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WO2005098065A1 - 熱伝導性に優れた熱処理用アルミニウム合金鋳造材及びその製造方法 - Google Patents

熱伝導性に優れた熱処理用アルミニウム合金鋳造材及びその製造方法 Download PDF

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WO2005098065A1
WO2005098065A1 PCT/JP2005/006639 JP2005006639W WO2005098065A1 WO 2005098065 A1 WO2005098065 A1 WO 2005098065A1 JP 2005006639 W JP2005006639 W JP 2005006639W WO 2005098065 A1 WO2005098065 A1 WO 2005098065A1
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aluminum alloy
mass
thermal conductivity
amount
less
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Hiroshi Horikawa
Sanji Kitaoka
Masahiko Shioda
Toshihiro Suzuki
Takahiko Watai
Hidetoshi Kawada
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Nippon Light Metal Co Ltd
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Nippon Light Metal Co Ltd
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/02—Alloys based on aluminium with silicon as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
    • C22F1/043—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys with silicon as the next major constituent

Definitions

  • the present invention relates to an aluminum alloy for heat treatment having excellent thermal conductivity and a method of manufacturing the same.
  • the present invention relates to an aluminum alloy composite material having high thermal conductivity and a method for producing the same.
  • the aluminum alloy composite material having a high thermal conductivity according to the present invention can be suitably used for a heat sink having a complicated shape or a heat sink having a thin portion in order to enhance heat dissipation.
  • the present invention relates to an aluminum alloy composite material having improved formability by adding Si, and at the same time, having improved thermal conductivity.
  • Aluminum alloy for heat conduction is a metal alloy for heat conduction.
  • Another object of the present invention is to provide a method for producing a strong aluminum alloy product.
  • the present invention proposes an aluminum alloy-made material according to claim 1, which contains 31: 5 to 10.0% by mass, Mg: 0.1 to 0.5% by mass, and the balance is A1 It is an aluminum alloy material with excellent thermal conductivity, which is made of unavoidable impurities and has been aged.
  • the above-mentioned aluminum alloy composite material includes
  • an aluminum alloy composite material having these compositions is an aluminum alloy composite material having both high heat conductivity and strength and excellent structural properties.
  • the aging treatment is performed at a temperature of 160 to 270 ° C.
  • the present invention according to claim 4 is also characterized in that before performing the aging treatment, the solution dipping treatment is performed by holding at 480 to 540 ° C for 1 to 10 hours, and thereafter, at 100 ° CZ seconds or more. It proposes quenching by cooling to a temperature below 100 ° C at a cooling rate.
  • the inventors of the present invention have conducted intensive studies to solve the above-mentioned problems.
  • the amount of Si dissolved in the mother phase of the Al—Si-based aluminum alloy material and the area of the crystallized material in the metal structure were determined. Influence on the thermal conductivity and strength of the material greatly.If both the S-dissolved amount and the area ratio of the crystallized material are optimized, the thermal conductivity is particularly excellent while having sufficient mechanical strength. It was also found that an aluminum alloy was obtained.
  • the content of Si: 6.0 to 8.0% by mass, the content of elements other than Si and A1 alone is 0.6% or less
  • the solid solution amount of Si in the phase is adjusted to 0.5 to 1.1% by mass, preferably 0.55 to: L 05% by mass, more preferably 0.6 to 1.0% by mass. 5 to 8%, preferably 5.5 to 7.5%, more preferably More preferably, the present invention provides an aluminum-palladium alloy material excellent in heat conductivity, characterized in that the content is adjusted to 6.0 to 7.0%.
  • the aluminum alloy solid is preferably made of an elemental force other than Si and A1 Mg: 0.2 to 0.5% by mass, and Fe: 0.6% by mass. And other elements having a total amount of 0.2% by mass or less.
  • the amount of Ti and Z or Zr is 0.03. It is preferably adjusted to not more than mass%.
  • the aluminum alloy article has a thermal conductivity superior to that of the conventional aluminum alloy article, and is preferably 160 W / m ⁇ k or more. And more preferably 165 WZm'k or more.
  • the aluminum alloy material containing 6.0 to 8.0% by mass of Si and containing 0.6% by mass or less of elements other than Si and A1 as a single element is used.
  • a method for producing an aluminum alloy article having excellent thermal conductivity characterized by performing a heat-holding treatment at 510 ° C. for 1 hour or more.
  • an aluminum alloy ⁇ material preferably, Si: 6. 0 to 8 0 wt 0/0, Mg:.. 0. 2 ⁇ 0 5 wt%, Fe: includes 0.6 mass% or less,
  • the balance becomes aluminum and other elemental forces having a total amount of 0.2 mass% or less, and the content of Ti, Z or Zr in the aluminum alloy material is adjusted to 0.03 mass% or less.
  • the heating and holding time of the aluminum alloy material is 1 hour or more. Note that even if the heating and holding treatment is performed for 7 hours or more, no further improvement in characteristics can be obtained.
  • a heat sink having a complicated shape or a heat sink having a thin portion is preferably used by virtue of the above-described properties of aluminum alloy having excellent heat conduction characteristics and mechanical strength and excellent formability. It can be manufactured.
  • FIG. 1 is a photomicrograph, instead of a drawing, showing the structures of an azcast material and an aluminum alloy composite (Nos. 1, 4 to 6).
  • Mg has the effect of improving mechanical strength but lowers the thermal conductivity. Therefore, high thermal conductivity is required. It is believed that lower amounts are preferred.
  • the present invention is to enhance the thermal conductivity of the aluminum alloy ⁇ material by Rukoto be added from 0.1 to 0.5 mass 0/0 with Mg Al- Si-based aluminum alloy.
  • Si has an effect of improving the structurability.
  • Si When manufacturing a material having a complicated shape or a thin portion such as a heat sink, it is necessary to add Si in an amount of 5% by mass or more from the viewpoint of the productivity.
  • Si also has the effect of improving the mechanical strength, wear resistance, and vibration isolation of the structural material.
  • the thermal conductivity and extensibility of the alloy decrease, and if the amount of Si exceeds 10% by mass, the plasticity becomes insufficient, so it is desirable that the content be 10.0% by mass or less. .
  • Fe not only improves the mechanical strength of the aluminum alloy but also has the effect of preventing seizure of the mold when it is manufactured by die casting. This effect becomes remarkable when Fe is contained in an amount of 0.3% by mass or more. However, the thermal conductivity and extensibility decrease with increasing Fe, and when the amount of Fe exceeds 0.6% by mass, the plasticity becomes insufficient.
  • Mg forms and precipitates with the Si-based compound in the parent phase to reduce the amount of solid solution of Si in the parent phase and improve the thermal conductivity. Furthermore, the mechanical strength is improved by the addition of Mg. This effect becomes remarkable when the amount of Mg added is 0.1% by mass or more. However, when the amount exceeds 0.5% by mass, the thermal conductivity decreases. [0022] (Inevitable impurities)
  • thermal conductivity decreases with an increase in impurities it is preferable to suppress unavoidable impurities to 0.1% by mass or less.
  • Ti, Mn and Zr have a large effect on the thermal conductivity, it is preferable to suppress the content to 0.05% by mass or less.
  • the micro-macro segregation seen in the microstructure is alleviated, and the variation in the thermal conductivity and mechanical strength is reduced.
  • transition elements such as Fe
  • transition elements such as Fe
  • extensibility by spheroidizing Si particles to improve plastic workability. Can be improved.
  • the treatment temperature is less than 480 ° C or the holding time is less than 1 hour, the above effect is insufficient. Conversely, if the temperature exceeds 540 ° C or the holding time is more than 10 hours, local melting occurs. The likelihood that the strength is reduced is increased.
  • the treatment temperature is preferably set to a temperature higher than 500 ° C. When the solution treatment is not performed, it is preferable to cool at a cooling rate of 100 ° CZ seconds or more up to 200 ° C. after fabrication.
  • Si and Mg dissolved in the mother phase are precipitated as Mg-Si-based compounds, and dissolved in the mother phase to reduce the amount of Si and Mg.
  • the thermal conductivity of the alloy can be improved.
  • Mg-Si compounds improve the mechanical strength of the alloy.
  • the heat treatment conditions can be selected based on the desired properties such as thermal conductivity and strength as in the case of the alloy composition, and can be selected in consideration of restrictions on industrial production. Considering the balance between thermal conductivity and strength, 180 More preferably, the temperature is in the range of 4 to 8 hours at ° C to 250 ° C.
  • Example 1 An alloy alloy containing 7.0 mass% of Si and 0, 0.3, 0.5, 0.6 mass% of Mg was prepared into an alloy material, and then the alloy material was added to the alloy material. After aging treatment under the conditions shown in Table 1, the thermal conductivity was measured. Table 1 shows the measurement results of the thermal conductivity. For alloys containing 0.3% by mass of Mg, the solid solution amounts of Si and Mg were also measured. The results are shown in Table 2. The fabrication was performed by a gravity mold fabrication method.
  • Table 2 shows that the aging treatment decreases the amount of Si dissolved in the alloy to which Mg is added.
  • Example 2 An aluminum alloy containing 7.0% by mass of Si and 0.4% by mass of Fe was added to an Al alloy containing 0 and 0.3% by mass of Mg.
  • the forging material was forged by the PF die casting method.
  • the obtained preform was solution-treated at 500 ° C. for 2 hours, and then water-quenched. Thereafter, the thermal conductivity was measured, and thereafter, the aging treatment was performed at 250 ° C. for 4 hours, and the thermal conductivity was measured again.
  • Table 3 The results are shown in Table 3.
  • the Mg-added structural material is not subjected to the aging treatment.
  • the thermal conductivity is lower than that of the Mg-free Mg-added material. It can be seen that the treatment improves the thermal conductivity to a level equal to or higher than that of the magnesium alloy-free material.
  • the aluminum alloy powder excellent in thermal conductivity of the present invention contains 31: 6.0 to 8.0% by mass, and the elements other than Si and A1 alone are 0.6% or less.
  • the amount of Si dissolved in the aluminum matrix is adjusted to 0.5 to 1.1% by mass, and the area ratio of the crystals in the metal structure is adjusted to 5 to 8%.
  • the aluminum alloy is preferably an elemental force other than Si and A1 Mg: 0.2 to 0.5% by mass, Fe: 0.6% by mass or less, and the total amount is 0.2% by mass or less. It has a composition consisting of other elements.
  • Si has an effect of improving the structurability.
  • the content of Si When manufacturing a material having a complicated shape or a thin-walled portion such as a heat sink, the content of Si must be 6.0% by mass or more in order to ensure sufficient productivity.
  • This Si is crystallized as a Si-based crystallized substance, and also has an effect of improving the mechanical strength, abrasion resistance and vibration damping properties of the substance.
  • the amount of Si is further increased, As the Si content exceeds 8.0% by mass, the thermal conductivity decreases. Therefore, for the purpose of the present invention, the amount of Si must be in the range of 6.0 to 8.0% by mass.
  • Mg is not an essential element in the present invention.
  • Mg has a function of forming an Mg-based crystallized substance and improving mechanical strength. Therefore, it is preferable to include Mg when mechanical strength is particularly required. This effect becomes remarkable at 0.2% by mass or more, and conversely, when it exceeds 0.5% by mass, the thermal conductivity decreases. Further, part of Mg forms an Mg-Si based precipitate and has an effect of improving mechanical strength. Therefore, If you store the products for a long is contained Mg, 0. 2 to 0. Preferably 5 mass 0/0 range.
  • Fe is an impurity that is inevitably mixed, but has the effect of improving the mechanical strength and suppressing seizure of the mold when it is manufactured by the die casting method.
  • the content of Fe increases, the thermal conductivity and extensibility decrease.
  • the content of Fe exceeds 0.6% by mass, the plasticity becomes insufficient. Therefore, even if Fe is inevitably mixed, the content is preferably not more than 0.3% by mass.
  • the aluminum alloy product according to the present invention may contain elements other than Si, Mg, Fe and A1 as long as the total is 0.2% by mass or less. These elements are usually unavoidable impurities, but need not be recognized as such. Specific examples of these elements include Ti, Mn, Cr, B, Zr, P, Ca, Na, Sr, Sb and Zn.
  • Ti, Mn and Zr have a large effect on the thermal conductivity, it is preferable to suppress their amounts to 0.05% by mass or less.
  • the amount of S-solution greatly affects its thermal conductivity. If the amount of solid solution of Si exceeds 1.1% by mass, the thermal conductivity is reduced. On the other hand, if the Si solid solution amount is less than 0.5% by mass, sufficient mechanical strength cannot be obtained. (Area ratio of crystallized product: 5 to 8%) (Preferable range: 5.5 to 7.5%, more preferable range: 6.0 to 7.0%)
  • the present inventors have newly found that, when the area ratio of the crystallized product of the aluminum alloy product exceeds 8%, the crystallized product inhibits heat conduction. Also, the elongation will be low. On the other hand, if the area ratio of the crystallized product is less than 5%, sufficient strength cannot be obtained.
  • the present inventors have found that the above aluminum alloy product can be obtained by further heating and holding a conventional aluminum alloy product having excellent formability at a predetermined temperature.
  • an aluminum alloy preform having a predetermined composition is produced.
  • any conventionally known manufacturing methods such as a molten metal manufacturing method, a DC method, a metal mold manufacturing method, and the like can be used. It can also be used as a material for the above method.
  • Such aluminum alloy products include, for example, products manufactured using JIS standard AC4C and AC4CH alloys.
  • the aluminum alloy raw material is heated and held at 400 to 510 ° C.
  • Si that had been dissolved in the mother phase was precipitated, and the amount of Si dissolved in the mother phase became 0.5 to 1.1% by mass, and the crystallized material was removed. Is partly dissolved in the parent phase, and the area ratio of the crystallized substance is in the range of 5 to 8%.
  • the heating and holding temperature is higher than 510 ° C.
  • many of the crystallized substances form a solid solution in the mother phase.
  • the area ratio of the crystallized substances is reduced and the Si solidified is reduced.
  • the solubility increases, and the thermal conductivity decreases.
  • the mechanical strength decreases.
  • thermal conductivity does not improve because Si in the mother phase does not precipitate and the amount of Si solid solution does not decrease.
  • the area ratio of the crystallized substance increases and the thermal conductivity decreases.
  • the heat holding treatment is preferably performed for one hour or more. More than 5 hours Even if heated and held, the amount of solid solution of Si and the area ratio of crystallized matter hardly change any more. Therefore, it is preferable that the holding time is less than 5 hours in terms of cost.
  • the mixture is cooled to room temperature, and the subsequent cooling may be water-cooled or furnace-cooled.
  • the amount of precipitates differs depending on the cooling rate, and the amount of solid solution of Si also changes.However, in the case of the alloy of the present invention, Si is already precipitated during the heating and holding treatment, and the amount of dissolved S is small. , The effect is small. If you want to increase the strength even slightly, water cooling is preferred. However, in the case of water cooling, the cooling rate differs depending on the portion, and deformation tends to occur during cooling. Therefore, in the case of a device having a thin portion such as a heat sink, slow cooling is preferable.
  • Si 7. consists of a mass 0/0, Mg and 0.32 mass 0/0, Fe and 0.2 mass 0/0 and aluminum, in a total amount of other elements of that is 0.2 wt% or less
  • a certain aluminum alloy material (CF4 standard, equivalent to AC4C) was manufactured to 203 mm x 2000 mm from the DC method. 380 of the resulting cast material (No. 1). C, 420. C, 450. C, 500. C, 535. C, 550. C. for 5 hours, and then cooled to room temperature by water cooling to obtain aluminum alloy particles (Nos. 2 to 7).
  • Microstructures of the as-cast material (No. 1) and the aluminum-pum alloy products (Nos. 4 to 6) obtained by performing the heat-holding treatment as described above were observed with a microscope.
  • Figure 1 shows some of the results.
  • the thermal conductivity, the tensile strength, the amount of solid solution of Si, and the area ratio of the crystallized product were measured for the above-mentioned azcast material and aluminum alloy material.
  • the amount of Si dissolved was determined by chemical deduction, and the amount of Si in the phenol residue was subtracted from the obtained amount of Si in the alloy. The amount was taken as the amount of Si solid solution.
  • the hot phenol dissolved residue was obtained by dissolving the alloy with hot phenol and filtering the solution with a membrane filter (0.1 m).
  • the area ratio of the crystallized substance was measured after setting the substance to mirror-polishing and then setting it in an image processing / analysis apparatus.
  • one visual field (0.014 mm 2 ) was measured for 10 visual fields, and the average value was taken.
  • Table 4 summarizes the results of the above measurements.
  • the heat-holding treatment was performed so that the force of the results in Table 4 was also applied.
  • the azcast material (No. 1) and the comparative aluminum alloy material (No. 2) having a low heat-holding temperature were as follows: The area ratio of the crystallized matter is large, so the thermal conductivity and elongation are low. From this, it is confirmed that the crystallized substances hinder heat conduction.
  • the comparative aluminum alloy particles (Nos. 6 to 7) having a high heat-holding treatment temperature have an increased amount of Si solid solution and low thermal conductivity.
  • the aluminum alloy particles (Nos. 3 to 5) according to the present invention all have an optimum range of the amount of solid solution and the area of the crystallized material, and have thermal conductivity, tensile strength and elongation. Are all high and numerical values! /
  • the azcast material obtained in Example 3 was subjected to a heat-holding treatment at 450 ° C for 0.5 hours, 1 hour, 3 hours, and 7 hours, and then gradually cooled to room temperature. Palladium alloys (Nos. 8 to 11) were obtained. Using the same method as in Example 3, the obtained aluminum alloy powder was measured for the amount of S-solution, the area ratio of the crystallized substance, the thermal conductivity, the tensile strength and the elongation.

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Abstract

　 　Ｓｉを添加して鋳造性を向上させたアルミニウム合金鋳造材の熱伝導率を向上させた熱伝導用アルミニウム合金鋳造材を提案する。当該発明は、熱伝導性に優れたアルミニウム合金鋳造材であって、Ｓｉ：５～１０．０質量％、Ｍｇ：０．１～０．５質量％を含み、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなり、時効処理を施したことを特徴とする。 　また、従来のアルミニウム合金鋳物と同等以上の機械的強度及び鋳造性を持ちながら、更に熱伝導性が向上せしめられたアルミニウム合金鋳物並びにかかるアルミニウム合金鋳物の製造方法を提供する。当該発明は、アルミニウム合金鋳物およびその製造方法であって、Ｓｉ：６．０～８．０質量％を含み、Ｓｉ及びＡｌ以外の元素が単体で０．６％以下であり、アルミニウム母相中のＳｉ固溶量が０．５～１．１質量％に調整され、金属組織中の晶出物の面積率が５～８％に調整されたものとする。また、Ｓｉ固溶量と晶出物の面積率は、鋳造後にアルミニウム合金鋳物素材を、４００～５１０°Cで１時間以上の加熱保持処理を行うことにより、達成される。

Description

明 細 書
熱伝導性に優れた熱処理用アルミニウム合金铸造材及びその製造方法 技術分野
[0001] 本発明は、高い熱伝導率を有するアルミニウム合金铸造材及びその製造方法に関 するものである。本発明による高い熱伝導率を有するアルミニウム合金铸造材は、放 熱性を高めるために複雑な形状を有するヒートシンクや薄肉部を有するヒートシンク 等に好適に使用することができる。
背景技術
[0002] アルミニウム合金は一般にアルミニウム純度の高い合金ほど熱伝導率が高い。した がって、高 ヽ熱伝導率を必要とする場合には純アルミニウムを使用することも考えら れるが、純アルミニウムは強度が低ぐ铸造性が悪いという問題があり、したがって、 複雑な形状のものや薄肉部を有するものは铸造することができな力つた。
[0003] そのため、複雑な形状のヒートシンクを製造する場合は、例えば、特開 2001— 31 6748号公報、特開 2002— 3972号公報、特開 2002— 105571号公報に記載され て 、るように、熱伝導率をある程度犠牲にしても铸造性を向上させるために Siを添カロ したアルミニウム合金を用いられて 、る。
[0004] ところが、近年の電子機器の高性能化に伴い、更に高性能のヒートシンクが求めら れるようになってきた。そのため、従来のアルミニウム合金铸物よりも、更に熱伝導性 に優れた合金の開発が待たれて 、た。
発明の開示
発明が解決しょうとする課題
[0005] 従来技術が有する上記のような課題を解決するために、本発明は、 Siを添加して铸 造性を向上させたアルミニウム合金铸造材であって、同時に熱伝導率を向上させた 熱伝導用アルミニウム合金铸造材を目的とする。
また本発明は、力かるアルミニウム合金铸物を製造するための方法を提供すること も目的とする。
課題を解決するための手段 [0006] 上記の課題を解決するために本発明が提案する請求項 1に係るアルミニウム合金 铸造材は、 31: 5〜10.0質量％、 Mg : 0.1〜0.5質量％を含み、残部が A1および不 可避的不純物からなり、時効処理を施されたことを特徴とする熱伝導性に優れたアル ミニゥム合金铸造材である。
[0007] 請求項 2に係る本発明によれば、上記のアルミニウム合金铸造材には、さら〖こ、 Fe :
0.3〜0.6質量％を含んでもょぃ。
これらの組成を有するアルミニウム合金铸造材は、以下に実施例を挙げて述べるよ うに、高 、熱伝導率と強度に加えて優れた铸造性を併せ持つアルミニウム合金铸造 材である。
[0008] 請求項 3に係る本発明によれば、時効処理としては、 160〜270° Cの温度で、 1
〜10時間保持することを提案する。
[0009] 請求項 4に係る本発明はまた、時効処理を施す前に、 480〜540° Cで、 1〜10時 間保持して溶体ィ匕処理を行い、その後、 100° CZ秒以上の冷却速度で 100° C以 下の温度まで冷却して焼入れすることを提案するものである。
実施例を挙げて述べるように、上述の時効処理や溶体化処理を行うことにより、前 記アルミニウム合金铸造材の熱伝導特性と機械的強度が一層向上することが発見さ れた。
[0010] それと、本発明者等は、上記課題を解決するために鋭意研究した結果、 Al—Si系 アルミニウム合金铸物の母相中の Si固溶量と金属組織中の晶出物の面積率力 铸 物の熱伝導度と強度に大きく影響し、 S涸溶量と晶出物の面積率を両方とも最適な 値にすると、十分な機械的強度を有しながら熱伝導性に特に優れたアルミニウム合 金铸物が得られることも見出した。
また、 s個溶量と晶出物の面積率は、铸造後の加熱保持処理により、制御すること ができることが分力つた。
[0011] しかして、請求項 5に係る本発明によれば、 Si: 6. 0〜8. 0質量％を含み、 Si及び A1以外の元素が単体で 0. 6%以下であり、アルミニウム母相中の Si固溶量が 0. 5〜 1. 1質量％、好ましくは 0. 55〜： L 05質量％、より好ましくは 0. 6〜1. 0質量％に調 整され、金属組織中の晶出物の面積率が 5〜8%、好ましくは 5. 5〜7. 5%、より好 ましくは 6. 0〜7. 0%に調整されていることを特徴とする、熱伝導性に優れたアルミ -ゥム合金铸物が提供される。
ここで、請求項 6に係る本発明によれば、上記アルミニウム合金铸物は、好ましくは 、 Si及び A1以外の元素力 Mg : 0. 2〜0. 5質量％、 Fe : 0. 6質量％以下及び合計 量が 0. 2質量％以下のその他の元素力 なる組成を有する。
[0012] また、請求項 7に係る本発明によれば、上記アルミニウム合金铸物は、上記その他 の元素中に Ti及び Z又は Zrが含まれる場合、 Ti及び Z又は Zrの量が 0. 03質量％ 以下に調整されて 、るのが好まし 、。
さらに、請求項 8に係る本発明によれば、アルミニウム合金铸物は、従来のアルミ- ゥム合金铸物よりも優れた熱伝導度を有するものであり、好ましくは 160W/m · k以 上、より好ましくは 165WZm'k以上の熱伝導度を示す。
[0013] さらに、請求項 9に係る本発明では、 Siを 6. 0〜8.0質量％含み、 Si及び A1以外の 元素が単体で 0. 6質量％以下のアルミニウム合金铸物素材を、 400〜510°Cで 1時 間以上加熱保持処理することを特徴とする、熱伝導性に優れたアルミニウム合金铸 物の製造方法が提供される。
ここで、アルミニウム合金铸物素材は、好ましくは、 Si: 6. 0〜8. 0質量0 /0、 Mg : 0. 2〜0. 5質量％、Fe : 0. 6質量％以下を含み、残部はアルミニウムと合計量が 0. 2質 量％以下のその他の元素力もなり、またアルミニウム合金铸物素材中の Ti及び Z又 は Zrが 0. 03質量％以下に調整されている。アルミニウム合金铸物素材の加熱保持 処理の時間は 1時間以上である。なお、 7時間以上加熱保持処理を施しても、それ以 上の特性の向上を得ることができないので、 7時間以下にすることが好ましい。
発明の効果
[0014] 上述の、優れた熱伝導特性と機械的強度を有し、铸造性に優れたアルミニウム合 金の特性を活力ゝして、複雑な形状を有するヒートシンクや薄肉部を有するヒートシンク を好適に製造することが可能になる。
図面の簡単な説明
[0015] [図 1]ァズキャスト材及びアルミニウム合金铸物（No. 1、4〜6)の組織を示す図面代 用の顕微鏡写真である。 発明を実施するための最良の形態
[0016] 請求項 1な!、し 4に係る本発明につ 、て以下に説明する。
Al— Si系アルミニウム合金において、 Mgは機械的強度を向上させる作用があるも のの熱伝導率を低下させるので、高い熱伝導率が必要とされる铸造材には可能な限 り Mgの含有量を低くすることが好ま 、と考えられて 、た。
[0017] しかし、本特許出願の発明者等は、鋭意研究を重ねた結果、本願に力かる合金組 成の場合には、 0. 1〜0. 5質量％の範囲の Mgを添加し、適切な時効処理を行うと 母相中の Siの固溶量が減少して熱伝導率が向上することを発見した。
[0018] そこで、本願発明は Al— Si系アルミニウム合金に Mgを 0. 1〜0. 5質量0 /0添加す ることによりアルミニウム合金铸造材の熱伝導率を高めている。
以下に、各組成の効果について簡単に説明する。
[0019] (3 5〜10. 0質量％)
Siは铸造性を向上させる作用を有する。ヒートシンクのような複雑な形状や薄肉部 を有するものを铸造する場合は、铸造性の観点力も Siを 5質量％以上添加することが 必要になる。 Siは、また、铸造材の機械的強度、耐摩耗性、防振性を向上させる作 用を有する。しかし、 Siは増加と共に合金の熱伝導率と伸展性を低下させ、 Siの量が 10質量％を超えると塑性カ卩ェ性が不十分となるので 10. 0質量％以下であることが 望ましい。
[0020] (Fe : 0. 3〜0. 6質量％)
Feはアルミニウム合金の機械的強度を向上させると共に、ダイカスト法で铸造する 場合には、金型の焼き付きを防止する作用がある。この効果は、 Feが 0. 3質量％以 上含まれると顕著になる。しかし、 Feの増加に伴って熱伝導率と伸展性が低下し、 F eの量が 0. 6質量％を超えると塑性カ卩ェ性が不十分になる。
[0021] (Mg : 0. 1〜0. 5質量0 /。）
Mgは、時効処理の際に、母相中の Siと Mg— Si系化合物を形成して析出し、母相 中の Si固溶量を低下させ、熱伝導率を向上させる。さらに、 Mgの添加によって機械 的強度が向上する。この効果は、 Mgの添加量が 0. 1質量％以上で顕著になるが、 添加量が 0. 5質量％を超えると逆に熱伝導率が低下する。 [0022] (不可避不純物）
不純物の増加に伴って熱伝導率が低下するので、不可避不純物は 0. 1質量％以 下に抑えるのが好ましい。特に、 Ti、 Mnおよび Zrは熱伝導率への影響が大きいの で、 0. 05質量％以下に抑制するのが好ましい。
[0023] (溶体化処理: 480〜540° Cで 1〜10時間、その後、焼き入れ）
上記の条件で溶体化処理を行うことによって、铸造組織に見られるミクロ'マクロ的 な偏析を緩和して熱伝導特性や機械的強度に関するばらつきを減少させ、母相中の Mg— Si系析出物の固溶ィ匕を促進し、 Fe等の遷移元素の過飽和固溶分を析出させ て熱伝導率を向上させ、さらに、 Si粒子を球状ィ匕して伸展性を向上させて塑性加工 性を向上させることができる。
[0024] 処理温度が 480° C未満、あるいは、保持時間が 1時間未満では上記の効果が不 十分で、逆に 540° Cを超えたり、あるいは、 10時間を越えて保持すると局部溶融が 発生して強度が低下する可能性が高まる。溶体ィ匕処理の効果をより一層得るために は、処理温度を 500° Cより高温にするのが好ましい。なお、溶体化処理を行わない 場合は、铸造後 200° Cまでは、冷却速度 100° CZ秒以上で冷却することが好ま しい。
[0025] (時効処理： 160〜270° Cで 1〜10時間）
上記の時効処理によって、母相中に固溶している Siと Mgを、 Mg— Si系化合物とし て析出させ、母相中に固溶して 、る Siと Mgの量を減少させることによって合金の熱 伝導率を向上させることができる。また、 Mg— Si系化合物は合金の機械的強度を向 上させる。時効条件が 160° C未満や 1時間未満では、 Mg— S係化合物の析出量 が比較的少ないので、熱伝導率の向上が小さい。逆に、 270° Cや 10時間を越える と過時効になり、強度が低下する。熱処理の条件は、合金組成と同じく望まれる熱伝 導率と強度等の特性から、また、工業生産上の制約を考慮して選択することができる 力 熱伝導度と強度のバランスを考慮すると 180° C〜250° Cで 4〜8hrの範囲で あることがより望ましい。
[0026] 以下に請求項 1ないし 4に係る本発明実施例について述べる。
(実施例 1) Siを 7. 0質量％含有する Al合金に、 Mgを 0、 0. 3、 0. 5、 0. 6質量％添カ卩した合 金の铸造材を準備し、その後、当該铸造材に対して表 1に示す条件で時効処理を行 い、熱伝導率を測定した。熱伝導率の測定結果を合わせて表 1に示す。また、 Mgを 0、 0. 3質量％含有する合金については、 Siと Mgの固溶量も測定した。その結果を 表 2に示す。なお、铸造は、重力金型铸造法で行った。
[表 1]
Figure imgf000008_0001
熱伝導率の単位： λ /wm' -k"
[表 2]
Figure imgf000008_0002
[0027] 表 1によれば、 Mgを添加した铸造材は、時効処理を施さな!/、状態では Mgを添加し て 、な 、铸造材よりも熱伝導率が低 、が、時効処理を施すと Mgを添加して 、な 、铸 造材と同等以上にまで熱伝導率が向上していることがわかる。ただし、 Mgを 0. 6質 量％添加した铸造材は、熱伝導率の向上は不十分で Mgを添加して ヽな 、铸造材ょ りも低い。これは、 Mgの添カ卩に伴う Siの固溶量低下力 Sもたらす熱伝導率の向上よりも 、 Mgの固溶量の増加による熱伝導率の低下の影響が大きいためであると考えられる
[0028] また、表 2は、時効処理を行うと Mgを添加した合金の Si固溶量が低くなることを示し ている。
[0029] (実施例 2) Siを 7. 0質量％、 Feを 0. 4質量％含有する Al合金に、 Mgを 0および 0. 3質量％ 添加した铸造材を準備した。なお、铸造材は、 PFダイカスト法により铸造した。得られ た铸造材を 500° Cで 2時間溶体化処理した後、水焼入れした。その後、熱伝導率 を測定し、その後、 250° Cで 4時間時効処理し、再度熱伝導率を測定した。その結 果を表 3に示す。
[0030] 表 3によれば、 Feを含有する場合も、 Mgを添加した铸造材は時効処理を施さな ヽ 状態では、 Mgを添加していない铸造材よりも熱伝導率が低いが、時効処理を施すと Mgを添加していない铸造材と同等以上にまで熱伝導率が向上することが分かる。
[表 3]
Figure imgf000009_0001
熱伝導率の単位： λ /w m - k
[0031] 請求項 5な 、し 9に係る発明につ 、て説明する。
本発明の好適な実施形態では、本発明の熱伝導性に優れたアルミニウム合金铸物 は、 31: 6.0〜8.0質量％を含み、 Si及び A1以外の元素が単体で 0. 6%以下であり、 アルミニウム母相中の Si固溶量が 0. 5〜1. 1質量％に調整され、金属組織中の晶 出物の面積率が 5〜8%に調整されている。
ここで、上記アルミニウム合金铸物は、好ましくは、 Si及び A1以外の元素力 Mg : 0 . 2〜0. 5質量％、Fe : 0. 6質量％以下及び合計量が 0. 2質量％以下のその他の 元素からなる組成を有する。
[0032] 以下に、各組成及び晶出物面積率の作用及び限定理由を説明する。
[0033] (Si: 6. 0〜8. 0質量0 /0)
Siは铸造性を向上させる作用を有する。ヒートシンクのような複雑な形状や薄肉部 を有するものを铸造する場合、铸造性を十分なものとするためには、 Siを 6. 0質量％ 以上とすることが必要である。この Siは Si系晶出物として晶出し、铸物の機械的強度 、耐摩耗性、防振性を向上させる作用も有する。また Si量を更に増大させればさせる 程、铸造性等は向上するが、 Si量が 8. 0質量％を超えると熱伝導性が低下してしま う。よって、本発明の目的においては、 Si量は 6. 0〜8. 0質量％の範囲とされなけれ ばならない。
[0034] (Mg : 0. 2〜0. 5質量0 /。）
Mgは、本発明においては必須の元素ではない。しかしながら、 Mgは、 Mg系晶出 物を形成し、機械的強度を向上させる作用を有するので、機械的強度が特に求めら れる場合には、含有せしめることが好ましい。この作用は、 0. 2質量％以上で顕著と なり、逆に 0. 5質量％を超えると熱伝導性が低下する。また、 Mgの一部は Mg— Si 系析出物を形成し、機械的強度を向上させる作用を有する。よって、 Mgを含有させ る場合は、 0. 2〜0. 5質量0 /0の範囲とするのが好ましい。
[0035] (Fe : 0. 6質量％以下）
Feは不可避的に混入する不純物であるが、機械的強度を向上させると共に、ダイ カスト法で铸造する場合には金型の焼き付きを抑制する作用も有する。しかし、 Feの 増加に伴って、熱伝導性と伸展性が低下し、 Feの量が 0. 6質量％を超えると塑性加 ェ性が不十分になる。よって、 Feは不可避的に混入されるとしても、 0. 3質量％以下 とするのが好ましい。
[0036] (Si、 Al、 Mg及び Fe以外のその他の元素の合計量）
本発明によるアルミニウム合金铸物は、 Si、 Mg、 Fe、 A1以外の元素も合計で 0. 2 質量％以下であれば、含有していてもよい。これらの元素は、通常は不可避不純物 であるが、必ずしもそうと認識されている必要はない。これらの元素としては、具体的 には、 Ti、 Mn、 Cr、 B、 Zr、 P、 Ca、 Na、 Sr、 Sb及び Zn等が挙げられる。
またここで、 Ti、 Mn及び Zrは熱伝導率に及ぼす影響が大きいので、それらの量は 0. 05質量％以下に抑制するのが好ましい。
[0037] (Si固溶量： 0. 5〜1. 1質量％) (好ましい範囲： 0. 55-1. 05質量％、更に好まし い範囲： 0. 6〜1. 0質量％)
アルミニウム合金铸物において、 S個溶量はその熱伝導性に大きな影響を及ぼし、 Si固溶量が 1. 1質量％を超えると、熱伝導性が低下してしまう。一方、 Si固溶量が 0 . 5質量％未満になると、十分な機械的強度が得られなくなる。 [0038] (晶出物の面積率： 5〜8%) (好ましい範囲： 5. 5〜7. 5%、更に好ましい範囲： 6. 0 〜7. 0%)
本発明者等が新たに知見したところであるが、アルミニウム合金铸物において、晶 出物の面積率が 8%を超えると、晶出物が熱伝導を阻害してしまう。また、伸びも低く なる。一方、晶出物の面積率が 5%未満と少ないと、十分な強度が得られなくなる。
[0039] 本発明者等は、上記のアルミニウム合金铸物は、従来の铸造性に優れるアルミ-ゥ ム合金铸物を更に所定温度に加熱保持処理することによって得られることを見出した すなわち、本発明に係る製造方法は、先ず、所定の組成を持つアルミニウム合金 铸物素材を製造する。铸造法は、溶湯铸造法、 DC法、金型铸造法等々、従来から 知られている任意の铸造法を利用することができ、場合によっては、市販のアルミ- ゥム合金铸物を本発明の方法の素材として利用することもできる。使用するアルミ- ゥム合金铸物素材は、 Siを 6. 0〜8. 0質量％含み、 Si及び A1以外の元素が単体で 0. 6質量0 /0以下のもの、より好ましくは、 Si: 6. 0〜8. 0質量0 /0、 Mg : 0. 2〜0. 5質 量％、 6 : 0. 6質量％以下を含み、残部はアルミニウムと合計量が 0. 2質量％以下 のその他の元素力もなるものである。このようなアルミニウム合金铸物としては、例え «JIS規格 AC4C及び AC4CH合金で铸造した铸物が挙げられる。
[0040] ついで、上記アルミニウム合金铸物素材を、 400〜510°Cに加熱保持処理する。こ のような加熱保持処理によって、母相中に固溶されていた Siが析出し、母相中の Si 固溶量が 0. 5〜1. 1質量％の範囲になると共に、晶出物の一部が母相中に固溶し、 晶出物の面積率が 5〜8%の範囲になる。
[0041] ここで、加熱保持温度は、 510°Cを超えると、晶出物が母相中に固溶するものが多 くなり、その結果、晶出物の面積率が低下するとともに Si固溶量が多くなり、熱伝導 性が低下する。また、機械的強度も低下する。逆に、加熱保持温度が 400°C以下の 場合、母相中の Siが析出せず、 Si固溶量が減少しないので熱伝導性が向上しない。 また、晶出物の一部が母相中に固溶しないので、晶出物の面積率が大きくなり、熱 伝導性が低下する。
また、加熱保持処理は、好ましくは 1時間以上行うことが好ましい。また 5時間を超え て加熱保持しても、 Si固溶量および晶出物の面積率はそれ以上はほとんど変化しな い。よって、コスト面力も保持時間は 5時間未満とすることが好ましい。
[0042] 加熱保持後は、常温まで冷却するが、その後の冷却は、水冷で冷却しても、炉冷で 徐冷してもよい。冷却速度によって析出物の量が異なり、 Siの固溶量も変化するが、 本発明合金の場合には、加熱保持処理の際に Siが既に析出し、 S個溶量が少なく なっているので、その影響は小さい。強度を少しでも高くしたい場合は、水冷が好まし い。しかし、水冷の場合、部分部分によって冷却速度が異なり、冷却時に変形が生じ やすいので、ヒートシンクのような薄肉部を有するものの場合は徐冷が好ましい。
[0043] 以下に請求項 5ないし 9に係る本発明を、実施例によって更に詳細に説明する。
(実施例 3)
Siを 7. 1質量0 /0、 Mgを 0. 32質量0 /0、 Feを 0. 2質量0 /0とアルミニウムからなり、そ の他の元素の合計量が 0. 2質量％以下であるアルミニウム合金铸物素材 CFIS規格 AC4C〖こ相当）を、 DC铸造法〖こより 203 φ x 2000mmに铸造した。得られたァズ キャスト材（No. 1)を、 380。C、 420。C、 450。C、 500。C、 535。C、 550。Cで 5時間保 持し、その後、水冷によって常温まで冷却し、アルミニウム合金铸物 (No. 2〜7)を得 た。
[0044] ァズキャスト材 (No. 1)及び上記のようにして加熱保持処理を施して得られたアルミ -ゥム合金铸物 (No. 4〜6)について顕微鏡による組織観察を行った。その結果の 一部を図 1に示す。
[0045] 更に、上記ァズキャスト材及びアルミニウム合金铸物につ 、て、それぞれ、熱伝導 度、引張強度、 Si固溶量及び晶出物の面積率を測定した。
ここで、 Si固溶量については、合金中の Si量と熱フ ノール残渣中の Si量を化学分 祈によって求め、得られた合金中の Si量から、フエノール残渣中の Si量を差し引いた ものを Si固溶量とした。なお、熱フエノール溶解残渣は、合金を熱フエノールで溶解 したものをメンブランフィルター（0. 1 m)で、濾過して回収した。
また、晶出物の面積率については、铸物を鏡面研磨した後、画像処理 ·解析装置 にセットし、測定した。測定は、 1視野 (0. 014mm2)を 10視野測定し、その平均値を とった。 [0046] 以上の測定の結果を表 4にまとめる。
[表 4]
Figure imgf000013_0001
* ：本発明の範囲外
[0047] この表 4の結果力も分力るように、加熱保持処理を施して 、な 、ァズキャスト材 (No . 1)及び加熱保持処理温度の低い比較アルミニウム合金铸物 (No. 2)は、晶出物 の面積率が大きぐそのため熱伝導度及び伸びが低くなつている。このこと力ら、晶出 物が熱伝導を阻害して 、ることが確認される。
また、加熱保持処理温度が高い比較アルミニウム合金铸物 (No6〜7)は、 Si固溶 量が増加し、熱伝導度が低くなつていることが分かる。
これに対して、本発明に係るアルミニウム合金铸物 (No3〜5)は、何れも Si固溶量 と晶出物の面積が、最適な範囲となっており、熱伝導度、引張強度及び伸びが全て 高 、数値となって!/、ることが分かる。
[0048] (実施例 4)
実施例 3で得られたァズキャスト材を、 450°Cで 0. 5時間、 1時間、 3時間及び 7時 間のそれぞれの保持時間で加熱保持処理を施し、その後常温まで徐冷し、アルミ二 ゥム合金铸物 (No. 8〜： 11)を得た。得られたアルミニウム合金铸物について、実施 例 3と同じ方法で S個溶量、晶出物の面積率、熱伝導度、引張強度及び伸びを測定 した。
[0049] その結果を表 5に示す。
[¾5] No. 加熱保持処理時間 S i固溶量 晶出物面 熱伝導度 引張強度 伸び 備考
(h r) (質量％) 積率 (％) (W/m.k) (MP a) (%)
8 0. 5 h r * 0. 47* 8. 9* 156 152 18 比較例
9 1. 0 h r 0. 60 6. 7 185 165 21 発明例
10 3. 0 h r 0. 62 6. 6 183 164 23 発明例
1 1 7. 0 h r 0. 63 6. 1 184 165 24 発明例
* ：本発明の範囲外
表 5の結果力 分力るように、加熱保持処理時間が 0.5時間の場合、晶出物が十 分に固溶せず、その結果、熱伝導度や引張強度及び伸びが低くなつていることが分 かる。

Claims

請求の範囲
[1] Si: 5〜10. 0質量％、 Mg : 0. 1〜0. 5質量％を含み、残部が A1および不可避的 不純物からなり、時効処理を施したことを特徴とする熱伝導性に優れたアルミニウム 合金铸造材。
[2] さらに、 Fe : 0. 3〜0. 6質量％を含むことを特徴とする、請求項 1に記載の熱伝導 性に優れたアルミニウム合金铸造材。
[3] 前記時効処理が、 160〜270° Cの温度で、 1〜10時間保持するものであることを 特徴とする、請求項 1又は 2に記載の熱伝導性に優れたアルミニウム合金铸造材。
[4] 前記時効処理を施す前に、 480-540° Cで、 1〜： LO時間保持して溶体化処理を 行い、その後、 100° CZ秒以上の冷却速度で 100° C以下の温度まで冷却して焼 入れされて!ヽることを特徴とする、請求項 1な ヽし 3の何れかに記載の熱伝導性に優 れたアルミニウム合金铸造材。
[5] Siを 6. 0〜8.0質量％含み、 Si及び A1以外の元素が単体で 0. 6質量％以下であり
、アルミニウム母相中の Si固溶量が 0. 5〜1. 1質量％に調整され、金属組織中の晶 出物の面積率が 5〜8%に調整されていることを特徴とする、熱伝導性に優れたアル ミニゥム合金铸物。
[6] Si: 6. 0〜8.0質量％、 Mg: 0.2〜0.5質量％、 Fe : 0. 6質量％以下を含み、残部 はアルミニウムと合計量が 0. 2質量％以下のその他の元素力もなる、請求項 5に記 載のアルミニウム合金铸物。
[7] Ti及び Z又は Zrが 0. 03質量％以下に調整されている、請求項 5又は 6に記載の アルミニウム合金铸物。
[8] 160W/m. k以上の熱伝導度を有する請求項 5ないし 7の何れか 1項に記載のァ ルミ-ゥム合金铸物。
[9] 請求項 5ないし 7の何れか 1項に記載の組成のアルミニウム合金铸物素材を、 400 〜510°Cで 1時間以上加熱保持処理することを特徴とする、熱伝導性に優れたアル ミニゥム合金铸物の製造方法。
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