中間遷移相も形成されます。Al-4Cu合金では、GPゾーンの後にθ”相とθ’相があり、最終的に平衡相CuAl2に達します。θ”とθ’はどちらもθ相の遷移相であり、結晶構造は正方格子ですが、格子定数が異なります。θのサイズはGPゾーンよりも大きく、依然として円盤状で、直径は約15〜40nm、厚さは0.8〜2.0nmです。マトリックスとの整合性のある界面を維持し続けますが、格子歪みの程度はより激しくなります。 θ”相からθ'相へ遷移する際、サイズは20～600nmに成長し、厚さは10～15nmとなり、整合界面も部分的に破壊され、図cに示すように半整合界面となる。時効析出の最終生成物は平衡相θ（CuAl2）であり、この時点で整合界面は完全に破壊され、図dに示すように非整合界面となる。
上記の状況を踏まえると、Al-Cu合金の時効析出順序は、αs→α+GPゾーン→α+θ”→α+θ'→α+θとなる。時効組織の段階は、合金組成と時効仕様によって異なり、同じ状態の時効組織が複数存在する場合が多い。時効温度が高いほど、平衡組織に近づく。
時効処理中にマトリックスから析出したGPゾーンと遷移相は、サイズが小さく、分散性が高く、変形しにくい性質を持っています。同時に、マトリックスに格子歪みを引き起こし、応力場を形成します。これは転位の運動を著しく阻害する効果があり、合金の塑性変形抵抗を高め、強度と硬度を向上させます。この時効硬化現象は析出硬化と呼ばれます。下の図は、Al-4Cu合金の焼入れおよび時効処理中の硬度変化を曲線で示しています。図中のステージIは、合金の元の状態の硬度を表しています。熱間加工履歴の違いにより、元の状態の硬度は変化しますが、一般的にはHV=30～80です。 500℃で加熱後、急冷（ステージII）すると、すべての銅原子がマトリックスに溶解し、HV=60の単相過飽和α固溶体を形成します。これは、焼鈍状態（HV=30）の硬度の2倍になります。これは固溶強化の結果です。急冷後、室温に置かれると、GPゾーンが連続的に形成され、合金の硬度が継続的に増加します（ステージIII）。この室温での時効硬化プロセスは、自然時効と呼ばれます。
I—元の状態。
II—固溶体状態;
III—自然老化（GPゾーン）
IVa—150〜200℃での回帰処理（GPゾーンで再溶解）
IVb—人工時効（θ”+θ'相）
V—過時効（θ”+θ'相）
ステージIVでは、合金を150℃に加熱して時効処理を行い、自然時効よりも硬化効果が顕著になります。このとき、析出物は主にθ”相であり、Al-Cu合金の中で最も強化効果が高いです。時効温度をさらに上昇させると、析出相はθ”相からθ'相に転移し、硬化効果が弱まり、硬度が低下してステージVに入ります。人工的な加熱を必要とする時効処理はすべて人工時効と呼ばれ、ステージIVとステージVはこのカテゴリーに属します。硬度が時効後に合金が到達できる最大硬度値（つまり、ステージIVb）に達する場合、この時効はピーク時効と呼ばれます。ピーク硬度値に達しない場合は、アンダーエージングまたは不完全な人工時効と呼ばれます。ピーク値を超えて硬度が低下する場合は、オーバーエージングと呼ばれます。安定化時効処理もオーバーエージングに属します。自然時効中に形成されるGPゾーンは非常に不安定です。例えば200℃程度の高温に急速加熱し、短時間保温すると、GPゾーンはα固溶体へと溶解し戻ってしまいます。θ”相やθ'相などの他の遷移相が析出する前に急速冷却（焼入れ）すれば、合金は元の焼入れ状態に戻ることができます。この現象は「回帰」と呼ばれ、図のステージIVaに点線で示されている硬度の低下です。回帰したアルミニウム合金は、依然として同等の時効硬化能を有しています。
時効硬化は熱処理可能なアルミニウム合金開発の基礎であり、その時効硬化能力は合金組成と熱処理システムに直接関係しています。Al-SiおよびAl-Mn二元合金は、時効過程で平衡相が直接析出するため、析出硬化効果がなく、熱処理不可能なアルミニウム合金です。Al-Mg合金はGPゾーンと遷移相β'を形成できますが、高マグネシウム合金においてのみ一定の析出硬化能力を有します。Al-Cu、Al-Cu-Mg、Al-Mg-Si、Al-Zn-Mg-Cu合金は、GPゾーンと遷移相において強い析出硬化能力を有し、現在、熱処理可能で強化可能な主要な合金系となっています。
3.2 自然な老化
一般的に、熱処理によって強化できるアルミニウム合金は、焼入れ後に自然時効効果を呈します。自然時効による強化はGPゾーンによって生じます。自然時効はAl-Cu合金やAl-Cu-Mg合金で広く用いられています。Al-Zn-Mg-Cu合金の自然時効は長すぎて、安定状態に達するまでに数ヶ月かかる場合が多いため、自然時効システムは採用されていません。
人工時効処理と比較すると、自然時効処理後の合金の降伏強度は低くなりますが、塑性と靭性は向上し、耐食性も向上します。Al-Zn-Mg-Cu系超硬質アルミニウムの場合は状況が若干異なります。人工時効処理後の耐食性は、自然時効処理後の耐食性よりも優れている場合が多くあります。
3.3 人工老化
人工時効処理を施すことで、アルミニウム合金は多くの場合、最高の降伏強度（主に遷移相強化）と優れた組織安定性を得ることができます。超硬質アルミニウム、鍛造アルミニウム、鋳造アルミニウムは主に人工時効処理が施されています。時効温度と時効時間は合金特性に重要な影響を与えます。時効温度は通常120～190℃で、時効時間は24時間を超えません。
アルミニウム合金は、一段の人工時効処理に加え、段階的人工時効処理システムも採用できます。段階的人工時効処理とは、異なる温度で2回以上の加熱処理を行うことです。例えば、LC4合金は115～125℃で2～4時間、その後160～170℃で3～5時間、時効処理を施すことができます。段階的時効処理は、処理時間を大幅に短縮するだけでなく、Al-Zn-Mg合金およびAl-Zn-Mg-Cu合金の微細組織を改善し、機械的特性を基本的に低下させることなく、耐応力腐食性、疲労強度、破壊靭性を大幅に向上させます。
投稿日時: 2025年3月6日
