JP2015030856A - 切削用アルミニウム合金押出材 - Google Patents
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Abstract
【課題】押出材の押出方向に対し垂直方向（ＬＴ方向）の疲労強度が高い切削用アルミニウム合金押出材を得る。【解決手段】Ｃｕ：２．９〜５．５質量％、Ｍｇ：１．０〜２．５質量％、Ｎｉ：０．５〜３．０質量％、Ｆｅ：０．５〜１．５質量％、Ｓｉ：０．４質量％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．１５質量％を含み、さらにＭｎ：０．０５〜０．６質量％、Ｃｒ：０．０５〜０．３質量％、Ｚｒ：０．０５〜０．３質量％、Ｖ：０．０５〜０．３質量％の１種又は２種以上を合計で０．７質量％以下含み、残部Ａｌ及び不可避不純物からなり、σＷＬＴ：ＬＴ方向の疲労強度、σＷＬ：Ｌ方向（押出方向）の疲労強度、ＴＳＬＴ：ＬＴ方向の引張強度、ＴＳＬ：Ｌ方向の引張強度としたとき、下記式（１）を満たすアルミニウム合金押出材。σＷＬＴ／ＴＳＬＴ＞σＷＬ／ＴＳＬ・・・（１）【選択図】なし
Description
本発明は自動車等のエンジン、コンプレッサー等の部材やインペラー（羽根車）部材に用いられる切削用アルミニウム合金押出材に関するもので、特に押出方向に対し垂直方向（ＬＴ方向）の疲労強度が高く、押出材を切削してこれらの部材を製造するのに適した切削用アルミニウム合金押出材に関する。
従来のエンジン、コンプレッサー等の回転、直動部材は、Ａ２６１８合金の鋳造・鍛造品を切削して製造していたが、近年の切削加工技術の向上により、アルミニウム合金押出材の切削品化が進んできており、押出材について、切削性の向上、強度及び疲労強度の改善が必要となってきた。
一方、特許文献１〜７には、エンジン、コンプレッサー等の部品の製造に適するＪＩＳ２０００（Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ）系アルミニウム合金押出材が記載されている。特許文献１〜７によれば、これらのＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金押出材は、Ｍｎ，Ｚｒ，Ｃｒ等の添加、Ｃｕ及びＭｇ含有量の増加、あるいは希土類，Ｂｅ等の添加により、Ａ２６１８合金に比べて耐熱性や疲労特性に優れるとされている。
一方、特許文献１〜７には、エンジン、コンプレッサー等の部品の製造に適するＪＩＳ２０００（Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ）系アルミニウム合金押出材が記載されている。特許文献１〜７によれば、これらのＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金押出材は、Ｍｎ，Ｚｒ，Ｃｒ等の添加、Ｃｕ及びＭｇ含有量の増加、あるいは希土類，Ｂｅ等の添加により、Ａ２６１８合金に比べて耐熱性や疲労特性に優れるとされている。
エンジン、コンプレッサー等の回転、直動部材についてはより軽量化、高回転化が求められ、これに伴い、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金押出材の強度及び疲労強度のさらなる改善が求められている。
上記押出材がターボチャージャーインペラー等の回転部材の製造に用いられる場合には、押出材（丸棒）から押出方向と回転部材の軸方向が平行になるように削り出される。従って、インペラー等の高速回転部品には、押出材の押出方向に対し垂直方向（ＬＴ方向）に、遠心力による繰り返し荷重が発生する。このため、押出材の押出方向に対し垂直方向（ＬＴ方向）の強度及び疲労特性が問題となる。
上記押出材がターボチャージャーインペラー等の回転部材の製造に用いられる場合には、押出材（丸棒）から押出方向と回転部材の軸方向が平行になるように削り出される。従って、インペラー等の高速回転部品には、押出材の押出方向に対し垂直方向（ＬＴ方向）に、遠心力による繰り返し荷重が発生する。このため、押出材の押出方向に対し垂直方向（ＬＴ方向）の強度及び疲労特性が問題となる。
押出材は通常、押出方向と押出方向に対し垂直方向（丸棒であれば半径方向）とで、機械的性質が異なる場合が多い。多くの場合は押出方向の強度（静的強度、疲労強度）が、押出材の半径方向の強度に比べて高く、それは押出加工によって生じるミクロ組織の配向に起因する。
一方、インペラー等の高速回転部品では、疲労強度の低い押出材の半径方向に対し繰り返し荷重が発生するため、部品の耐疲労特性を確保するには、半径方向に肉厚を増加させる必要がある。しかし、それは部品の重量増につながり、軽量化が求められる自動車部品として望ましくない。
一方、インペラー等の高速回転部品では、疲労強度の低い押出材の半径方向に対し繰り返し荷重が発生するため、部品の耐疲労特性を確保するには、半径方向に肉厚を増加させる必要がある。しかし、それは部品の重量増につながり、軽量化が求められる自動車部品として望ましくない。
従って、本発明は、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金押出材の押出方向に対し垂直方向（ＬＴ方向）の疲労強度を改善することを目的とする。
本発明に係る切削用アルミニウム合金押出材は、Ｃｕ：２．９〜５．５質量％、Ｍｇ：１．０〜２．５質量％、Ｎｉ：０．５〜３．０質量％、Ｆｅ：０．５〜１．５質量％、Ｓｉ：０．４質量％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．１５質量％を含み、さらにＭｎ：０．０５〜０．６質量％、Ｃｒ：０．０５〜０．３質量％、Ｚｒ：０．０５〜０．３質量％、Ｖ：０．０５〜０．３質量％の１種又は２種以上を合計で０．７質量％以下含み、残部Ａｌ及び不可避不純物からなり、下記式（１）を満たすことを特徴とする。
σＷＬＴ／ＴＳＬＴ＞σＷＬ／ＴＳＬ ・・・（１）
ここで、σＷＬＴ：ＬＴ方向（押出方向に対し垂直方向）の疲労強度、
σＷＬ：Ｌ方向（押出方向）の疲労強度、
ＴＳＬＴ：ＬＴ方向の引張強度、
ＴＳＬ：Ｌ方向の引張強度である。
このＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金押出材は、上記化学組成及び上記式（１）を満たすことで、押出方向に対し垂直方向（ＬＴ方向）に、１４０ＭＰａ以上の高い疲労強度を示す。
σＷＬＴ／ＴＳＬＴ＞σＷＬ／ＴＳＬ ・・・（１）
ここで、σＷＬＴ：ＬＴ方向（押出方向に対し垂直方向）の疲労強度、
σＷＬ：Ｌ方向（押出方向）の疲労強度、
ＴＳＬＴ：ＬＴ方向の引張強度、
ＴＳＬ：Ｌ方向の引張強度である。
このＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金押出材は、上記化学組成及び上記式（１）を満たすことで、押出方向に対し垂直方向（ＬＴ方向）に、１４０ＭＰａ以上の高い疲労強度を示す。
Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金押出材に上記特性を持たせるには、上記化学組成と共に、適切な製造条件（特に均質化温度、押出温度、押出速度、押出比）を選択する必要がある。すなわち、本発明に係る切削用アルミニウム合金押出材は、上記化学組成からなるアルミニウム合金ビレットに対し、４５０〜５２０℃の温度で１〜２０時間の均質化処理を行った後、押出温度３２０〜５００℃、押出速度２〜８ｍ／ｓｅｃ、押出比２０〜４０の条件で押出成形し、得られた押出材に対し４８０〜５４０℃で０．５〜４時間の溶体化処理を行った後、時効処理を行うことにより製造できる。
本発明によれば、高い引張強度と、押出方向に対し垂直方向（ＬＴ方向）に、１４０ＭＰａ以上の高い疲労強度を示す切削用アルミニウム合金押出材を提供できる。
本発明に係る切削用アルミニウム合金押出材を切削してインペラーなどの回転部材を製造する場合、使用時に遠心力がかかる方向が押出材のＬＴ方向となる。本発明に係る切削用アルミニウム合金押出材はＬＴ方向に高い疲労強度を有し、一方、切削加工により製造される部材では切削前の強度異方性が維持されるから、本発明に係る切削用アルミニウム合金押出材を使用することで、Ａ２６１８等の従来材に比べ回転部材の疲労特性を改善することができる。
また、本発明に係る切削用アルミニウム合金押出材は、高い高温強度を有するとともに、１６０℃でのＬＴ方向の高温疲労強度（１×１０７回で破断しない応力）で、応力振幅９０Ｎ／ｍｍ２超が達成できる。
本発明に係る切削用アルミニウム合金押出材を切削してインペラーなどの回転部材を製造する場合、使用時に遠心力がかかる方向が押出材のＬＴ方向となる。本発明に係る切削用アルミニウム合金押出材はＬＴ方向に高い疲労強度を有し、一方、切削加工により製造される部材では切削前の強度異方性が維持されるから、本発明に係る切削用アルミニウム合金押出材を使用することで、Ａ２６１８等の従来材に比べ回転部材の疲労特性を改善することができる。
また、本発明に係る切削用アルミニウム合金押出材は、高い高温強度を有するとともに、１６０℃でのＬＴ方向の高温疲労強度（１×１０７回で破断しない応力）で、応力振幅９０Ｎ／ｍｍ２超が達成できる。
本発明に係る切削用アルミニウム合金押出材は、Ａ２６１８押出材と同レベルの切削性を有し、押出材を鍛造することなく直接切削加工することにより、エンジン、コンプレッサー、インペラー等の回転、直動部材を製造することができる。一方、この押出材を鍛造（熱間、冷間）してニアネット形状を得た後切削して前記部材を製造することもでき、この場合、押出材を直接切削加工することに比べ、歩留まりを上げることができる。
以下、本発明に係る切削用アルミニウム合金押出材とその製造方法について、より具体的に説明する。
［合金組成］
Ｃｕ：２．９〜５．５質量％
Ｃｕは、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金押出材の常温及び高温強度を向上させるのに必要不可欠の元素である。Ｃｕの含有量が２．９質量％未満では強度向上の効果が少なく、５．５質量％を越えて含有すると押出加工性が劣化する。従って、Ｃｕ含有量は２．９〜５．５質量％とする。好ましくは３．０〜４．５質量％、さらに好ましくは３．４〜４．５質量％である。
［合金組成］
Ｃｕ：２．９〜５．５質量％
Ｃｕは、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金押出材の常温及び高温強度を向上させるのに必要不可欠の元素である。Ｃｕの含有量が２．９質量％未満では強度向上の効果が少なく、５．５質量％を越えて含有すると押出加工性が劣化する。従って、Ｃｕ含有量は２．９〜５．５質量％とする。好ましくは３．０〜４．５質量％、さらに好ましくは３．４〜４．５質量％である。
Ｍｇ：１．０〜２．５質量％
ＭｇはＣｕと同様、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金押出材の常温及び高温強度を向上させるのに必要不可欠の元素である。Ｍｇの含有量が１．０質量％未満では強度向上の効果が少なく、一方、２．５質量％を越えて含有すると押出加工性が劣化する。また、Ｍｇ含有量が１．０質量％以上となることで再結晶化が進む。さらに晶出物分布が均一化し、疲労強度の改善にもつながる。従って、Ｍｇ含有量は１．０〜２．５質量％とする。好ましくは、１．２〜２．２質量％である。
ＭｇはＣｕと同様、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金押出材の常温及び高温強度を向上させるのに必要不可欠の元素である。Ｍｇの含有量が１．０質量％未満では強度向上の効果が少なく、一方、２．５質量％を越えて含有すると押出加工性が劣化する。また、Ｍｇ含有量が１．０質量％以上となることで再結晶化が進む。さらに晶出物分布が均一化し、疲労強度の改善にもつながる。従って、Ｍｇ含有量は１．０〜２．５質量％とする。好ましくは、１．２〜２．２質量％である。
Ｎｉ：０．５〜３．０質量％
Ｎｉは、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金押出材の常温及び高温強度を向上させる元素である。Ｎｉの含有量が０．５質量％未満では強度向上の効果が少なく、一方、３．０質量％を越えると合金中のＣｕと結びつき晶出物となるため、逆に強度が低下する。従って、Ｎｉ含有量は０．５〜３．０質量％とする。好ましくは、０．９〜１．５質量％である。
Ｎｉは、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金押出材の常温及び高温強度を向上させる元素である。Ｎｉの含有量が０．５質量％未満では強度向上の効果が少なく、一方、３．０質量％を越えると合金中のＣｕと結びつき晶出物となるため、逆に強度が低下する。従って、Ｎｉ含有量は０．５〜３．０質量％とする。好ましくは、０．９〜１．５質量％である。
Ｆｅ：０．５〜１．５質量％
Ｆｅは、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金押出材の高温強度を向上させる元素である。Ｆｅの含有量が０．５質量％未満ではその効果が少なく、一方、１．５質量％を越えて含有すると巨大晶出物が発生し、強度は低下する。従って、Ｆｅ含有量は０．５〜１．５質量％とする。好ましくは０．８〜１．２質量％である。
Ｆｅは、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金押出材の高温強度を向上させる元素である。Ｆｅの含有量が０．５質量％未満ではその効果が少なく、一方、１．５質量％を越えて含有すると巨大晶出物が発生し、強度は低下する。従って、Ｆｅ含有量は０．５〜１．５質量％とする。好ましくは０．８〜１．２質量％である。
Ｍｎ：０．０５〜０．６質量％
Ｃｒ：０．０５〜０．３質量％
Ｚｒ：０．０５〜０．３質量％
Ｖ：０．０５〜０．３質量％
Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖは、アルミニウム合金押出材を繊維組織化し、再結晶化を抑制する元素であり、常温から高温においてアルミニウム合金押出材の強度を向上させ、また、後述するように押出材の疲労強度を高くするために必須の元素である。Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖの個々の含有量が、上記範囲の下限値未満では強度向上の効果が少なく、一方、上記範囲の上限値を越えて含有すると巨大晶出物が発生し、押出材の強度は低下する。また、Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖの１種又は２種以上の合計含有量が０．７質量％を超えると、同様に巨大晶出物が発生し、押出材の強度が低下する。従って、Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖの含有量は上記範囲とし、これらの１種又は２種以上の合計含有量は０．７質量％以下とする。Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖの好ましい含有量は、Ｍｎ含有量が０．１５〜０．３５質量％、Ｃｒ含有量が０．１〜０．２５質量％、Ｚｒ含有量が０．１〜０．２５質量％、Ｖ含有量が０．１〜０．２５％である。
Ｃｒ：０．０５〜０．３質量％
Ｚｒ：０．０５〜０．３質量％
Ｖ：０．０５〜０．３質量％
Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖは、アルミニウム合金押出材を繊維組織化し、再結晶化を抑制する元素であり、常温から高温においてアルミニウム合金押出材の強度を向上させ、また、後述するように押出材の疲労強度を高くするために必須の元素である。Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖの個々の含有量が、上記範囲の下限値未満では強度向上の効果が少なく、一方、上記範囲の上限値を越えて含有すると巨大晶出物が発生し、押出材の強度は低下する。また、Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖの１種又は２種以上の合計含有量が０．７質量％を超えると、同様に巨大晶出物が発生し、押出材の強度が低下する。従って、Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖの含有量は上記範囲とし、これらの１種又は２種以上の合計含有量は０．７質量％以下とする。Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖの好ましい含有量は、Ｍｎ含有量が０．１５〜０．３５質量％、Ｃｒ含有量が０．１〜０．２５質量％、Ｚｒ含有量が０．１〜０．２５質量％、Ｖ含有量が０．１〜０．２５％である。
Ｓｉ：０．４質量％以下
Ｓｉは、時効処理（１９０〜２００℃程度）でＭｇと金属間化合物Ｍｇ２Ｓｉを生成し、強度を向上させる元素であり、本発明合金に必要に応じて添加され、又は不可避不純物として含有される。一方、Ｍｇ２Ｓｉは高温での使用が続くうちに粗大化し、これにより特に高温強度及び疲労強度が低下する可能性がある。添加元素又は不可避不純物としてのＳｉ含有量を０．４％以下に制限することにより、Ｍｇ２Ｓｉの生成そのものを抑え、高温使用に伴うＭｇ２Ｓｉの粗大化を回避し、エンジン、コンプレッサー等の回転、直動部材の高温強度及び疲労強度の低下（高温不安定性）を防止することができる。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．３０質量％以下である。
Ｓｉは、時効処理（１９０〜２００℃程度）でＭｇと金属間化合物Ｍｇ２Ｓｉを生成し、強度を向上させる元素であり、本発明合金に必要に応じて添加され、又は不可避不純物として含有される。一方、Ｍｇ２Ｓｉは高温での使用が続くうちに粗大化し、これにより特に高温強度及び疲労強度が低下する可能性がある。添加元素又は不可避不純物としてのＳｉ含有量を０．４％以下に制限することにより、Ｍｇ２Ｓｉの生成そのものを抑え、高温使用に伴うＭｇ２Ｓｉの粗大化を回避し、エンジン、コンプレッサー等の回転、直動部材の高温強度及び疲労強度の低下（高温不安定性）を防止することができる。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．３０質量％以下である。
Ｔｉ：０．００５〜０．１５質量％
Ｔｉは、鋳塊組織を微細化して機械的性質を安定化させる元素である。しかし、含有量が０．１５％質量以上では粗大なＡｌ−Ｔｉ系晶出物を生成し、強度を低下させる。また含有量が０．００５％以下では効果が得られない。従って、Ｔｉ含有量は０．００５〜０．１５質量％であり、好ましくは０．０１〜０．１質量％である。
不可避不純物
実操業のアルミニウム合金には、種々の不可避不純物元素が含まれるが、本発明に係るＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金でも、ＪＩＳ２０００系アルミニウム合金とほぼ同様に、Ｚｎが０．０５質量％未満、Ｐｂ，Ｂｉ，Ｓｎが個々に０．０１質量％未満、その他の元素が個々に０．０５質量％未満、Ｓｉを除く不可避不純物トータルで０．１５質量％未満であれば特に問題は生じない。
Ｔｉは、鋳塊組織を微細化して機械的性質を安定化させる元素である。しかし、含有量が０．１５％質量以上では粗大なＡｌ−Ｔｉ系晶出物を生成し、強度を低下させる。また含有量が０．００５％以下では効果が得られない。従って、Ｔｉ含有量は０．００５〜０．１５質量％であり、好ましくは０．０１〜０．１質量％である。
不可避不純物
実操業のアルミニウム合金には、種々の不可避不純物元素が含まれるが、本発明に係るＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金でも、ＪＩＳ２０００系アルミニウム合金とほぼ同様に、Ｚｎが０．０５質量％未満、Ｐｂ，Ｂｉ，Ｓｎが個々に０．０１質量％未満、その他の元素が個々に０．０５質量％未満、Ｓｉを除く不可避不純物トータルで０．１５質量％未満であれば特に問題は生じない。
［疲労比］
疲労比とは、疲労強度と引張強度の比である。
本発明のＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金押出材は、前記式（１）に示すように、押出方向に垂直な方向（ＬＴ方向）の疲労比（σＷＬＴ／ＴＳＬＴ）が、押出方向（Ｌ方向）の疲労比（σＷＬ／ＴＳＬ）よりも高い。本発明のＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金押出材は、前記式（１）を満たすことで、押出方向に対し垂直方向（ＬＴ方向）に、１４０ＭＰａ以上の高い疲労強度を示す。
疲労比とは、疲労強度と引張強度の比である。
本発明のＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金押出材は、前記式（１）に示すように、押出方向に垂直な方向（ＬＴ方向）の疲労比（σＷＬＴ／ＴＳＬＴ）が、押出方向（Ｌ方向）の疲労比（σＷＬ／ＴＳＬ）よりも高い。本発明のＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金押出材は、前記式（１）を満たすことで、押出方向に対し垂直方向（ＬＴ方向）に、１４０ＭＰａ以上の高い疲労強度を示す。
本発明のＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金押出材は、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖの１種又は２種以上を含有することで繊維組織化されている。疲労により発生した疲労亀裂は、一般的に結晶粒界が疲労き裂伝ぱの妨げとなるため、押出材を繊維組織化することは疲労強度を高くするうえで有効な手段である。一方、特にＬＴ方向の疲労比を向上させ、ＬＴ方向の疲労比がＬ方向の疲労比より高いＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金押出材を得るには、該押出材を単に繊維組織化するだけでなく、次に示す特定の押出条件（押出比、押出速度、押出温度）で押出成形する必要がある。
［製造方法］
前記組成のアルミニウム合金を溶解し、ＤＣ鋳造によりビレットに造塊する。
得られたビレットについて、４５０〜５２０℃の温度で１〜２０ｈの均質化処理を行う。４５０℃未満の温度では十分な均質化が得られない。また、５２０℃を超える温度では、偏在するミクロ偏析が共晶融解を起こすため、疲労強度低下の原因となる。均質化処理時間が１ｈ未満では十分な均質化が得られず、２０ｈを超える均質化処理は、熱処理炉の占有時間が長くなり製造コストを増大させる。好ましくは４５０〜５２０℃、５〜１５ｈの均質化処理を行う。
前記組成のアルミニウム合金を溶解し、ＤＣ鋳造によりビレットに造塊する。
得られたビレットについて、４５０〜５２０℃の温度で１〜２０ｈの均質化処理を行う。４５０℃未満の温度では十分な均質化が得られない。また、５２０℃を超える温度では、偏在するミクロ偏析が共晶融解を起こすため、疲労強度低下の原因となる。均質化処理時間が１ｈ未満では十分な均質化が得られず、２０ｈを超える均質化処理は、熱処理炉の占有時間が長くなり製造コストを増大させる。好ましくは４５０〜５２０℃、５〜１５ｈの均質化処理を行う。
均質化処理後、ビレットをそのまま押出温度まで冷却し、又はいったん室温まで冷却した後押出温度に再加熱して、押出加工を行う。押出加工は、押出温度３２０〜５００℃、押出速度：２〜８ｍ／ｓｅｃ、押出比２０〜４０で行う。
押出温度が３２０℃未満では、加工ひずみが材料内部に蓄積され、溶体化処理を行う際に結晶粒の粗大化が生じ強度が低下する。押出温度が５００℃を超えると、加工変形中の加工発熱が加わり、部分的に共晶融解が発生して疲労強度が低下する。望ましい押出温度は３５０〜４５０℃である。
押出速度が２ｍ／ｓｅｃ未満では、生産性が低く実用的ではない。押出速度が８ｍ／ｓｅｃを超えると、加工発熱のため結晶粒の粗大化が生じるため、疲労強度が低下する。望ましい押出速度は２．５〜５ｍ／ｓｅｃである。
押出比が２０未満では、導入される加工ひずみが小さいため、微細な結晶粒が得られない。押出比が４０を超えると、加工ひずみが大きく、加工発熱で結晶粒の粗大化が生じ疲労強度が低下する。望ましい押出比は２５〜３５である。
押出温度、押出速度及び押出比の３つの条件を上記のとおり組合せたとき、ＬＴ方向の疲労比がＬ方向の疲労比より高いＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金押出材を得ることができる。ただし、その理由は明確ではない。
押出温度が３２０℃未満では、加工ひずみが材料内部に蓄積され、溶体化処理を行う際に結晶粒の粗大化が生じ強度が低下する。押出温度が５００℃を超えると、加工変形中の加工発熱が加わり、部分的に共晶融解が発生して疲労強度が低下する。望ましい押出温度は３５０〜４５０℃である。
押出速度が２ｍ／ｓｅｃ未満では、生産性が低く実用的ではない。押出速度が８ｍ／ｓｅｃを超えると、加工発熱のため結晶粒の粗大化が生じるため、疲労強度が低下する。望ましい押出速度は２．５〜５ｍ／ｓｅｃである。
押出比が２０未満では、導入される加工ひずみが小さいため、微細な結晶粒が得られない。押出比が４０を超えると、加工ひずみが大きく、加工発熱で結晶粒の粗大化が生じ疲労強度が低下する。望ましい押出比は２５〜３５である。
押出温度、押出速度及び押出比の３つの条件を上記のとおり組合せたとき、ＬＴ方向の疲労比がＬ方向の疲労比より高いＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金押出材を得ることができる。ただし、その理由は明確ではない。
押出加工後、４８０〜５４０℃、０．５〜４ｈで溶体化処理を行う。溶体化温度が４８０未満では、溶体化不足のため、所定の強度が得られない。溶体化温度が５４０℃を超えると、部分的に共晶融解が発生して疲労強度が低下する。
溶体化処理後、焼き入れを行い、その後、人工時効処理を行う。人工時効処理は、１９０〜２００℃×５〜２５ｈ程度の通常の条件で行えばよい。
前記組成のＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金に、以上説明した製造方法を適用することにより、ＬＴ方向の疲労比（σＷＬＴ／ＴＳＬＴ）を高め、とＬ方向の疲労比（σＷＬ／ＴＳＬ）が前記式（１）の関係を有するアルミニウム合金押出材を得ることができる。
溶体化処理後、焼き入れを行い、その後、人工時効処理を行う。人工時効処理は、１９０〜２００℃×５〜２５ｈ程度の通常の条件で行えばよい。
前記組成のＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金に、以上説明した製造方法を適用することにより、ＬＴ方向の疲労比（σＷＬＴ／ＴＳＬＴ）を高め、とＬ方向の疲労比（σＷＬ／ＴＳＬ）が前記式（１）の関係を有するアルミニウム合金押出材を得ることができる。
表１に示す組成のＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系アルミニウム合金をＤＣ鋳造して、各組成ごとに同じ直径の押出ビレットを得た後、表２に示す条件で均質化処理を施した。均質化処理した押出ビレットを表２に示す押出温度に再加熱し、続いて表２に示す押出速度及び押出比で押し出した。押出材は丸棒であり、押出比は丸棒の直径を変えることで調整した。その後、表２に示す条件で溶体化処理を行い、温度２０℃の水槽内で焼入れを行った。その後、２００℃×５ｈの人工時効処理を施した。
得られた押出材を供試材とし、下記要領で引張試験及び疲労試験を行い、押出方向に平行方向（Ｌ方向）の引張強度（ＴＳＬ）と疲労強度（σＷＬ）、及び押出方向に垂直方向（ＬＴ方向）の引張強度（ＴＳＬＴ）と疲労強度（σＷＬＴ）を測定した。また、これらの測定値から、押出方向に平行方向（Ｌ方向）の疲労比（σＷＬ／ＴＳＬ）と、押出方向に垂直方向（ＬＴ方向）の疲労比（σＷＬＴ／ＴＳＬＴ）を算出し、前記式（１）を満たすものを○、満たさないものに×と評価した。それらの結果を表２に示す。
（引張試験）
供試材から、長手方向が押出方向に平行方向（Ｌ方向）の引張試験片と、押出方向に垂直方向（ＬＴ方向）の引張試験片を採取し、常温にて、クロスヘッドスピード２ｍｍ／分で引張試験を実施した。
供試材から、長手方向が押出方向に平行方向（Ｌ方向）の引張試験片と、押出方向に垂直方向（ＬＴ方向）の引張試験片を採取し、常温にて、クロスヘッドスピード２ｍｍ／分で引張試験を実施した。
（疲労試験）
供試材から、長手方向が押出方向に平行方向（Ｌ方向）の疲労試験片と、押出方向に垂直方向（ＬＴ方向）の疲労試験片を採取し、小野式回転曲げ疲労試験を実施した。試験片は押出材の中心部から機械加工により採取した後、試験片中央部の表面をエメリー紙で研磨し、最後に＃２４００番のエメリー紙で研磨して平滑とした。疲労試験は、小野式回転曲げ小型試験機を用いて室温（２０℃）、大気中で行った。応力振幅は両振り（応力比Ｒ＝−１）の正弦波で実施した。
供試材から、長手方向が押出方向に平行方向（Ｌ方向）の疲労試験片と、押出方向に垂直方向（ＬＴ方向）の疲労試験片を採取し、小野式回転曲げ疲労試験を実施した。試験片は押出材の中心部から機械加工により採取した後、試験片中央部の表面をエメリー紙で研磨し、最後に＃２４００番のエメリー紙で研磨して平滑とした。疲労試験は、小野式回転曲げ小型試験機を用いて室温（２０℃）、大気中で行った。応力振幅は両振り（応力比Ｒ＝−１）の正弦波で実施した。
表２に示すように、Ｎｏ．１〜１２は、アルミニウム合金の組成及び製造方法が本発明の範囲内であり、いずれもＬＴ方向の疲労比がＬ方向の疲労比よりも高く、ＬＴ方向の疲労強度が１４０Ｎ／ｍｍ２以上となっている。また、Ｌ方向の引張強度（ＴＳＬ）が５００ＭＰａ以上、ＬＴ方向の引張強度（ＴＳＬＴ）が４００ＭＰａ以上が得られている。
一方、アルミニウム合金の組成（特にＭｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖの合計含有量）が本発明の規定を外れるＮｏ．１３，１４と、製造方法（特に押出条件）が本発明の規定を外れるＮｏ．１５〜２０は、いずれもＬＴ方向の疲労比がＬ方向の疲労比より低く、ＬＴ方向の疲労強度が１４０Ｎ／ｍｍ２に達していない。
一方、アルミニウム合金の組成（特にＭｎ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｖの合計含有量）が本発明の規定を外れるＮｏ．１３，１４と、製造方法（特に押出条件）が本発明の規定を外れるＮｏ．１５〜２０は、いずれもＬＴ方向の疲労比がＬ方向の疲労比より低く、ＬＴ方向の疲労強度が１４０Ｎ／ｍｍ２に達していない。
Claims (3)
- Ｃｕ：２．９〜５．５質量％、Ｍｇ：１．０〜２．５質量％、Ｎｉ：０．５〜３．０質量％、Ｆｅ：０．５〜１．５質量％、Ｓｉ：０．４質量％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．１５質量％を含み、さらにＭｎ：０．０５〜０．６質量％、Ｃｒ：０．０５〜０．３質量％、Ｚｒ：０．０５〜０．３質量％、Ｖ：０．０５〜０．３質量％の１種又は２種以上を合計で０．７質量％以下含み、残部Ａｌ及び不可避不純物からなり、下記式（１）を満たすことを特徴とする切削用アルミニウム合金押出材。
σＷＬＴ／ＴＳＬＴ＞σＷＬ／ＴＳＬ ・・・（１）
ここで、σＷＬＴ：ＬＴ方向の疲労強度、
σＷＬ：Ｌ方向の疲労強度、
ＴＳＬＴ：ＬＴ方向の引張強度、
ＴＳＬ：Ｌ方向の引張強度である。 - 請求項１に記載された切削用アルミニウム合金押出材を用いて切削加工を行ったアルミニウム合金部材。
- Ｃｕ：２．９〜５．５質量％、Ｍｇ：１．０〜２．５質量％、Ｎｉ：０．５〜３．０質量％、Ｆｅ：０．５〜１．５質量％、Ｓｉ：０．４質量％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．１５質量％を含み、さらにＭｎ：０．０５〜０．６質量％、Ｃｒ：０．０５〜０．３質量％、Ｚｒ：０．０５〜０．３質量％、Ｖ：０．０５〜０．３質量％の１種又は２種以上を合計で０．７質量％以下含み、残部Ａｌ及び不可避不純物からなるアルミニウム合金ビレットに対し、４５０〜５２０℃の温度で１〜２０時間の均質化処理を行った後、押出温度３２０〜５００℃、押出速度２〜８ｍ／ｓｅｃ、押出比２０〜４０の条件で押出成形し、得られた押出材に対し４８０〜５４０℃で０．５〜４時間の溶体化処理を行った後、時効処理を行うことを特徴とする切削用アルミニウム合金押出材の製造方法。
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