JP4017105B2 - 切削性および熱間加工性に優れたアルミニウム合金鋳造棒 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、切削性および熱間加工性に優れたアルミニウム合金鋳造棒、詳しくは、環境保護の点で有害で公害問題を生じるおそれがあるＰｂを含有せず、熱間鍛造用として好適に使用し得る切削性および熱間加工性に優れたアルミニウム合金鋳造棒に関する。
【０００２】
【従来の技術】
通常、切削用アルミニウム合金には低融点金属が添加され、低融点金属はアルミニウムマトリックスに中にほとんど固溶せず、第２相としてマトリックス中に分散することにより、切削時に切り粉が微細に分断されて切削性が高められる。従って低融点金属の分散状態および粒子径が切り粉の分断に大きく影響する。
【０００３】
従来、切削用高強度アルミニウム合金として知られているＡ２０１１合金は、切削性を向上させるためにＰｂとＢｉが添加されている。Ｐｂはマトリックス中に微細分散し易く、従って切り粉が微細に分断されて良好な切削性が得られるが、近年、Ｐｂによる公害問題が採り上げられており、地球環境保護の観点から、有害なＰｂを含有しない切削用アルミニウム合金の開発が要請されるようになっている。
【０００４】
Ｐｂに代えてＳｎを含有させた２０００系の切削用アルミニウム合金として、Ｃｕ：４．５〜６．０％、Ｓｉ：０．４％以下、Ｆｅ：０．７％以下、Ｚｎ：０．３％以下、Ｂｉ：０．１〜１．０％、Ｓｎ：０．２〜０．５％を含有し、残部Ａｌおよび不可避的不純物からなり、ビレットに鋳造して押出加工されるアルミニウム合金（特許文献１参照）が提案されている。
【０００５】
上記の特許文献１に示されているアルミニウム合金については、押出用ビレットに造塊し、均質化処理後、熱間押出加工を施し、溶体化処理後、引抜き加工を行い、あるいはその後時効処理を行うが、このアルミニウム合金のように、Ｐｂの代わりにＳｎを添加して、ＳｎおよびＢｉを含有させた合金においては、マトリックス中に分散する低融点金属の粒子径がＰｂを含有する合金の場合の低融点金属の粒子径に比べて大きく、その分散状態もより粗くなるため、切削加工において微細な切り粉の分断が得られない場合があり、また、Ｓｎを多量に添加すると、とくに熱間鍛造などの熱間加工時に割れが生じ易くなるという問題がある。
【０００６】
同じく、押出または圧延などの熱間加工後に溶体化・焼入れ処理および時効処理を施して切削加工に供されるアルミニウム合金として、Ｃｕ：４．８〜５．９％、Ｂｉ：０．３〜１．０％、Ｓｎ：０．３〜１．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％を含有する合金（特許文献２参照）も提案されているが、切削性について上記特許文献１と同様の問題があるとともに、熱間鍛造用として使用する場合、押出や圧延に比べて鍛造型と材料との摩擦が大きいため、歪速度の大きい鍛造加工では熱間割れが生じ易いという難点がある。
【０００７】
鍛造用素材は棒材として供給されることが多く、鍛造用素棒は押出棒と鋳造棒に大別されるが、最近では、製造コストの点で、押出棒を鍛造するものに比べて鋳造棒を鍛造するという要望が大きい。しかしながら、Ｐｂ、Ｂｉなどの低融点金属が添加されたアルミニウム合金鋳造棒は、押出棒と比べると熱間加工が加えられていないため、低融点金属の分散度が劣り、このため鍛造割れが発生し易いという問題点がある。
【０００８】
Ｃｕ：４〜５．７５％、Ｂｉ：０．２〜０．９％、Ｓｎ：０．１２〜１．０％、Ｆｅ：０．７％以下、Ｓｉ：０．４％以下、Ｚｎ：０．３％以下を含有し、Ｓｎの含有量に対するＢｉの含有量の比（Ｂｉ％／Ｓｎ％）を０．８〜５とし、残部Ａｌおよび不純物としたアルミニウム合金（特許文献３参照）が提案され、この合金は、鋳造棒としても提供されることが開示されているが、上記の問題点があり、必ずしも十分な熱間鍛造性をそなえていない。
【０００９】
【特許文献１】
米国特許第５８０３９９４号公報（クレーム１、第２欄５８行〜第３欄２１行）
【特許文献２】
特開２００１−２４０９３１号公報（請求項１、０００７段落）
【特許文献３】
米国特許第６１１３８５０号公報（クレーム１、第３欄５６行〜５８行）
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】
この発明は、実質的にＰｂ、Ｃｄを含有しない２０００系アルミニウム合金の鋳造棒、とくに熱間鍛造用素棒として提供される鋳造棒における上記従来の問題点を解消するためになされたものであり、その目的は、従来のＡ２０１１合金と同等の切削性をそなえ、熱間加工性、とくに熱間鍛造性に優れたアルミニウム合金鋳造棒を提供することにある。
【００１１】
【課題を解決するための手段】
上記の目的を達成するための請求項１による切削性および熱間加工性に優れたアルミニウム合金鋳造棒は、Ｃｕ：４．０〜６．０％、Ｓｎ：０．０５〜０．４５％、Ｂｉ：０．０５〜０．４５％、Ｆｅ：０．１０〜０．４０％を含有し、残部Ａｌおよび不純物からなり、ＳｎとＢｉの合計含有量が０．２〜０．８％、Ｓｎの含有量に対するＢｉの含有量の比（Ｂｉ％／Ｓｎ％）が０．３〜５であり、ＰｂおよびＣｄの含有量がそれぞれ０．０２％以下に規制され、平均結晶粒径が１００μｍ以下で、マトリックス中に分散する低融点金属粒子の平均粒径（円相当直径、以下同じ）が１３μｍ以下であることを特徴とする。
【００１２】
請求項２による切削性および熱間加工性に優れたアルミニウム合金鋳造棒は、請求項１において、さらに、Ｓｉ：０．１〜４．０％を含有することを特徴とする。
【００１３】
請求項３による切削性および熱間加工性に優れたアルミニウム合金鋳造棒は、請求項１または２において、さらに、Ｍｎ：０．０１〜２．０％、Ｃｒ：０．０１〜０．３％、Ｚｒ：０．０１〜０．３％、Ｎｉ：０．０５〜２．３％、Ｖ：０．００１〜０．２％、Ｚｎ：０．０１〜０．６％のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする。
【００１４】
【発明の実施の形態】
本発明の切削性および熱間加工性に優れたアルミニウム合金鋳造棒における合金成分の意義および限定理由について説明すると、Ｃｕは、合金マトリックス中に固溶または析出して強度を高め、それによって切削性を向上させるよう機能する。Ｃｕの好ましい含有範囲は４．０〜６．０％であり、４．０％未満ではその効果が小さく、６．０％を越えると熱間加工性が低下する。Ｃｕのさらに好ましい含有量は４．５〜５．７％の範囲である。
【００１５】
Ｓｎは、マトリックス中にほとんど固溶せず、マトリックス中に分散することにより切削性を向上させるよう機能する。Ｓｎの好ましい含有範囲は０．０５〜０．４５％であり、０．０５％未満ではその効果が小さく、０．４５％を越えると熱間加工性が低下する。Ｓｎのさらに好ましい含有量は０．０６〜０．４０％の範囲である。
【００１６】
ＢｉもＳｎと同様に、マトリックス中にほとんど固溶せず、マトリックス中に分散することにより切削性を向上させるよう機能する。Ｓｎの好ましい含有範囲は０．０５〜０．４５％であり、０．０５％未満ではその効果が小さく、０．４５％を越えると熱間加工性が低下する。Ｂｉのさらに好ましい含有量は０．０６〜０．４０％の範囲である。
【００１７】
ＳｎとＢｉの合計含有量は、切削性に影響するとともに、熱間加工時の割れ発生に影響を与える。好ましい合計含有量は０．２〜０．８％の範囲であり、０．２％未満では切削性の向上効果が十分でなく、０．８％を越えると熱間加工時に割れが生じ易くなり、生産性を大きく低下させる。さらに好ましいＳｎとＢｉの合計含有範囲は０．３〜０．７％である。
【００１８】
Ｓｎ含有量に対するＢｉ含有量の比（Ｂｉ％／Ｓｎ％）は、切削性に影響するとともに、熱間加工時の割れ発生に影響を与える。好ましい比率は、Ｂｉ％／Ｓｎ％：０．３／１〜５／１であり、０．３／１未満では、熱間加工時に割れが生じ易くなり生産性を大きく低下させ、５／１を越えると、低融点金属の分散が粗くなって切削加工時の切り粉が分断され難くなり、切削性が劣る。
【００１９】
Ｆｅは、再結晶粒を微細化し、それによりＳｎ、Ｂｉが微細に分散して切削性が向上する。Ｆｅの好ましい含有範囲は０．１０〜０．４０％であり、０．１０％未満ではその効果が小さく、０．４０％を越えると、粗大な化合物が晶出して熱間加工性が低下する。Ｆｅのさらに好ましい含有量は０．１５〜０．３５％の範囲である。Ｆｅは、アルミニウム合金中に不純物として含有されるが、本発明においては上記の範囲に厳密に規制することが重要である。
【００２０】
Ｓｉは、強度および切削性を向上させるよう機能し、とくにＭｇと共存することによりＭｇ2 Ｓｉを生成して強度を高め、共晶Ｓｉを分散させることにより切削性を向上させる。Ｓｉの好ましい含有範囲は０．１〜４．０％であり、０．１％未満ではその効果が十分でなく、４．０％を越えると熱間加工性を低下させ、切削加工時の切削工具の寿命を短くする。Ｓｉのさらに好ましい含有量は０．１〜３．０％の範囲である。
【００２１】
Ｍｎは、Ａｌ−Ｍｎ系およびＡｌ（ＭｎＦｅ）Ｓｉ系の化合物粒子を析出して再結晶粒を微細化し、切削性および耐焼き割れ性を向上させるよう機能する。Ｍｎの好ましい含有範囲は０．０１〜２．０％であり、０．０１％未満ではその効果が小さく、２．０％を越えると熱間加工性が低下する。Ｍｎのさらに好ましい含有量は０．０１〜１．５％の範囲である。
【００２２】
Ｃｒは、再結晶粒を微細化して強度を向上させるよう機能する。Ｃｒの好ましい含有範囲は０．０１〜０．３％であり、０．０１％未満ではその効果が小さく、０．３％を越えると、粗大な化合物が晶出により熱間加工性が低下する。Ｃｒのさらに好ましい含有量は０．０１〜０．２％の範囲である。
【００２３】
ＺｒはＣｒと同様、再結晶粒を微細化し、切削性を向上させるよう機能する。Ｚｒの好ましい含有範囲は０．０１〜０．３％であり、０．０１％未満ではその効果が小さく、０．３％を越えると、粗大な化合物の晶出により熱間加工性が低下する。Ｚｒのさらに好ましい含有量は０．０１〜０．２％の範囲である。
【００２４】
Ｎｉは、Ｎｉ系の析出物を析出させ、強度および切削性を向上させるよう機能する。Ｎｉの好ましい含有範囲は０．０５〜２．３％であり、０．０５％未満ではその効果が小さく、２．３％を越えると耐食性が低下する。Ｎｉのさらに好ましい含有量は０．５〜２．０％の範囲である。
【００２５】
Ｖは、再結晶粒を微細化して切削性を向上させるよう機能する。Ｖの好ましい含有範囲は０．００１〜０．２％であり、０．００１％未満ではその効果が小さく、０．２％を越えると、Ｖ化合物の生成により熱間加工性が低下する。
【００２６】
Ｚｎは、マトリックス中に固溶し、これが熱処理により微細に析出して強度を高め、切削性を向上させる。Ｚｎの好ましい含有範囲は０．０１〜０．６％であり、０．０１％未満ではその効果が小さく、０．６％を越えると、電位の低下による自己消耗が大きくなり耐食性が低下する。Ｚｎのさらに好ましい含有量は０．０５〜０．５％の範囲である。
【００２７】
ＳｎおよびＢｉを含有させた合金においては、前記のように、マトリックス中に分散する低融点金属の粒子径がＰｂを含有する合金の場合の低融点金属の粒子径に比べて大きく、その分散状態もより粗くなるため、切削加工において微細な切り粉の分断が得られない場合があり、熱間鍛造時に割れが発生し易いという問題があるが、発明者らは、アルミニウム中にほとんど固溶されない低融点金属は、凝固過程において結晶粒界の最終凝固部に偏在し、結晶粒を微細化することにより低融点金属を均一且つ微細に分散させることができることを見出した。
【００２８】
切削性および熱間鍛造加工性を良好にするための低融点金属の微細な分散形態について、試験、検討を行った結果、マトリックス中での低融点金属粒子の好ましい粒径は平均で１３μｍ以下であり、平均粒径が１３μｍを越えると、切削時に切り粉の分断が生じず、切り粉がドリルやバイトに絡み易く自動排出されないことが認められた。切り粉が自動排出されないと、自動切削加工における生産性が低下するため好ましくない。
【００２９】
また、結晶粒の平均粒径が好ましくは１００μｍ以下、さらに好ましくは７５μｍ以下の場合に、低融点金属をマトリックス中に均一且つ微細に分散させることができ、優れた切削性および熱間鍛造加工性を与えることができることがわかった。
【００３０】
低融点金属、Ｓｎ、Ｂｉの微細な分散形態は、Ｓｎ、Ｂｉを含有する本発明のＡｌ−Ｃｕ系合金の鋳造前の溶湯温度、鋳造速度、組織微細化剤の添加の組合わせを調整することにより得ることができる。例えば、直径１５〜５５ｍｍ（鋳造鋳込み径）の本発明合金の鋳造棒を製造する場合、溶湯温度を７００〜７８０℃、鋳造速度２５０〜１０００ｍｍ／分の範囲で調整し、鋳込み前に添加する組織微細化剤として、Ｔｉ、ＴｉとＢ、またはＴｉとＣを使用し、Ｔｉ単独の場合には０．００１％以上、ＴｉとＢの場合にはＴｉ：０．０００５％以上、Ｂ：１ｐｐｍ以上、ＴｉとＣの場合にはＴｉ：０．０００５％以上、Ｃ：１ｐｐｍ以上となるように添加することにより、低融点金属の前記微細分散形態を得ることができる。
【００３１】
【実施例】
以下、本発明の実施例を比較例と対比して説明し、本発明の効果を実証する。これらに実施例は、本発明の一実施態様であり、本発明はこれに限定されるものではない。
【００３２】
実施例１
表１に示す組成のアルミニウム合金Ａ〜Ｏを溶解し、ＤＣ鋳造により直径４０ｍｍの鋳造棒を製造した。鋳造時の溶湯温度は７２０℃、鋳造速度は５００ｍｍ／分とし、鋳込み前に添加する組織微細化剤として、Ｔｉ、ＡｌＴｉＢまたはＡｌＴｉＣを使用した。
【００３３】
得られた鋳造棒を試験材として、直径方向の中央部のミクロ組織を観察して結晶粒径を測定し、低融点金属Ｓｎ、Ｂｉの平均粒径を求めた。結晶粒径の測定は、ミクロ組織観察用試料を研磨後、ケラー氏液でエッチングし、線分法により行い、Ｓｎ、Ｂｉの分散状態は、ＥＰＭＡ面分析により倍率３２０倍で撮影し、画像解析装置（ルーゼックス）により低融点金属粒子の平均粒径を測定した。
【００３４】
つぎに、試験材から直径３０ｍｍ、長さ４５ｍｍの円筒状の試料を切り出し、４４０℃に加熱した後、エアーハンマーを用いて長さ方向に減厚率８５％まで鍛造し、割れ発生の有無を観察することにより熱間加工性を評価し、割れが発生しないものを合格（○）、微小割れが生じたもの（△）、３ｍｍ以上の割れが生じたもの（×）を不合格とした。また、試験材を５１０℃で２時間溶体化処理した後、水冷し、１８０℃で９時間加熱する時効処理を行ってＴ６調質材とし、引張試験片を採取して、常温で引張試験を行い、耐力２５０ＭＰａ以上のものを合格とした。
【００３５】
切削性は、上記のＴ６調質材を、市販の直径６ｍｍの鋼製ドリルを用いて、回転数１０００ｒｐｍ、送り速度１００ｍｍ／分の条件で切削し、ドリルへの切り粉の巻き付きの有無により評価し、巻き付きの無いものを合格（○）、巻き付きの有るものを不合格（×）とした。耐食性は、上記のＴ６材について、ＪＩＳ Ｚ１２７１に準拠して１００時間の塩水噴霧試験を行い、単位面積当たりの重量損失により評価し、重量損失が１００ｍｇ／ｄｍ2 未満のものを合格（○）、１００ｍｇ／ｄｍ2 以上のものを不合格（×）とした。
【００３６】
測定、評価結果を表２に示す。表２にみられるように、本発明に従う試験材Ｎｏ．１〜１５はいずれも、耐力２５０ＭＰａ以上の優れた強度を示し、切削加工においてドリルへの切り粉の巻き付きは無く、鍛造割れの発生も無く、優れた切削性、熱間加工性をそなえている。また、塩水噴霧試験における重量損失は１００ｍｇ／ｄｍ2 未満であり、良好な耐食性を有している。
【００３７】
【表１】
【００３８】
【表２】
【００３９】
比較例１
表３に示す組成のアルミニウム合金ａ〜ｐを溶解し、ＤＣ鋳造により直径４０ｍｍの鋳造棒を製造した。鋳造時の溶湯温度は７２０℃、鋳造速度は５００ｍｍ／分とした。また、表３に示す組成のアルミニウム合金ｑを溶解し、ＤＣ鋳造により直径９０ｍｍの鋳造棒を製造した。この場合の鋳造時の溶湯温度は６９０℃、鋳造速度は２００ｍｍ／分とし、合金ｌを除き、鋳込み前に組織微細化剤としてＡｌＴｉＢを添加した。
【００４０】
得られた鋳造棒を試験材として、実施例１と同様にして、直径方向の中央部の結晶粒径を測定し、低融点金属Ｓｎ、Ｂｉの平均粒径を測定し、熱間加工性、引張性質、切削性および耐食性を評価した。結果を表４に示す。なお、表３〜４において、本発明の条件を外れたものには下線を付した。
【００４１】
【表３】
【００４２】
【表４】
【００４３】
表４に示すように、試験材Ｎｏ．１６はＣｕ量が少ないため強度が劣り、切削時に切り粉がドリルに絡みついた。試験材Ｎｏ．１７はＣｕ量が多いため熱間鍛造時に微小割れが生じた。試験材Ｎｏ．１８およびＮｏ．２０は、それぞれＳｎ量およびＢｉ量が少なく、Ｂｉ％／Ｓｎ％も本発明の範囲を外れているため、切削性が劣る。試験材Ｎｏ．１９およびＮｏ．２１は、それぞれＳｎ量およびＢｉ量が多く、ＳｎとＢｉの合計量も多いため、熱間鍛造で割れが生じた。試験材Ｎｏ．２２はＦｅ量が少ないため、平均結晶粒径および低融点金属粒子の平均粒子径が大きくなり切削性が劣る。
【００４４】
試験材Ｎｏ．２３はＦｅ量が多く、試験材Ｎｏ．２４はＳｉ量が多く、試験材Ｎｏ．２５はＭｎ量が多く、試験材Ｎｏ．２６はＣｒ量が多く、試験材Ｎｏ．２８はＺｒ量が多く、試験材Ｎｏ．３０はＶ量が多いため、いずれも熱間鍛造時に微小割れが生じた。Ｎｉ量の多い試験材Ｎｏ．２９は耐食性が劣っている。試験材Ｎｏ．２７は組織微細化剤を添加しなかったため、結晶粒径が大きくなり、切削性および熱間加工性が劣っている。試験材Ｎｏ．３１はＺｎ量が多いため耐食性が劣り、試験材Ｎｏ．３２は製造条件が適切でなかったため平均結晶粒径および低融点金属粒子の平均粒子径が大きくなり切削性が劣る。
【００４５】
【発明の効果】
本発明によれば、従来のＡ２０１１合金と同等の切削性をそなえ、熱間加工性、とくに熱間鍛造性に優れた２０００系（Ａｌ−Ｃｕ系）アルミニウム合金の鋳造棒が提供される。
【発明の属する技術分野】
本発明は、切削性および熱間加工性に優れたアルミニウム合金鋳造棒、詳しくは、環境保護の点で有害で公害問題を生じるおそれがあるＰｂを含有せず、熱間鍛造用として好適に使用し得る切削性および熱間加工性に優れたアルミニウム合金鋳造棒に関する。
【０００２】
【従来の技術】
通常、切削用アルミニウム合金には低融点金属が添加され、低融点金属はアルミニウムマトリックスに中にほとんど固溶せず、第２相としてマトリックス中に分散することにより、切削時に切り粉が微細に分断されて切削性が高められる。従って低融点金属の分散状態および粒子径が切り粉の分断に大きく影響する。
【０００３】
従来、切削用高強度アルミニウム合金として知られているＡ２０１１合金は、切削性を向上させるためにＰｂとＢｉが添加されている。Ｐｂはマトリックス中に微細分散し易く、従って切り粉が微細に分断されて良好な切削性が得られるが、近年、Ｐｂによる公害問題が採り上げられており、地球環境保護の観点から、有害なＰｂを含有しない切削用アルミニウム合金の開発が要請されるようになっている。
【０００４】
Ｐｂに代えてＳｎを含有させた２０００系の切削用アルミニウム合金として、Ｃｕ：４．５〜６．０％、Ｓｉ：０．４％以下、Ｆｅ：０．７％以下、Ｚｎ：０．３％以下、Ｂｉ：０．１〜１．０％、Ｓｎ：０．２〜０．５％を含有し、残部Ａｌおよび不可避的不純物からなり、ビレットに鋳造して押出加工されるアルミニウム合金（特許文献１参照）が提案されている。
【０００５】
上記の特許文献１に示されているアルミニウム合金については、押出用ビレットに造塊し、均質化処理後、熱間押出加工を施し、溶体化処理後、引抜き加工を行い、あるいはその後時効処理を行うが、このアルミニウム合金のように、Ｐｂの代わりにＳｎを添加して、ＳｎおよびＢｉを含有させた合金においては、マトリックス中に分散する低融点金属の粒子径がＰｂを含有する合金の場合の低融点金属の粒子径に比べて大きく、その分散状態もより粗くなるため、切削加工において微細な切り粉の分断が得られない場合があり、また、Ｓｎを多量に添加すると、とくに熱間鍛造などの熱間加工時に割れが生じ易くなるという問題がある。
【０００６】
同じく、押出または圧延などの熱間加工後に溶体化・焼入れ処理および時効処理を施して切削加工に供されるアルミニウム合金として、Ｃｕ：４．８〜５．９％、Ｂｉ：０．３〜１．０％、Ｓｎ：０．３〜１．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％を含有する合金（特許文献２参照）も提案されているが、切削性について上記特許文献１と同様の問題があるとともに、熱間鍛造用として使用する場合、押出や圧延に比べて鍛造型と材料との摩擦が大きいため、歪速度の大きい鍛造加工では熱間割れが生じ易いという難点がある。
【０００７】
鍛造用素材は棒材として供給されることが多く、鍛造用素棒は押出棒と鋳造棒に大別されるが、最近では、製造コストの点で、押出棒を鍛造するものに比べて鋳造棒を鍛造するという要望が大きい。しかしながら、Ｐｂ、Ｂｉなどの低融点金属が添加されたアルミニウム合金鋳造棒は、押出棒と比べると熱間加工が加えられていないため、低融点金属の分散度が劣り、このため鍛造割れが発生し易いという問題点がある。
【０００８】
Ｃｕ：４〜５．７５％、Ｂｉ：０．２〜０．９％、Ｓｎ：０．１２〜１．０％、Ｆｅ：０．７％以下、Ｓｉ：０．４％以下、Ｚｎ：０．３％以下を含有し、Ｓｎの含有量に対するＢｉの含有量の比（Ｂｉ％／Ｓｎ％）を０．８〜５とし、残部Ａｌおよび不純物としたアルミニウム合金（特許文献３参照）が提案され、この合金は、鋳造棒としても提供されることが開示されているが、上記の問題点があり、必ずしも十分な熱間鍛造性をそなえていない。
【０００９】
【特許文献１】
米国特許第５８０３９９４号公報（クレーム１、第２欄５８行〜第３欄２１行）
【特許文献２】
特開２００１−２４０９３１号公報（請求項１、０００７段落）
【特許文献３】
米国特許第６１１３８５０号公報（クレーム１、第３欄５６行〜５８行）
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】
この発明は、実質的にＰｂ、Ｃｄを含有しない２０００系アルミニウム合金の鋳造棒、とくに熱間鍛造用素棒として提供される鋳造棒における上記従来の問題点を解消するためになされたものであり、その目的は、従来のＡ２０１１合金と同等の切削性をそなえ、熱間加工性、とくに熱間鍛造性に優れたアルミニウム合金鋳造棒を提供することにある。
【００１１】
【課題を解決するための手段】
上記の目的を達成するための請求項１による切削性および熱間加工性に優れたアルミニウム合金鋳造棒は、Ｃｕ：４．０〜６．０％、Ｓｎ：０．０５〜０．４５％、Ｂｉ：０．０５〜０．４５％、Ｆｅ：０．１０〜０．４０％を含有し、残部Ａｌおよび不純物からなり、ＳｎとＢｉの合計含有量が０．２〜０．８％、Ｓｎの含有量に対するＢｉの含有量の比（Ｂｉ％／Ｓｎ％）が０．３〜５であり、ＰｂおよびＣｄの含有量がそれぞれ０．０２％以下に規制され、平均結晶粒径が１００μｍ以下で、マトリックス中に分散する低融点金属粒子の平均粒径（円相当直径、以下同じ）が１３μｍ以下であることを特徴とする。
【００１２】
請求項２による切削性および熱間加工性に優れたアルミニウム合金鋳造棒は、請求項１において、さらに、Ｓｉ：０．１〜４．０％を含有することを特徴とする。
【００１３】
請求項３による切削性および熱間加工性に優れたアルミニウム合金鋳造棒は、請求項１または２において、さらに、Ｍｎ：０．０１〜２．０％、Ｃｒ：０．０１〜０．３％、Ｚｒ：０．０１〜０．３％、Ｎｉ：０．０５〜２．３％、Ｖ：０．００１〜０．２％、Ｚｎ：０．０１〜０．６％のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする。
【００１４】
【発明の実施の形態】
本発明の切削性および熱間加工性に優れたアルミニウム合金鋳造棒における合金成分の意義および限定理由について説明すると、Ｃｕは、合金マトリックス中に固溶または析出して強度を高め、それによって切削性を向上させるよう機能する。Ｃｕの好ましい含有範囲は４．０〜６．０％であり、４．０％未満ではその効果が小さく、６．０％を越えると熱間加工性が低下する。Ｃｕのさらに好ましい含有量は４．５〜５．７％の範囲である。
【００１５】
Ｓｎは、マトリックス中にほとんど固溶せず、マトリックス中に分散することにより切削性を向上させるよう機能する。Ｓｎの好ましい含有範囲は０．０５〜０．４５％であり、０．０５％未満ではその効果が小さく、０．４５％を越えると熱間加工性が低下する。Ｓｎのさらに好ましい含有量は０．０６〜０．４０％の範囲である。
【００１６】
ＢｉもＳｎと同様に、マトリックス中にほとんど固溶せず、マトリックス中に分散することにより切削性を向上させるよう機能する。Ｓｎの好ましい含有範囲は０．０５〜０．４５％であり、０．０５％未満ではその効果が小さく、０．４５％を越えると熱間加工性が低下する。Ｂｉのさらに好ましい含有量は０．０６〜０．４０％の範囲である。
【００１７】
ＳｎとＢｉの合計含有量は、切削性に影響するとともに、熱間加工時の割れ発生に影響を与える。好ましい合計含有量は０．２〜０．８％の範囲であり、０．２％未満では切削性の向上効果が十分でなく、０．８％を越えると熱間加工時に割れが生じ易くなり、生産性を大きく低下させる。さらに好ましいＳｎとＢｉの合計含有範囲は０．３〜０．７％である。
【００１８】
Ｓｎ含有量に対するＢｉ含有量の比（Ｂｉ％／Ｓｎ％）は、切削性に影響するとともに、熱間加工時の割れ発生に影響を与える。好ましい比率は、Ｂｉ％／Ｓｎ％：０．３／１〜５／１であり、０．３／１未満では、熱間加工時に割れが生じ易くなり生産性を大きく低下させ、５／１を越えると、低融点金属の分散が粗くなって切削加工時の切り粉が分断され難くなり、切削性が劣る。
【００１９】
Ｆｅは、再結晶粒を微細化し、それによりＳｎ、Ｂｉが微細に分散して切削性が向上する。Ｆｅの好ましい含有範囲は０．１０〜０．４０％であり、０．１０％未満ではその効果が小さく、０．４０％を越えると、粗大な化合物が晶出して熱間加工性が低下する。Ｆｅのさらに好ましい含有量は０．１５〜０．３５％の範囲である。Ｆｅは、アルミニウム合金中に不純物として含有されるが、本発明においては上記の範囲に厳密に規制することが重要である。
【００２０】
Ｓｉは、強度および切削性を向上させるよう機能し、とくにＭｇと共存することによりＭｇ2 Ｓｉを生成して強度を高め、共晶Ｓｉを分散させることにより切削性を向上させる。Ｓｉの好ましい含有範囲は０．１〜４．０％であり、０．１％未満ではその効果が十分でなく、４．０％を越えると熱間加工性を低下させ、切削加工時の切削工具の寿命を短くする。Ｓｉのさらに好ましい含有量は０．１〜３．０％の範囲である。
【００２１】
Ｍｎは、Ａｌ−Ｍｎ系およびＡｌ（ＭｎＦｅ）Ｓｉ系の化合物粒子を析出して再結晶粒を微細化し、切削性および耐焼き割れ性を向上させるよう機能する。Ｍｎの好ましい含有範囲は０．０１〜２．０％であり、０．０１％未満ではその効果が小さく、２．０％を越えると熱間加工性が低下する。Ｍｎのさらに好ましい含有量は０．０１〜１．５％の範囲である。
【００２２】
Ｃｒは、再結晶粒を微細化して強度を向上させるよう機能する。Ｃｒの好ましい含有範囲は０．０１〜０．３％であり、０．０１％未満ではその効果が小さく、０．３％を越えると、粗大な化合物が晶出により熱間加工性が低下する。Ｃｒのさらに好ましい含有量は０．０１〜０．２％の範囲である。
【００２３】
ＺｒはＣｒと同様、再結晶粒を微細化し、切削性を向上させるよう機能する。Ｚｒの好ましい含有範囲は０．０１〜０．３％であり、０．０１％未満ではその効果が小さく、０．３％を越えると、粗大な化合物の晶出により熱間加工性が低下する。Ｚｒのさらに好ましい含有量は０．０１〜０．２％の範囲である。
【００２４】
Ｎｉは、Ｎｉ系の析出物を析出させ、強度および切削性を向上させるよう機能する。Ｎｉの好ましい含有範囲は０．０５〜２．３％であり、０．０５％未満ではその効果が小さく、２．３％を越えると耐食性が低下する。Ｎｉのさらに好ましい含有量は０．５〜２．０％の範囲である。
【００２５】
Ｖは、再結晶粒を微細化して切削性を向上させるよう機能する。Ｖの好ましい含有範囲は０．００１〜０．２％であり、０．００１％未満ではその効果が小さく、０．２％を越えると、Ｖ化合物の生成により熱間加工性が低下する。
【００２６】
Ｚｎは、マトリックス中に固溶し、これが熱処理により微細に析出して強度を高め、切削性を向上させる。Ｚｎの好ましい含有範囲は０．０１〜０．６％であり、０．０１％未満ではその効果が小さく、０．６％を越えると、電位の低下による自己消耗が大きくなり耐食性が低下する。Ｚｎのさらに好ましい含有量は０．０５〜０．５％の範囲である。
【００２７】
ＳｎおよびＢｉを含有させた合金においては、前記のように、マトリックス中に分散する低融点金属の粒子径がＰｂを含有する合金の場合の低融点金属の粒子径に比べて大きく、その分散状態もより粗くなるため、切削加工において微細な切り粉の分断が得られない場合があり、熱間鍛造時に割れが発生し易いという問題があるが、発明者らは、アルミニウム中にほとんど固溶されない低融点金属は、凝固過程において結晶粒界の最終凝固部に偏在し、結晶粒を微細化することにより低融点金属を均一且つ微細に分散させることができることを見出した。
【００２８】
切削性および熱間鍛造加工性を良好にするための低融点金属の微細な分散形態について、試験、検討を行った結果、マトリックス中での低融点金属粒子の好ましい粒径は平均で１３μｍ以下であり、平均粒径が１３μｍを越えると、切削時に切り粉の分断が生じず、切り粉がドリルやバイトに絡み易く自動排出されないことが認められた。切り粉が自動排出されないと、自動切削加工における生産性が低下するため好ましくない。
【００２９】
また、結晶粒の平均粒径が好ましくは１００μｍ以下、さらに好ましくは７５μｍ以下の場合に、低融点金属をマトリックス中に均一且つ微細に分散させることができ、優れた切削性および熱間鍛造加工性を与えることができることがわかった。
【００３０】
低融点金属、Ｓｎ、Ｂｉの微細な分散形態は、Ｓｎ、Ｂｉを含有する本発明のＡｌ−Ｃｕ系合金の鋳造前の溶湯温度、鋳造速度、組織微細化剤の添加の組合わせを調整することにより得ることができる。例えば、直径１５〜５５ｍｍ（鋳造鋳込み径）の本発明合金の鋳造棒を製造する場合、溶湯温度を７００〜７８０℃、鋳造速度２５０〜１０００ｍｍ／分の範囲で調整し、鋳込み前に添加する組織微細化剤として、Ｔｉ、ＴｉとＢ、またはＴｉとＣを使用し、Ｔｉ単独の場合には０．００１％以上、ＴｉとＢの場合にはＴｉ：０．０００５％以上、Ｂ：１ｐｐｍ以上、ＴｉとＣの場合にはＴｉ：０．０００５％以上、Ｃ：１ｐｐｍ以上となるように添加することにより、低融点金属の前記微細分散形態を得ることができる。
【００３１】
【実施例】
以下、本発明の実施例を比較例と対比して説明し、本発明の効果を実証する。これらに実施例は、本発明の一実施態様であり、本発明はこれに限定されるものではない。
【００３２】
実施例１
表１に示す組成のアルミニウム合金Ａ〜Ｏを溶解し、ＤＣ鋳造により直径４０ｍｍの鋳造棒を製造した。鋳造時の溶湯温度は７２０℃、鋳造速度は５００ｍｍ／分とし、鋳込み前に添加する組織微細化剤として、Ｔｉ、ＡｌＴｉＢまたはＡｌＴｉＣを使用した。
【００３３】
得られた鋳造棒を試験材として、直径方向の中央部のミクロ組織を観察して結晶粒径を測定し、低融点金属Ｓｎ、Ｂｉの平均粒径を求めた。結晶粒径の測定は、ミクロ組織観察用試料を研磨後、ケラー氏液でエッチングし、線分法により行い、Ｓｎ、Ｂｉの分散状態は、ＥＰＭＡ面分析により倍率３２０倍で撮影し、画像解析装置（ルーゼックス）により低融点金属粒子の平均粒径を測定した。
【００３４】
つぎに、試験材から直径３０ｍｍ、長さ４５ｍｍの円筒状の試料を切り出し、４４０℃に加熱した後、エアーハンマーを用いて長さ方向に減厚率８５％まで鍛造し、割れ発生の有無を観察することにより熱間加工性を評価し、割れが発生しないものを合格（○）、微小割れが生じたもの（△）、３ｍｍ以上の割れが生じたもの（×）を不合格とした。また、試験材を５１０℃で２時間溶体化処理した後、水冷し、１８０℃で９時間加熱する時効処理を行ってＴ６調質材とし、引張試験片を採取して、常温で引張試験を行い、耐力２５０ＭＰａ以上のものを合格とした。
【００３５】
切削性は、上記のＴ６調質材を、市販の直径６ｍｍの鋼製ドリルを用いて、回転数１０００ｒｐｍ、送り速度１００ｍｍ／分の条件で切削し、ドリルへの切り粉の巻き付きの有無により評価し、巻き付きの無いものを合格（○）、巻き付きの有るものを不合格（×）とした。耐食性は、上記のＴ６材について、ＪＩＳ Ｚ１２７１に準拠して１００時間の塩水噴霧試験を行い、単位面積当たりの重量損失により評価し、重量損失が１００ｍｇ／ｄｍ2 未満のものを合格（○）、１００ｍｇ／ｄｍ2 以上のものを不合格（×）とした。
【００３６】
測定、評価結果を表２に示す。表２にみられるように、本発明に従う試験材Ｎｏ．１〜１５はいずれも、耐力２５０ＭＰａ以上の優れた強度を示し、切削加工においてドリルへの切り粉の巻き付きは無く、鍛造割れの発生も無く、優れた切削性、熱間加工性をそなえている。また、塩水噴霧試験における重量損失は１００ｍｇ／ｄｍ2 未満であり、良好な耐食性を有している。
【００３７】
【表１】
【表２】
比較例１
表３に示す組成のアルミニウム合金ａ〜ｐを溶解し、ＤＣ鋳造により直径４０ｍｍの鋳造棒を製造した。鋳造時の溶湯温度は７２０℃、鋳造速度は５００ｍｍ／分とした。また、表３に示す組成のアルミニウム合金ｑを溶解し、ＤＣ鋳造により直径９０ｍｍの鋳造棒を製造した。この場合の鋳造時の溶湯温度は６９０℃、鋳造速度は２００ｍｍ／分とし、合金ｌを除き、鋳込み前に組織微細化剤としてＡｌＴｉＢを添加した。
【００４０】
得られた鋳造棒を試験材として、実施例１と同様にして、直径方向の中央部の結晶粒径を測定し、低融点金属Ｓｎ、Ｂｉの平均粒径を測定し、熱間加工性、引張性質、切削性および耐食性を評価した。結果を表４に示す。なお、表３〜４において、本発明の条件を外れたものには下線を付した。
【００４１】
【表３】
【表４】
表４に示すように、試験材Ｎｏ．１６はＣｕ量が少ないため強度が劣り、切削時に切り粉がドリルに絡みついた。試験材Ｎｏ．１７はＣｕ量が多いため熱間鍛造時に微小割れが生じた。試験材Ｎｏ．１８およびＮｏ．２０は、それぞれＳｎ量およびＢｉ量が少なく、Ｂｉ％／Ｓｎ％も本発明の範囲を外れているため、切削性が劣る。試験材Ｎｏ．１９およびＮｏ．２１は、それぞれＳｎ量およびＢｉ量が多く、ＳｎとＢｉの合計量も多いため、熱間鍛造で割れが生じた。試験材Ｎｏ．２２はＦｅ量が少ないため、平均結晶粒径および低融点金属粒子の平均粒子径が大きくなり切削性が劣る。
【００４４】
試験材Ｎｏ．２３はＦｅ量が多く、試験材Ｎｏ．２４はＳｉ量が多く、試験材Ｎｏ．２５はＭｎ量が多く、試験材Ｎｏ．２６はＣｒ量が多く、試験材Ｎｏ．２８はＺｒ量が多く、試験材Ｎｏ．３０はＶ量が多いため、いずれも熱間鍛造時に微小割れが生じた。Ｎｉ量の多い試験材Ｎｏ．２９は耐食性が劣っている。試験材Ｎｏ．２７は組織微細化剤を添加しなかったため、結晶粒径が大きくなり、切削性および熱間加工性が劣っている。試験材Ｎｏ．３１はＺｎ量が多いため耐食性が劣り、試験材Ｎｏ．３２は製造条件が適切でなかったため平均結晶粒径および低融点金属粒子の平均粒子径が大きくなり切削性が劣る。
【００４５】
【発明の効果】
本発明によれば、従来のＡ２０１１合金と同等の切削性をそなえ、熱間加工性、とくに熱間鍛造性に優れた２０００系（Ａｌ−Ｃｕ系）アルミニウム合金の鋳造棒が提供される。
Claims (3)
- Ｃｕ：４．０〜６．０％（質量％、以下同じ）、Ｓｎ：０．０５〜０．４５％、Ｂｉ：０．０５〜０．４５％、Ｆｅ：０．１０〜０．４０％を含有し、残部Ａｌおよび不純物からなり、ＳｎとＢｉの合計含有量が０．２〜０．８％、Ｓｎの含有量に対するＢｉの含有量の比（Ｂｉ％／Ｓｎ％）が０．３〜５であり、ＰｂおよびＣｄの含有量がそれぞれ０．０２％以下に規制され、平均結晶粒径が１００μｍ以下で、マトリックス中に分散する低融点金属粒子の平均粒径（円相当直径、以下同じ）が１３μｍ以下であることを特徴とする切削性および熱間加工性に優れたアルミニウム合金鋳造棒。
- さらに、Ｓｉ：０．１〜４．０％を含有することを特徴とする請求項１記載の切削性および熱間加工性に優れたアルミニウム合金鋳造棒。
- さらに、Ｍｎ：０．０１〜２．０％、Ｃｒ：０．０１〜０．３％、Ｚｒ：０．０１〜０．３％、Ｎｉ：０．０５〜２．３％、Ｖ：０．００１〜０．２％、Ｚｎ：０．０１〜０．６％のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１または２記載の切削性および熱間加工性に優れたアルミニウム合金鋳造棒。
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