JP4227014B2 - 切削性に優れたアルミニウム合金材およびその製造方法 - Google Patents
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Description
この出願は、２００１年７月２５日付で出願された日本国特許出願特願２００１−２２４６６１号、２００１年８月１３日付で出願された米国特許出願６０／３１１、３６３号、２００２年５月２２日付で出願された日本国特許出願特願２００２−１４８３４０号の優先権主張を伴うものであり、その開示内容は、そのまま本願の一部を構成するものである。
技術分野
この発明は、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系の切削性に優れたアルミニウム合金、ならびにアルミニウム合金材およびその製造方法に関する。
背景技術
アルミニウム合金材の切削加工においては、切屑が連続し、切屑処理の工程が必要となることや、旋削時の製品コーナー部や穴空け加工時のドリル穴周囲に生成するバリを除去する工程が必要となることが問題視されている。
これらの問題を解決するために、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｓｎに代表される低融点元素を添加し、切屑の分断性を高めることで、切削性、バリ生成を抑制しうる快削性アルミニウム合金が提案されている。
しかし、これらの低融点元素は結晶粒界に偏析することが多く、例えば重切削を施すと加工中の発熱によって局部溶融し、割れ発生の原因となっていた。さらに、有害元素であるＰｂを含有する快削性アルミニウム合金材を製造し使用することは、地球環境保護という観点から極めて重大な問題であり、かつアルミニウム製品のリサイクル性を低下させるという難点もあった。
このため、前記低融点元素の代替元素として、ＳｉやＣｕを添加した快削性アルミニウム合金が開発されている。
例えば、特開平１１−１２７０５号公報においては３〜１１質量％のＳｉを添加した鍛造用アルミニウム合金が開示され、特開平９−２４９９３１号公報においては１．５〜１２．０質量％のＳｉを添加した高耐食アルミニウム合金が開示されて、特開平２−９７６３８号公報には２．０〜１２．５質量％のＳｉおよび１．０〜６．５質量％のＣｕを添加した磁気テープ接触部品用アルミニウム合金が開示されている。これらのアルミニウム合金材は、硬質のＳｉ粒子をアルミニウムマトリックス中に分散させ、切削時にＳｉ粒子の粉砕、あるいはＳｉ粒子とマトリックス界面の剥離によって切屑を細分化するというものである。これらのアルミニウム合金材は、低融点元素を含まないためにリサイクル性が優れ、さらに耐食性および耐熱性にも優れている。
また、これらのアルミニウム合金材は、所定組成の押出ビレットに鋳造後、４００〜６００℃の範囲で均質化処理を施し、３５０〜５５０℃で押出加工し、ダイス出口端で焼入れするか、あるいは１〜５ｍの長尺材に切断後溶体化処理を施すことにより製造されている。
しかし、上述した従来の快削性アルミニウム合金においては、Ｓｉ添加量が５％を越える合金組成では、Ｓｉ粒子が多量に分散しているために、鋭角部を有するＳｉ粒子が切削工具の刃先をアタックし、工具の摩耗が激しく、また損傷によって工具を低寿命化させると言う問題点があった。さらに、Ｃｕ添加量の多いアルミニウム合金では、耐食性が悪いという問題点もあった。
また、上述の製造工程において、Ｓｉ粒子は、ビレットの鋳造時に１μｍ以下となる場合もあるが、その後の３００℃以上の熱処理によって１μｍを越えるサイズに成長するという特性がある。このため、均質化処理、押出加工、ダイス出口端での焼入れ、溶体化処理の各工程を経る間にＳｉ粒子が成長し、最終的には５〜１０μｍの範囲となり、上述した一連の工程を経た合金材では鋳造材よりも切削性が低下し、切削工具の摩耗や損傷が著しいという問題点があった。具体的には、アルミニウムマトリックス中に平均粒径が５μｍを越える大きなＳｉ粒子が存在すると、切削工具の摩耗やチッピングといった工具損傷が激しくなる。しかも、これらの工具損傷によって、長時間の連続切削加工における切削仕上げ面の品質が悪化する。また、このような粗大Ｓｉ粒子が存在するアルミニウム合金材にアルマイト処理を施すと、表面に露出したＳｉ粒子とアルミニウムマトリックスとでアルマイト皮膜の生成速度異なるために、膜厚が不均一となるという問題点もある。
発明の開示
この発明は、上述の技術背景に鑑み、優れた切削性を有するとともに、切削工具の摩耗やチッピング等の損傷を抑制し、さらに良好なアルマイト処理性を有するアルミニウム合金、ならびにアルミニウム合金材およびその製造方法の提供を目的とする。
この発明は、化学組成によって４種類に大別されるアルミニウム合金、各化学組成に対応する金属組織を有するアルミニウム合金材、およびこれらのアルミニウム合金材の製造方法によって構成される。
第１のアルミニウム合金は、Ｍｇ：０．３〜６質量％、Ｓｉ：０．３〜１０質量％、Ｚｎ：０．０５〜１質量％およびＳｒ：０．００１〜０．３質量％を含み、残部がＡｌおよび不純物からなることを基本要旨とする。
前記第１のアルミニウム合金において、Ｍｇ含有量は０．５〜１．１質量％であることが好ましい。Ｓｉ含有量は１．５〜５質量％であることが好ましい。Ｚｎ含有量は０．１〜０．３質量％であることが好ましい。Ｓｒ含有量は０．００５〜０．０５質量％であることが好ましい。
第２のアルミニウム合金は、Ｍｇ：０．３〜６質量％、Ｓｉ：０．３〜１０質量％、Ｚｎ：０．０５〜１質量％およびＳｒ：０．００１〜０．３質量％を含み、さらに、選択的添加元素としてＣｕ：０．０１質量％以上１質量％未満、Ｆｅ：０．０１〜１質量％、Ｍｎ：０．０１〜１質量％、Ｃｒ：０．０１〜１質量％、Ｚｒ：０．０１〜１質量％、Ｔｉ：０．０１〜１質量％、Ｎａ：０．００１〜０．５質量％、Ｃａ：０．００１〜０．５質量％のうちから１種以上を含有し、残部がＡｌおよび不純物からなることを基本要旨とする。
前記第２のアルミニウム合金において、Ｍｇ含有量は０．５〜１．１質量％であることが好ましい。Ｓｉ含有量は１．５〜５質量％であることが好ましい。Ｚｎ含有量は０．１〜０．３質量％であることが好ましい。Ｓｒ含有量は０．００５〜０．０５質量％であることが好ましい。
また、前記第２のアルミニウム合金において、選択的添加元素はＣｕであることが好ましい。選択的添加元素はＦｅであることが好ましい。選択的添加元素はＣｒ、Ｍｎのうちの１種以上であることが好ましい。選択的添加元素はＺｒであることが好ましい。選択的添加元素はＴｉであることが好ましい。選択的添加元素は、Ｎａ、Ｃａのうちの１種以上であることが好ましい。
また前記第２のアルミニウム合金において、Ｃｕ含有量は０．１〜０．３質量％であることが好ましい。Ｆｅ含有量は０．１〜０．３質量％であることが好ましい。Ｍｎ含有量は０．１〜０．３質量％であることが好ましい。Ｃｒ含有量は０．１〜０．３質量％であることが好ましい。Ｚｒ含有量は０．１〜０．３質量％であることが好ましい。Ｔｉ含有量は０．１〜０．３質量％であることが好ましい。Ｎａ含有量は０．００５〜０．３質量％であることが好ましい。Ｃａ含有量は０．００５〜０．３ｗｔであることが好ましい。
この発明の一つのアルミニウム合金材は、化学組成において、第１および第２のアルミニウム合金、即ち請求項１〜２４のいずれかのアルミニウム合金からなり、合金組織において、Ｓｉ粒子の平均粒径１〜５μｍであるとともに、Ｓｉ粒子の平均アスペクト比が１〜３であることを基本要旨とする。
前記アルミニウム合金材において、前記Ｓｉ粒子の平均粒径は３μｍ以下であることが好ましい。前記Ｓｉ粒子の平均アスペクト比は２以下であることが好ましい。
この発明の一つのアルミニウム合金材の製造方法は、第１および第２のアルミニウム合金、即ち請求項１〜２４のいずれかのアルミニウム合金からなるビレットを１０〜１８０ｍｍ／ｍｉｎの鋳造速度で製作し、前記ビレットを４００〜５７０℃で６時間以上保持して均質化処理した後、ビレット温度３００〜５５０℃、押出製品速度０．５〜１００ｍ／ｍｉｎ、押出比１０〜２００で所要形状に押出し、該押出材を４００〜５７０℃で１時間以上保持して溶体化処理し、さらに９０〜３００℃で１〜３０時間保持して時効処理することを基本要旨とする。
前記アルミニウム合金材の製造方法において、前記鋳造速度は、３０〜１３０ｍｍ／ｍｉｎであることが好ましい。前記均質化処理は、５００〜５４５℃で１０時間以上保持して行うことが好ましい。前記押出は、ビレット温度３５０〜５００℃、押出製品速度２〜３０ｍ／ｍｉｎ、押出比２０〜８５で行うことが好ましい。前記溶体化処理は、５００〜５４５℃で３時間以上保持して行うことが好ましい。前記時効処理は、１４０〜２００℃で３〜２０時間保持して行うことが好ましい。前記溶体化処理後の押出材に対し、リダクション５〜３０％で所要形状への引抜きを行い、その後前記時効処理を行うことが好ましく、特に引抜きのリダクションは１０〜２０％であることが好ましい。
第３のアルミニウム合金は、Ｍｇ：０．１〜６質量％、Ｓｉ：０．３〜１２．５質量％、Ｃｕ：０．０１質量％以上１質量％未満、Ｚｎ：０．０１〜３質量％およびＳｒ：０．００１〜０．５質量％を含み、残部がＡｌおよび不純物からなることを基本要旨とする。
前記第３のアルミニウム合金において、Ｍｇ含有量は０．３〜５質量％であることが好ましい。Ｓｉ含有量は０．８〜１２質量％であることが好ましい。Ｃｕ含有量は０．１〜０．８質量％であることが好ましい。Ｚｎ含有量は０．０５〜１．５質量％であることが好ましい。Ｓｒ含有量は０．００５〜０．３質量％であることが好ましい。
第４のアルミニウム合金は、Ｍｇ：０．１〜６質量％、Ｓｉ：０．３〜１２．５質量％、Ｃｕ：０．０１質量％以上１質量％未満、Ｚｎ：０．０１〜３質量％およびＳｒ：０．００１〜０．５質量％を含み、さらに、選択的添加元素としてＴｉ：０．００１〜１質量％、Ｂ：０．０００１〜０．０３質量％、Ｃ：０．０００１〜０．５質量％、Ｆｅ：０．０１〜１質量％、Ｃｒ：０．０１〜１質量％、Ｍｎ：０．０１〜１質量％、Ｚｒ：０．０１〜１質量％、Ｖ：０．０１〜１質量％、Ｓｃ：０．０００１〜０．５質量％、Ｎｉ：０．００５〜１質量％、Ｎａ：０．００１〜０．５質量％、Ｓｂ：０．００１〜０．５質量％、Ｃａ：０．００１〜０．５質量％、Ｓｎ：０．０１〜１質量％、Ｂｉ：０．０１〜１質量％、Ｉｎ：０．００１〜０．５質量％のうちの１種以上を含有し、残部がＡｌおよび不純物からなることを基本要旨とする。
前記第４のアルミニウム合金において、Ｍｇ含有量は０．３〜５質量％であることが好ましい。Ｓｉ含有量は０．８〜１２質量％であることが好ましい。Ｃｕ含有量は０．１〜０．８質量％であることが好ましい。Ｚｎ含有量は０．０５〜１．５質量％であることが好ましい。Ｓｒ含有量は０．００５〜０．３質量％であることが好ましい。
また、前記第４のアルミニウム合金において、選択的添加元素はＴｉ、Ｂ、Ｃ、Ｓｃのうちの１種以上であることが好ましい。選択的添加元素はＦｅであることが好ましい。選択的添加元素はＣｒ、Ｍｎのうちの１種以上であることが好ましい。選択的添加元素はＺｒ、Ｖのうちの１種以上であることが好ましい。選択的添加元素はＮｉであることが好ましい。選択的添加元素はＮａ、Ｓｂ、Ｃａのうちの１種以上であることが好ましい。選択的添加元素はＳｎ、Ｂｉ、Ｉｎのうちの１種以上であることが好ましい。
また、前記第４のアルミニウム合金において、Ｔｉ含有量は０．００３〜０．５質量％であることが好ましい。Ｂ含有量は０．０００５〜０．０１質量％であることが好ましい。Ｃ含有量は０．００１〜０．３質量％であることが好ましい。Ｆｅ含有量は０．０５〜０．７質量％であることが好ましい。Ｃｒ含有量は０．０３〜０．７質量％であることが好ましい。Ｍｎ含有量は０．０３〜０．７質量％であることが好ましい。Ｚｒ含有量は０．０３〜０．７質量％であることが好ましい。Ｖ含有量は０．０３〜０．７質量％であることが好ましい。
Ｓｃ含有量は０．０１〜０．３質量％であることが好ましい。Ｎｉ含有量は０．０３〜０．７質量％であることが好ましい。Ｎａ含有量は０．００５〜０．３質量％であることが好ましい。Ｓｂ含有量は０．００５〜０．３質量％であることが好ましい。Ｃａ含有量は０．００５〜０．３質量％であることが好ましい。Ｓｎ含有量は０．０５〜０．５質量％であることが好ましい。
Ｂｉ含有量は０．０５〜０．５質量％であることが好ましい。Ｉｎ含有量は０．０１〜０．３質量％であることが好ましい。
この発明の他のアルミニウム合金材は、化学組成において、第３または第４のアルミニウム合金、即ち請求項３６〜７０のいずれかに記載のアルミニウム合金からなり、金属組織において、平均デンドライトアーム間隔が１〜２００μｍであり、デンドライト境界に、平均粒径０．０１〜５μｍの共晶Ｓｉ粒子および他の第二相粒子を含み、長手方向の平均骨格線長さ（Ｌｍ）が０．５μｍ以上、平均幅（Ｗｍ）が０．５μｍ以上の共晶ラメラ組織がネットワーク状に形成されていることを基本要旨とする。
前記アルミニウム合金材において、前記共晶ラメラ組織において、前記共晶Ｓｉ粒子および他の第二相粒子が合計で５００個／ｍｍ２以上存在し、かつこれらの粒子の面積占有率が０．１〜５０％であることが好ましい。前記平均デンドライトアーム間隔は３〜１００μｍであることが好ましい。前記共晶Ｓｉ粒子の平均粒径は０．１〜３μｍであることが好ましい。前記共晶ラメラ組織は、平均骨格線長さ（Ｌｍ）が３μｍ以上、平均幅（Ｗｍ）が１μｍ以上であることが好ましい。前記共晶ラメラ組織は、骨格線長さと幅との平均比（Ｌ／Ｗｍ）が３以上であることが好ましい。
さらに、前記共晶Ｓｉ粒子およびその他の第二相粒子は合計で１０００個／ｍｍ２以上存在することが好ましい。前記共晶Ｓｉ粒子およびその他の第二相粒子の面積占有率は０．３〜４０％であることが好ましい。
この発明の他のアルミニウム合金材の製造方法は、第３または第４のアルミニウム合金、即ち請求項３６〜７０のいずれかに記載されたアルミニウム合金が固相線温度以上に保持された溶湯を、鋳造速度３０〜５０００ｍｍ／分、冷却速度１０〜６００℃／秒で所要断面形状の形材に連続鋳造し、その後１００〜３００℃で０．５〜１００時間保持して時効処理を施すことを基本要旨とする。
前記アルミニウム合金材の製造方法において、前記鋳造速度は、１００〜２０００ｍｍ／分であることが好ましい。前記冷却速度は、３０〜３００℃／秒であることが好ましい。前記時効処理は１２０〜２２０℃で１〜３０時間保持することにより行うことが好ましい。前記形材は、中実形状材であることが好ましい。前記形材は、断面において直径１０〜１５０ｍｍの円に外接することが好ましい。連続鋳造後の形材に対し、表層の深さ０．１〜１０ｍｍの部分を除去することが好ましく、特に前記表層の除去量は深さ０．２〜５．０であることが好ましい。
また、連続鋳造後の形材に対し、４００℃以下の温度で、断面積減縮比３０％以下となる二次成形加工を行うことが好ましい。さらに前記加工温度は２５０℃以下であることが好ましい。前記断面積減縮比は２０％以下であることが好ましい。
以下の説明において、第１〜第４の４種類のアルミニウム合金を、必須元素であるＭｇ、Ｓｉ、Ｚｎ、Ｓｒが共通する第１および第２のアルミニウム合金と、必須元素であるＭｇ、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｓｒが共通する第３および第４のアルミニウム合金とに分けて詳述する。さらに、これらの組成に対応するアルミニウム合金材おびその製造方法について、各アルミニウム合金組成に続いて説明する。
Ｉ．第１および第２のアルミニウム合金、ならびに合金材およびその製造方法（請求項１〜３５）
第１および第２のアルミニウム合金、およびこれらの化学組成を有する合金材は、Ｓｉ粒子に基づく切屑分断性により良好な切削性を確保しつつ、Ｓｉ粒子を球状化かつ微細化させることで工具の摩耗や損傷を抑制している。また、主たる析出物Ｍｇ２Ｓｉによる強化に加えて、過剰なＳｉ粒子によって従来合金よりも強度が顕著に向上したものとなされている。
以下に、アルミニウム合金および合金材における各元素の添加意義および含有量の限定理由について詳述する。
前記アルミニウム合金の組成において、Ｍｇ、Ｓｉ、ＺｎおよびＳｒの４元素は必須元素である。この発明の第１のアルミニウム合金（請求項１〜５）は、これらの４元素と、残部がＡｌおよび不純物によって構成される。
Ｍｇは、合金マトリックスに固溶されるとともに過剰Ｓｉ等と結合してＭｇ２Ｓｉ等の析出物としてマトリックス中に分散し、機械的特性、特に耐力を向上させ、他の固溶型元素との相乗効果により合金の切削性を一層向上させる。Ｍｇ含有量は、０．３質量％未満では前記効果が乏しく、一方６．０質量％を越えると合金溶湯の参加が促進され、また塑性加工性も劣化するため、０．３〜６質量％とする。好ましいＭｇ含有量は０．５〜１．１質量％である。
Ｓｉは、Ａｌ中への固溶量が少ないために化合物形成に要する量を除いて、Ｓｉの単体粒子としてマトリックス中に分散される。Ｓｉ粒子の分散した合金組織においては、切削工具によるＳｉ粒子の粉砕、あるいはＳｉ粒子とＡｌ母相との界面剥離により切屑が速やかに分断し、切削性が向上する。また、必須元素として添加されるＳｒ、あるいは任意に添加されるＮａ、Ｃａによって、Ｓｉ粒子は球状化されるとともに微細化され、このことによっても切削性が向上する。Ｓｉ含有量は、０．３質量％未満では切屑分断性向上効果に乏しく、一方１０質量％を越えると切屑分断性は向上するものの、切削工具の摩耗が著しくなって生産性が低下するため、０．３〜１０質量％とする必要がある。このような観点で、好ましいＳｉ含有量は１．５〜５質量％である。
Ｚｎは、合金マトリックス中に固溶されるとともに、Ｍｇと結合してＭｇＺｎ２等の析出物としてマトリックス中に分散される。このため、アルミニウム合金の機械的特性を向上させ、他の固溶型元素との相乗効果により、合金の切削性を向上させる。Ｚｎ含有量は、０．０５質量％未満では前記効果が乏しく、一方１質量％を越えると、耐食性が低下するおそれがあるため、０．０５〜１質量％とする必要がある。また、前記範囲であれば、アルマイト皮膜生成速度を向上させる効果があり、耐摩耗性等向上を目的としてアルマイト処理される製品に好適に使用できる。好ましいＺｎ含有量は０．１〜０．３質量％である。
Ｓｒは、Ｓｉと共存することで、凝固時の共晶Ｓｉ、初晶Ｓｉを球状化させるとともに微細化させる。このため、間接的に切削分断性を良好にして切削性を向上させるとともに、切削工具の摩耗や損傷を抑制する効果がある。また、連続鋳造、押出、引抜き等の工程でＳｉ粒子を均一かつ微細の分散させ、一層切削性を向上させる効果がある。Ｓｒ含有量は、０．００１質量％未満では前記効果に乏しく、またＳｉ粒子が球状化されず鋭角部が生じることで切削工具の摩耗が顕著になり、一方０．３質量％を越えると前記効果が飽和して、多量添加する意味が乏しいため、０．００１〜０．３質量％とする。好ましいＳｒ含有量は、０．００５〜０．０５質量％である。
この発明の第２のアルミニウム合金（請求項６〜２４）は、合金の諸特性のさらなる向上を目的として、上述の必須４元素を含むアルミニウム合金を基本組成として、さらにＣｕ、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｎａ、Ｃａの８元素のうちから、任意の１種または任意に組み合わせた２種以上の元素が添加されたものである。
Ｃｕは、合金マトリックス中に固溶されるとともに、Ａｌと結合してＣｕＡｌ２等の析出物としてマトリックス中に分散される。このため、アルミニウム合金の機械的特性を向上させ、他の固溶型元素との相乗効果により、合金の切削性を向上させる。Ｃｕ含有量は、０．０１質量％未満では前記効果が乏しく、一方１質量％以上になると、耐食性が低下するおそれがあるため、０．０１質量％以上１質量％未満が好ましい。特に好ましいＣｕ含有量は０．１〜０．３質量％である。
Ｆｅは、アルミニウム合金に不可避的に含有される元素である。しかし、その含有量が０．０１〜１質量％の範囲であれば、通常のアルミニウム合金の製造品質で含有される量であるから、Ｆｅの低減を図るための格別の工程を必要としない。また、前記範囲であればＳｉとの結合量が少ないために、Ｓｉを切屑分断性に効果のあるＳｉを単独粒子として分散させることができ、優れた切屑分断性を維持することができる。Ｆｅ含有量は、０．０１質量％未満に低減しようとすればコストが増大し、１質量％を越えるとＳｉとの化合物が増えてＳｉ単独粒子が減少して切屑分断性が低下する。特に好ましいＦｅ含有量は、０．１〜０．３質量％である。
ＭｎおよびＣｒは、いずれもアルミニウム合金において再結晶化を抑制することにより機械的強度を向上させるとともに、耐食性を向上させるために添加される。Ｍｎ含有量およびＣｒ含有量は、０．０１質量％未満では再結晶化抑制効果に乏しく、機械的特性および耐食性の向上を望めず、また再結晶化による粗大粒の形成によって断面方向における切屑分断性が不安定となり、一方、１質量％を越えると、押出時の熱間変形抵抗が上昇して生産性が低下するため、０．０１〜１質量％が好ましい。また、Ｍｎ含有量およびＣｒ含有量がそれぞれこの範囲内であれば、Ｓｉとの結合量が少ないために、Ｓｉを切屑分断性に効果のあるＳｉを単独粒子として分散させることができ、優れた切屑分断性を維持することができる。Ｍｎ含有量およびＣｒ含有量が１質量％を越えると、Ｓｉとの化合物が増えてＳｉ単独粒子が減少して切屑分断性が低下する。特に好ましいＭｎ含有量およびＣｒ含有量は、それぞれ０．１〜０．３質量％である。
Ｚｒは、アルミニウム合金において再結晶による粗大粒の生成を抑制することにより機械的強度を向上させるとともに、耐食性を向上させるために添加される。また、また、Ａｌとの間で金属間化合物を形成し、それらがマトリックスに分散することで切削性が向上する。Ｚｒ含有量は、０．０１質量％未満では再結晶化抑制効果に乏しく、機械的特性および耐食性の向上を望めず、また再結晶化による粗大粒の形成によって断面方向における切屑分断性が不安定となり、かつ切削性向上効果にも乏しい。一方、１質量％を越えると、押出性あるいは鋳造性が著しく低下するため、０．０１〜１質量％が好ましい。このような観点で、特に好ましいＺｒ含有量は、０．１〜０．３質量％である。
Ｔｉは、Ｚｒと同様にアルミニウム合金において再結晶による粗大粒の生成を抑制することにより機械的強度を向上させるとともに、耐食性を向上させるために添加される。Ｔｉ含有量は、０．０１質量％未満では再結晶化抑制効果に乏しく、機械的特性および耐食性の向上を望めず、また再結晶化による粗大粒の形成によって断面方向における切屑分断性が不安定となり、一方、１質量％を越えると、押出性あるいは鋳造性が著しく低下するため、０．０１〜１質量％が好ましい。このような観点で、特に好ましいＴｉ含有量は、それぞれ０．１〜０．３質量％である。
ＮａおよびＣａは、上述のＳｒと同様にＳｉ粒子の球状化を図るとともに、均一に分散させるために添加される元素である。Ｎａ含有量は、０．００１質量％未満では前記効果に乏しく、０．５質量％を越えても効果が飽和するため、０．００１〜０．５質量％が好ましい。また、Ｃａ含有量は、０．００１質量％未満では前記効果に乏しく、０．５質量％を越えても効果が飽和するため、０．００１〜０．５質量％が好ましい。特に好ましいＮａ含有量は０．００５〜０．３質量％、特に好ましいＣａ含有量は０．００５〜０．３質量％である。
なお、この発明のアルミニウム合金および合金材において、Ｓｉ単独粒子の球状化と均一分散性に有効なＳｒが必須成分として含有されるためＮａおよびＣａの添加は任意であり、これらが添加されなくてもＳｉ粒子の球状化および均一分散性は確保されている。
上述した任意に選択する８元素は、必須４元素に少なくとも１種また任意に組み合わせた２種以上を添加すれば対応する効果が得られる。請求項１１〜１６のアルミニウム合金は、所要の効果を得るために添加元素を選択したものである。また、２種以上を添加する場合は、効果の異なる元素を選択的に組み合わせることも好ましい。例えば、ＣｕＡｌ２等の析出物によって機械的特性を向上させるＡ群元素（Ｃｕ）、Ｓｉを単独粒子として分散させるＢ群元素（Ｆｅ）、再結晶化の抑制によって機械的強度を向上させるＣ群元素（Ｃｒ、Ｍｎ）、再結晶による粗大粒の生成抑制によって機械的強度を向上させるとともに、耐食性向上に効果のあるＤ群元素（Ｔｉ）、再結晶による粗大粒の生成抑制によって機械的強度をさせるとともに、耐食性向上に効果があり、さらに金属間化合物の形成により切削性を向上させるＥ群元素（Ｚｒ）、Ｓｉ粒子の球状化および微細化に効果のあるＦ群元素（Ｎａ、Ｃａ）に区分する。そして、必須元素に対して１群以上を任意に組み合わせて添加する。さらに複数の元素により構成される群については、群内で１種以上を任意に選択する。なお、群単位で任意添加元素を選択する場合も、各元素の含有量は上述の範囲とする。
請求項２５〜２７のアルミニウム合金材は、合金の化学組成を上述の範囲（請求項１〜２４）に規定した上で、合金組織においてＳｉ粒子の平均粒径および平均アスペクト比を規定したものである。
Ｓｉ粒子は、切削時の切屑分断起点となって切削性を向上させるが、工具の摩耗を抑制するために、微細かつ球状であることを要し、平均粒径を１〜５μｍ、平均アスペクト比を１〜３とする。Ｓｉ粒子は、Ｓｉ含有量が多くなるほど平均粒径、平均アスペクト比も大きくなる傾向があり、平均粒径が５μｍを超えても良好な切削性を得ることができるが、平均アスペクト比が大きくなると工具の摩耗が激しくなる。このため、本発明では、良好な切削性と工具の摩耗の抑制の両者を実現するために、Ｓｉ粒子の平均粒径および平均アスペクト比を前記範囲に規定する。優れた切削性を得るとともに工具の摩耗を抑制するという観点で、好ましいＳｉ粒子の平均粒径は３μｍ以下であり、好ましい平均アスペクト比は２以下である。
上述したアルミニウム合金材は、請求項２８〜３５の方法によって製造される。即ち、微細で球状化されたＳｉ粒子が均一に分布する合金材は、所定の化学組成の合金を用い、ビレットの鋳造から押出、あるいはさらに引抜きに至る加工条件および熱処理条件を規定することによって製造することができる。
ビレットは、１０〜１８０ｍｍ／ｍｉｎの鋳造速度で製作する。この間に、溶湯中のＳｉ−Ｓｒ化合物が核となり、球状化した初晶Ｓｉおよび共晶ＳｉがＡｌ中に分散し、後の熱処理および押出加工、あるいは引抜き加工によって微細に球状化したＳｉ粒子を得ることができる。また、結晶粒界での局所偏析も少なく、断面内で一様に分布するため、安定した切屑分断性が得られる。鋳造速度が１０ｍｍ／ｍｉｎ未満になると、Ｓｉ粒子が粗大化して粒子分布が疎となるために安定した切屑分断性が得られない。一方、１８０ｍｍ／ｍｉｎより速くなると、鋳肌が悪くなったり凝固割れするおそれがある。好ましい鋳造速度は３０〜１３０ｍｍ／ｍｉｎである。
ビレットの均質化処理は、４００〜５７０℃で６時間以上保持することにより行う。この均質化処理により、Ｓｉ粒子を安定成長させ、かつ他の固溶型元素を固溶させるため、デンドライト境界あるいは結晶粒界での局所偏析がなく、最終的に形成される合金材の切削性、機械的特性、耐食性が良好となる。均質化処理条件が４００℃未満、または６時間未満であると、Ｓｉ粒子が安定成長せず、また固溶型元素がＡｌ中に拡散、固溶されない。このため、偏析部で耐食性が低下し、また安定した切屑分断性も得られない。一方、５７０℃を越えると、Ａｌと他の各元素との共晶融解により、合金組織中にボイドが形成されて機械的特性の低下を招く。好ましい均質化処理条件は、５００〜５４５℃で１０時間以上の保持である。
押出は、ビレット温度を３００〜５５０℃、押出製品速度０．５〜１００ｍ／ｍｉｎ、押出比１０〜２００で行う。この範囲内で押出すことにより、Ｓｉ粒子が局所偏析せずに結晶粒界に一様に分散し、最終的に得られる合金材の切削性、機械的特性、耐食性を損なわない。また、生産性も良好である。ビレット温度が３００℃未満になると押出速度が低下して生産性が悪くなる。押出製品速度が０．５ｍ／ｍｉｎ未満の場合も生産性が悪くなる。また、押出比が１０未満では、Ｓｉ粒子の分散状態が一様化せず、旧デンドライト境界に局所偏析するため、切削性の安定性に欠け、かつ機械的特性、耐食性が低下する。一方、ビレット温度が５５０℃を越え、あるいは押出製品速度が１００ｍ／ｍｉｎを越え、あるいは押出比が２００を越えると、押出材の表面にムシレやピックアップなどが生じて、表面品質が低下する。好ましいビレット温度は３５０〜５００℃、好ましい押出製品速度は２〜３０ｍ／ｍｉｎ、好ましい押出比は２０〜８５である。
押出後の溶体化処理は、４００〜５７０℃で１時間以上保持することにより行う。この溶体化処理により、Ｓｉ粒子が球状化して安定な切屑分断性が得られるとともに、添加元素の結晶粒界での局所偏析が少なくなって高い機械的特性および耐食性が得られる。溶体化処理条件が、４００℃未満または１時間未満であれば、強度不足となり切屑分断性が劣るものとなる。一方、５７０℃を越える高温では結晶粒界における局所融解が生じ、機械的特性が著しく低下する。好ましい溶体化処理条件は、５００〜５４５℃で３時間以上の保持である。
時効処理は、９０〜３００℃で１〜３０時間保持するものとする。この間に合金材は最大強度となり良好な切屑分断性が得られる。時効温度が９０℃°未満または保持時間が１時間未満では亜時効状態となり、切削時の仕上がり面が粗面化するとともに、機械的特性も低下する。また、３００℃または３０時間を超えると過時効状態となって、切屑分断性および機械的特性が低下する。好ましい時効条件は１４０〜２００℃で３〜２０時間の保持である。
また、前記溶体化処理後の押出材に対し、リダクション５〜３０％で所要形状への引抜きを行うことも好ましい。この引抜きによって所要形状を得るとともに、押出時の形成された表面の再結晶組織を微細化して機械的特性を向上させることができる。また長手方向で高い寸法精度が得られる。引抜きのリダクションが５％未満では、前記効果が乏しく、一方３０％を越えると引抜き時に引張破断するおそれがある。好ましいリダクションは、１０〜２０％である。
その他の製造条件は常法に従う。
ＩＩ．第３および第４のアルミニウム合金、ならびに合金材およびその製造方法（請求項３６〜８９）
第３および第４のアルミニウム合金、およびこれらの化学組成を有するアルミニウム合金材は、所定化学組成によって得られるＳｉ粒子に基づく切削性を、さらに金属組織を規定することによってなお一層確実なものとし、かつＳｉ粒子の粒径制御により切削工具の摩耗や損傷を抑制しうるものである。
以下に、アルミニウム合金およびアルミニウム合金材における各元素の添加意義および含有量の限定理由について詳述する。
前記アルミニウム合金の組成において、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｃｕ、ＺｎおよびＳｒの５元素は必須元素である。この発明の第３のアルミニウム合金（請求項３６〜４１は、これらの５元素と、残部がＡｌおよび不純物によって構成される。
Ｍｇは、合金マトリックスに固溶するとともにＳｉ等と結合してＭｇ２Ｓｉ等の析出物としてマトリックス中に分散し、機械的特性、特に耐力を向上させ、他の固溶型元素との相乗効果により合金の切削性を一層向上させる。Ｍｇ含有量は、０．１質量％未満では前記効果が乏しく、一方６質量％を越えると合金溶湯の酸化が促進され、また塑性加工性も劣化するため、０．１〜６質量％とする。好ましいＭｇ含有量は０．３〜５質量％である。
Ｓｉは、アルミニウム中への固溶量が少ないために化合物形成に要する量を除いて、Ｓｉの単体粒子としてアルミニウムマトリックス中に分散される。特に、本発明の連続鋳造時の急速冷却によって凝固、形成される共晶Ｓｉ粒子は５μｍ以下の微細粒子となり、デンドライド境界において他の第二相粒子とともに共晶ラメラ組織を形成する。切削時には、切削工具による共晶ラメラ組織の分離、共晶Ｓｉ粒子の粉砕、あるいは共晶Ｓｉ粒子とアルミニウム母相との界面剥離が生じ、切屑が速やかに分断されるようになることから、切削性が著しく向上する。また、必須元素として添加されるＳｒ、あるいは任意に添加されるＮａ、Ｓｂ、Ｃａによって、Ｓｉ粒子は球状化されるとともに微細化され、このことによっても切削性が向上する。Ｓｉ含有量は、０．３質量％未満では切屑分断性、即ち切削性向上効果に乏しく、一方１２．５質量％を越えると切削性は向上するものの、粗大共晶Ｓｉ粒子が多く形成されるようになることから、摩耗やチッピング等の切削工具損傷が著しくなって生産性が低下するため、０．３〜１２．５質量％とする必要がある。このような観点で、好ましいＳｉ含有量は０．８〜１２質量％である。さらに、１．２〜８．５質量％が好ましい。
Ｃｕは、合金マトリックス中に固溶されるとともに、Ａｌと結合してＣｕＡｌ２等の析出物としてマトリックス中に分散される。このため、アルミニウム合金の機械的特性を向上させ、他の固溶型元素との相乗効果により、合金の切削性を向上させる。また、そのＣｕＡｌ２は共晶ラメラ組織中にも存在し、切削時の共晶ラメラ組織の分離にも密接に関与して、切削性を向上させる。Ｃｕ含有量は、０．０１質量％未満では前記効果が乏しく、一方１質量％以上になると耐食性が低下するおそれがあるため、０．０１質量％以上１質量％未満とする。好ましいＣｕ含有量は０．１〜０．８質量％である。
Ｚｎは、合金マトリックス中に固溶されるとともに、Ｍｇと結合してＭｇＺｎ２等の析出物としてマトリックス中に分散される。このため、アルミニウム合金の機械的特性を向上させ、他の固溶型元素との相乗効果により、合金の切削性を向上させる。Ｚｎ含有量は、０．０１質量％未満では前記効果が乏しく、一方３質量％を越えると、耐食性が低下するおそれがあるため、０．０１〜３質量％とする必要がある。また、前記範囲であれば、アルマイト皮膜生成速度を向上させる効果があり、耐摩耗性や装飾性等の向上を目的としてアルマイト処理される製品に好適に使用できる。好ましいＺｎ含有量は０．０５〜１．５質量％である。
Ｓｒは、Ｓｉと共存することで、凝固時の共晶Ｓｉ、初晶Ｓｉを球状化させるとともに微細化させる。このため、間接的に分断性を良好にして切削性を向上させるとともに、切削工具の摩耗やチッピング等の損傷を抑制する効果がある。また、連続鋳造やその後の二次成形加工等の工程でＳｉ粒子を均一かつ微細の分散させ、一層切削性を向上させる効果がある。Ｓｒ含有量は、０．００１質量％未満では前記効果に乏しく、またＳｉ粒子が球状化されず鋭角部が生じることで切削工具の摩耗やチッピング等の損傷が顕著になる。一方０．５質量％を越えると前記効果が飽和して、多量添加する意味が乏しい。好ましいＳｒ含有量は、０．００５〜０．３質量％である。
この発明の第４のアルミニウム合金（請求項４２〜７０）は、合金の諸特性のさらなる向上を目的として、上述の必須５元素を含むアルミニウム合金を基本組成として、さらにＴｉ、Ｂ、Ｃ、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｖ、Ｓｃ、Ｎｉ、Ｎａ、Ｓｂ、Ｃａ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｉｎの１６元素のうちから、任意の１種または任意に組み合わせた２種以上の元素が添加されたものである。
Ｔｉは、鋳塊組織を微細化させ、鋳塊組織が粗大な場合において切削面に生じるマクロ模様の出現や凝固割れを抑制する。Ｔｉ含有量は、０．００１質量％未満では鋳塊の微細化効果に乏しく、また１質量％を越えると粗大なＴｉ−Ａｌ系化合物を形成してアルミニウム合金の鋳造性や延性を低下させるおそれがあるため、０．００１〜１質量％が好ましい。特に好ましいＴｉ含有量は０．００３〜０．５質量％である。
Ｂは、Ｔｉと同様に鋳塊組織を微細化させ、鋳塊組織が粗大な場合において切削面に生じるマクロ模様の出現や凝固割れを抑制する。Ｂ含有量は、０．０００１質量％未満では鋳塊の微細化効果に乏しく、また０．０３質量％を越えると硬質な粒子を形成し、切削工具の摩耗やチッピング等の損傷を増大させるため、０．０００１〜０．０３質量％が好ましい。特に好ましいＢ含有量は、０．０００５〜０．０１質量％である。
Ｆｅは、アルミニウム合金に不可避的に含有される元素である。しかし、その含有量が０．０１〜１質量％の範囲であれば、通常のアルミニウム合金の製造品質で含有される量であるから、Ｆｅの低減を図るための格別の工程を必要としない。また、前記範囲であればＳｉとの結合量が少ないために、Ｓｉを切屑分断性に効果のあるＳｉを単独粒子として分散させることができ、優れた切屑分断性を維持することができる。Ｆｅ含有量は、０．０１質量％未満に低減しようとすればコストが増大し、１質量％を越えるとＳｉとの化合物が増えてＳｉ単独粒子が減少して切屑分断性が低下する。特に好ましいＦｅ含有量は、０．０５〜０．７質量％である。
ＺｒおよびＶは、Ｔｉ、Ｂと同様に、鋳塊組織を微細化させ、鋳塊組織が粗大な場合において切削面に生じるマクロ模様の出現や凝固割れを抑制する。また、Ａｌとの間で金属間化合物を形成し、それらがマトリックスに分散することで切削性が向上する。これらの元素の含有量は、それぞれ０．０１質量％未満では上記効果に乏しく、また１質量％を越えると鋳造性が低下するため、０．０１〜１質量％が好ましい。特に好ましい含有量は、それぞれ０．０３〜０．７質量％である。さらに、Ｚｒは、後述のＣｒおよびＭｎと同様に、再結晶化を抑制することにより機械的強度を向上させるとともに、耐食性を向上させる効果がある。これらの効果においても、Ｚｒ含有量が０．０１質量％未満では機械的特性および耐食性の向上を望めず、また再結晶化による粗大粒の形成によって断面方向における切屑分断性が不安定となり、一方、１質量％を越えると、二次成形加工時の熱間変形抵抗が上昇して生産性が低下するため、Ｚｒ含有量は上述の０．０１〜１質量％とすることがが好ましく、特に０．０３〜０．７質量％が好ましい。
ＣｒおよびＭｎはアルミニウム合金において再結晶化を抑制することにより機械的強度を向上させるとともに、耐食性を向上させるために添加される。Ｃｒ含有量およびＭｎ含有量は、それぞれ０．０１質量％未満では再結晶化抑制効果に乏しく、機械的特性および耐食性の向上を望めず、また再結晶化による粗大粒の形成によって断面方向における切屑分断性が不安定となり、一方、１質量％を越えると、二次成形加工時の熱間変形抵抗が上昇して生産性が低下するため、０．０１〜１質量％が好ましい。また、Ｃｒ含有量およびＭｎ含有量がこの範囲内であれば、Ｓｉとの結合量が少ないためにＳｉを切屑分断性向上に効果のあるＳｉを単独粒子として分散させることができ、優れた切削性を維持することができる。Ｃｒ含有量またはＭｎ含有量が１質量％を越えると、Ｓｉとの化合物が増えてＳｉ単独粒子が減少して切削性が低下する。特に好ましいＣｒ含有量およびＭｎ含有量はそれぞれ０．０３〜０．７質量％である。
ＳｃおよびＣは、Ｚｒ、Ｖ、Ｂ、Ｔｉと同様に、鋳塊組織を微細化させ、鋳塊組織が粗大な場合において切削面に生じるマクロ模様の出現や凝固割れを抑制する。これらの元素の含有量は、それぞれ０．０００１質量％未満では上記効果に乏しく、０．５質量％を越えるとＡｌまたは他の元素と結合して硬質な粒子を形成するため切削工具の摩耗やチッピング等の損傷を増大させるため、０．０００１〜０．５質量％が好ましい。特に好ましい含有量は、それぞれ０．０１〜０．３質量％である。
Ｎｉは、Ｎｉ−Ａｌ系金属間化合物を形成して切削性を向上させる。Ｎｉ含有量は、０．００５質量％未満では上記効果に乏しく、１質量％を越えると鋳造性および耐食性が低下するため、０．００５〜１質量％が好ましい。特に好ましいＮｉ含有量は、０．０３〜０．７質量％である。
Ｎａ、Ｓｂ、Ｃａは、上述のＳｒと同様に、Ｓｉと共存することで凝固時の共晶Ｓｉ、初晶Ｓｉ粒子を球状化するとともに微細化する。このため、間接的に切削性を良好にして切削性を向上させるとともに、切削工具の摩耗やチッピング等の損傷を抑制する効果がある。これらの元素の含有量は、それぞれ０．００１質量％未満では上記効果が乏しく、０．５質量％を越えると上記効果が飽和して多量添加する意味が乏しいため、０．００１〜０．５質量％が好ましい。特に好ましい含有量はそれぞれ０．００５〜０．３質量％である。
Ｓｎ、Ｂｉ、Ｉｎは、それぞれＳｉと共存することで、更に切削性を向上させる。これらの元素の含有量は、Ｓｎ：０．０１〜１質量％、Ｂｉ：０．０１〜１質量％、Ｉｎ：０．００１〜０．５質量％とする。それぞれ下限値未満では上記効果に乏しく、上限値を越えると耐食性が低下する上に、切削時、特に重切削時にムシレが発生するために仕上がり面の品質が低下する。また、熱間変形時に割れを誘発する。これらの元素の特に好ましい含有量は、Ｓｎ：０．０５〜０．５質量％、Ｂｉ：０．０５〜０．５質量％、Ｉｎ：０．０１〜０．３質量％である。
上述した任意に選択する１６元素は、必須５元素に少なくとも１種また任意に組み合わせた２種以上を添加すれば対応する効果が得られる。請求項４８〜５４のアルミニウム合金は、所要の効果を得るために添加元素を選択したものである。また、２種以上を添加する場合は、効果の異なる元素を選択的に組み合わせることも好ましい。例えば、鋳塊組織を微細化させるとともに、マクロ模様の出現や凝固割れの抑制に効果のあるＡ群元素（Ｔｉ、Ｂ、Ｃ、Ｓｃ）、Ｓｉを単独粒子として分散させるＢ群元素（Ｆｅ）、再結晶化の抑制によって機械的強度を向上させるＣ群元素（Ｃｒ、Ｍｎ）、鋳塊組織を微細化させるとともに、マクロ模様の出現や凝固割れの抑制効果があり、さらに金属間化合物の形成により切削性を向上させるＤ群元素（Ｚｒ、Ｖ）、金属間化合物の形成により切削性を向上させるＥ群元素（Ｎｉ）、Ｓｉ粒子の球状化および微細化に効果のあるＦ群元素（Ｎａ、Ｓｂ、Ｃａ）、Ｓｉとの共存により切削性を向上させるＧ群元素（Ｓｎ、Ｂｉ、Ｉｎ）に区分する。そして、必須元素に対して１群以上を任意に組み合わせて添加する。さらに複数の元素により構成される群については、群内で１種以上を任意に選択する。なお、群単位で任意添加元素を選択する場合も、各元素の含有量は上述の範囲とする。
請求項７１〜７８のアルミニウム合金材は、合金の化学組成を上述の範囲（請求項３６〜７０）に規定した上で、金属組織を規定したものである。
ここで、図１および図２に、鋳造によって得られた本発明のアルミニウム合金材の金属組織の一例を示し、図３に、鋳造後に熱処理、押出等の工程を経て製造されたアルミニウム合金材の金属組織の一例を示す。図３のアルミニウム合金材は、背景技術の項で述べた合金材に対応するものであり、切削性および工具の摩耗という点で更なる改善が求められることを指摘した合金材である。
図１および図２において、淡色で表される部分（図１では初晶α−Ａｌと示されている部分）がデンドライトであり、その境界に、共晶Ｓｉ粒子（図１では共晶Ｓｉと示されている部分）および他の第二相粒子を含む共晶ラメラ組織（濃色で表されている部分）が三次元状に連続してネットワーク状に分布している。一方、図３の従来のアルミニウム合金材は、デンドライト境界の第二相が分断されてＳｉ粒子が独立して分布する組織形態に変化していることがわかる。
この発明のアルミニウム合金材は、上述した金属組織形態の相違が切削性および切削工具の摩耗や損傷に関与することに着目したものであって、具体的にはデンドライトアーム間隔（以下、「ＤＡＳ」と称する）およびデンドライト境界に形成される共晶ラメラ組織を規定したものである。
金属組織において、平均ＤＡＳ（図１参照）は１〜２００μｍであることを要する。平均ＤＡＳを上記範囲とする理由は、平均ＤＡＳを１μｍ未満とするためには鋳造時の冷却速度を１０００℃／秒以上にする必要があり、溶製材としての製造限界を越え、２００μｍを越えると切削性、機械的特性の著しい低下を招くからである。また、好ましい平均ＤＡＳは３〜１００μｍである。
デンドライト境界には、アルミニウム母相中に平均粒径０．０１〜５μｍの共晶Ｓｉ粒子および他の第二相粒子を含む共晶ラメラ組織が形成されている。切削時に、共晶Ｓｉ粒子は単独でも切屑分断起点となって切削性を向上させる効果があり、さらに層状の共晶ラメラ組織を形成することにより、共晶ラメラ組織が剥離するように分離することで切削性が向上する。このような共晶ラメラ組織は、三次元状に連続してネットワーク状に分布しているため、上述した分離が連続して生じることで良好な切削性を得ることができ、かつ切削工具の摩耗も少ない。一方、図３に示した金属組織形態では、切屑分断起点となるＳｉ粒子が独立分布しているために、切削性、切削工具の摩耗に関して、図１および図２のネットワーク状に分布しているものよりも劣る。
前記共晶Ｓｉ粒子の平均粒径が０．０１μｍ未満では、切削性向上効果が乏しい。また、共晶Ｓｉ粒子はＳｉ含有量が多くなるほど粒径が大きくなる傾向があり、平均粒径が５μｍを越えても良好な切削性を得ることができるが、粒径が大きくなると工具の摩耗やチッピング等の損傷が激しくなる。このため、良好な切削性と工具損傷の抑制の両者を実現するために、共晶Ｓｉ粒子の平均粒径を０．０１〜５μｍに規定する。特に工具損傷を抑制するという観点で、好ましい平均粒径は０．１〜３μｍである。
また、他の第二相粒子とは、ＣｕＡｌ２、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系、Ａｌ−Ｃｒ−Ｓｉ系、Ａｌ−Ｆｅ系等のＡｌと添加元素との間で生成されるものであり、平均粒径は０．１〜０．３μｍが好ましい。
図１に示すように、前記共晶ラメラ組織の大きさは、長手方向の骨格線長さ（Ｌ）および幅（Ｗ）で表す。前記骨格線長さ（Ｌ）とは共晶ラメラ組織の骨格を表す骨格線の長さ、幅（Ｗ）とは前記骨格線に直交する方向における最大幅である。そして、この発明においては共晶ラメラ組織をこれらの平均値と比率によって規定し、平均骨格線長さ（Ｌｍ）を０．５μｍ以上、平均幅（Ｗｍ）を０．５μｍ以上とする。平均骨格線長さ（Ｌｍ）および平均幅（Ｗｍ）がそれぞれ０．５μｍ未満では良好な切削性が得られない。好ましい平均骨格線長さ（Ｌｍ）は３μｍ以上、好ましい平均幅（Ｗｍ）は１μｍ以上である。また、分離の連続性が良好である点で、骨格線長さ（Ｌ）と平均幅（Ｗ）の比率（Ｌ／Ｗ）の平均値（Ｌ／Ｗｍ）が３以上の細長い形状のものが好ましい。
上述の共晶ラメラ組織において、共晶ラメラ組織を構成する共晶Ｓｉ粒子およびその他の第二相粒子の粒子数および面積占有率を規定することによって、さらに優れた切削性を得ることができる。即ち、共晶ラメラ組織において、前記共晶Ｓｉ粒子および他の第二相粒子が合計で５００個／ｍｍ２以上存在し、かつこれらの粒子の面積占有率は０．１〜５０％であることが好ましい。粒子数が合計で５００個／ｍｍ２未満、あるいは面積占有率が０．１％未満では切削性向上効果に乏しい。また、Ｓｉ含有量が多くなるほど共晶Ｓｉ粒子数および面積占有率が大きくなる傾向があり、面積占有率が５０％を越えても良好な切削性を得ることができる。しかし、面積占有率が５０％を越えると合金材の機械的強度、特に延性能（引張強度）および耐食性が低下するため、面積占有率の上限値を５０％とする。切削性を保ちつつ、機械的強度および耐食性の低下を抑制するという観点で、共晶Ｓｉ粒子および他の第二相粒子の特に好ましい粒子数は合計で１０００個／ｍｍ２以上、特に好ましい面積占有率は０．３〜４０％である。
上述した金属組織を有するアルミニウム合金材は、請求項７９〜８９の方法によって製造される。すなわち、ネットワーク状の共晶ラメラ組織を有する合金材は、所定化学組成の合金を用い、鋳造の諸条件を規定することによって製造することができる。
所定化学組成のアルミニウム合金を固相線温度以上に保持された溶湯を、鋳造速度３０〜５０００ｍｍ／分、冷却速度１０〜６００℃／秒で所要断面形状の形材に連続鋳造する。この間の凝固過程において、溶湯中のＳｉ−Ｓｒ化合物が核となって微細で球状化された共晶Ｓｉ粒子がアルミニウム中に分散されるとともに、デンドライトが上記範囲の平均ＤＡＳに成長し、デンドライト境界には、共晶Ｓｉ粒子および他の第二相粒子を含む共晶ラメラ組織が所定の大きさでネットワーク状に形成される。
鋳造速度が３０ｍｍ／分未満では、共晶Ｓｉ粒子が粗大化して粒子の分布が疎となるために、良好な切削性が得られず切削工具の損傷が激しくなる。一方、５０００ｍｍ／分を越えると形材において所望する断面形状が得られず、また凝固割れ、ポアの発生といった鋳造欠陥が発生して鋳肌が悪くなるおそれがある。好ましい鋳造速度は５０〜３０００ｍｍ／分であり、さらに好ましくは、１００〜２０００ｍｍ／分である。
冷却速度が１０℃／秒未満になると、共晶Ｓｉ粒子が粗大化して粒子の分布が疎となるために、切削工具の損傷が激しくなる。一方、６００℃／秒を越える冷却速度を達成しようとすると、特殊な設備と工程管理が必要となって生産性を低下させることになる。また、コスト面でも問題が生じる。好ましい冷却速度は３０〜５００℃／秒であり、特に好ましくは３０〜３００℃である。
連続鋳造方式は、上述の鋳造条件を達成できる限り限定されず、竪型連続鋳造法、水平連続鋳造法を例示できる。また、上記冷却速度を達成するために直接冷却を推奨できる。
鋳造する形材の断面形状は何ら限定されず、円形、多角形、その他の異形のものを例示でき、中実形状材を推奨できる。また、断面において中空部を有する中空形状材も本発明に含まれる。
中実形状材の場合、断面において直径１０〜１５０ｍｍの円に外接するものが好ましい。外接円直径が１０ｍｍ未満では、溶湯の流れ性が著しく低下し、所定形状への成形が困難となる。一方、１５０ｍｍを越えると、断面積の増加による冷却不足によって上述の冷却速度の達成が困難となり、ネットワーク状の共晶ラメラ組織が形成されにくくなる。ひいては、切削性の低下を招くおそれがある。
連続鋳造した形材に対する時効処理は、１００〜３００℃で０．５〜１００時間の保持とする。この間に、鋳造時に固溶した元素が母相中に析出し、機械的強度が最大となるとともに良好な切削性を得る。時効温度が１００℃未満または保持時間が０．５時間未満では亜時効状態となり、切削時の仕上面の品質が低下するとともに切削性、機械的強度も上昇しない。また、時効温度が３００℃、または保持時間が１００時間を越えると過時効状態となって切削性、機械的強度が低下する。好ましい時効条件は、１２０〜２２０℃で１〜３０時間の保持である。
鋳造した形材の表層には凝固時に逆偏析層、チル層、粗大セル層等の不均質層が形成されている。このような不均質層は形材の品質を低下させるため、表層の深さ０．１〜１０ｍｍの部分を除去して不均質層を排除することが好ましい。表層の除去量は、深さが０．１ｍｍ未満では不均質層を十分に除去することができず、１０ｍｍまで除去すれば確実に不均質層を排除でき、それ以上は除去する意味が乏しく材料が無駄になる。好ましい除去量は深さ０．２〜５ｍｍである。表層の除去は、鋳造後で時効処理前、あるいは時効処理後で二次成形加工前のいずれに行ってもよい。また、除去方法も限定されず、ピーリング加工、スカルパー加工を例示できる。
鋳造した形材は、要すれば時効処理前または時効処理後に二次成形加工を施して所要形状に成形する。二次成形加工方法は、断面積が減少する塑性加工であれば限定されず、引抜き、押出、圧延等を例示できる。加工条件は、加工温度が４００℃以下で、加工による断面積減縮比（加工後の断面積／加工前の断面積）を３０％以下とすることが好ましい。加工温度が４００℃を越えると、共晶ラメラ組織中に分散された共晶Ｓｉ粒子が凝集して粗大な球状となって切削性を低下させる。また断面積減縮比が３０％を越える加工を施すと、共晶ラメラ組織が破壊され、切削性を低下させるとともに合金材品質を低下させる。二次成形加工における好ましい条件は、加工温度が２５０℃以下、断面積減縮比が２０％以下である。
また、時効処理前または二次成形加工前の均質化処理や溶体化処理等の熱処理は適宜行う。
この発明によって鋳造されたアルミニウム合金材、あるいは鋳造後に二次成形加工された形材は、鋸やシャー等によって適宜切断される。例えば１ｍ未満の短尺材または長さ１〜１０ｍの長尺材、あるはブランク材に切断されるが、これらの切断材は長さに拘わらず本発明に含まれる。
その他の製造条件は常法に従う。
以上の次第で、各発明は下記の効果を奏する。
請求項１にかかる発明によれば、Ｓｉ粒子がＳｒによって微細化かつ球状化されるため、この合金からなる合金材を切屑分断性が良好でかつ切削工具の摩耗や損傷の少ないアルミニウム合金となし得る。また、Ｍｇ、Ｚｎの含有によって機械的特性、アルマイト処理性、塑性加工性にも優れたアルミニウム合金となし得る。
請求項２にかかる発明によれば、さらに機械的特性に優れたアルミニウム合金となし得る。
請求項３にかかる発明によれば、さらに切削性に優れたアルミニウム合金となし得る。
請求項４にかかる発明によれば、さらに機械的特性およびアルマイト処理性に優れたアルミニウム合金となし得る。
請求項５にかかる発明によれば、さらにＳｉ粒子を球状化および微細化させて、切屑分断性が良好でかつ切削工具の摩耗や損傷の少ないアルミニウム合金となし得る。
請求項６にかかる発明によれば、Ｓｉ粒子がＳｒ、あるいはさらにＮａ，Ｃａによって微細化かつ球状化されるため、この合金からなる合金材を切屑分断性が良好でかつ切削工具の摩耗や損傷の少ないものアルミニウム合金となし得る。また、Ｍｇ、Ｚｎの含有によって機械的特性、耐食性、アルマイト処理性、塑性加工性にも優れたものとなし得る。また、Ｃｕの含有によって機械的特性が向上する。Ｆｅの含有によって、Ｓｉの単独粒子として分散が助長され、切削性が向上する。Ｃｒ、Ｍｎの含有によって機械的強度が向上する。Ｚｒの含有によって機械的強度、耐食性および切削性が向上する。また、Ｔｉの含有によって機械的強度および耐食性が向上する。
請求項７にかかる発明によれば、さらに機械的特性に優れたアルミニウム合金となし得る。
請求項８にかかる発明によれば、さらに切削性に優れたアルミニウム合金となし得る。
請求項９にかかる発明によれば、さらに機械的特性およびアルマイト処理性に優れたアルミニウム合金となし得る。
請求項１０にかかる発明によれば、さらにＳｉ粒子を球状化および微細化させて、切屑分断性が良好でかつ切削工具の摩耗や損傷の少ないアルミニウム合金となし得る。
請求項１１にかかる発明によれば、さらに機械的特性に優れたアルミニウム合金となし得る。
請求項１２にかかる発明によれば、Ｓｉを単独粒子として分散させてさらにさらに優れた切屑分断性を維持することができる。
請求項１３にかかる発明によれば、さらに機械的強度および耐食性に優れたアルミニウム合金となし得る。
請求項１４にかかる発明によれば、さらに機械的強度、耐食性および切削性に優れたアルミニウム合金となし得る。
請求項１５にかかる発明によれば、さらに機械的強度および耐食性に優れたアルミニウム合金となし得る。
請求項１６にかかる発明によれば、さらにＳｉ粒子を球状化および微細化させて、切屑分断性が良好でかつ切削工具の摩耗や損傷の少ないアルミニウム合金となし得る。
請求項１７にかかる発明によれば、さらに機械的特性に優れたアルミニウム合金となし得る。
請求項１８にかかる発明によれば、Ｓｉを単独粒子として分散させてさらにさらに優れた切屑分断性を維持することができる。
請求項１９または請求項２０にかかる発明によれば、さらに機械的強度および耐食性に優れたアルミニウム合金となし得る。
請求項２１にかかる発明によれば、さらに機械的強度、耐食性および切削性に優れたアルミニウム合金となし得る。
請求項２２にかかる発明によれば、さらに機械的強度および耐食性に優れたアルミニウム合金となし得る。
請求項２３または請求項２４にかかる発明によれば、さらにＳｉ粒子を球状化および微細化させて、切屑分断性が良好でかつ切削工具の摩耗や損傷の少ないアルミニウム合金となし得る。
請求項２５にかかる発明によれば、Ｓｉ粒子が微細かつ球状化されているから、アルミニウム合金材は切屑分断性が良好でかつ切削工具の摩耗や損傷が少ない。また、他の添加元素によって機械的特性、アルマイト処理性、塑性加工性にも優れている。
請求項２６にかかる発明によれば、上述のＳｉ粒子が微細化されているためにに、さらに切削工具の摩耗や損傷が少ない。
請求項２７にかかる発明によれば、上述のＳｉ粒子が球状化されているためにに、さらに切削工具の摩耗や損傷が少ない。
請求項２８にかかる発明によれば、Ｓｉ粒子が微細化かつ球状化されて、切屑分断性が良好でかつ切削工具の摩耗や損傷が少なく、また機械的特性、アルマイト処理性、塑性加工性にも優れたアルミニウム合金材を製造することができる。
請求項２９にかかる発明によれば、最も良好な切削性を有するアルミニウム合金材を製造できる。
請求項３０にかかる発明によれば、最も良好な切削性、機械的特性、耐食性を有するアルミニウム合金材を製造できる。
請求項３１にかかる発明によれば、最も良好な切削性、機械的特性、耐食性を有するアルミニウム合金材を製造できる。さらに生産性も良好である。
請求項３２にかかる発明によれば、最も良好な機械的特性、耐食性を有するアルミニウム合金材を製造できる。
請求項３３にかかる発明によれば、最も良好な機械的特性を有するアルミニウム合金材を製造できる。
請求項３４にかかる発明によれば、表面の再結晶組織が微細化されて特に機械的特性の優れたアルミニウム合金材を製造することができる。
請求項３５にかかる発明によれば、一層機械的特性の優れたアルミニウム合金材を製造することができる。
請求項３６にかかる発明によれば、Ｓｉ粒子がＳｒによって微細化かつ球状化され、かつデンドライト境界に共晶ラメラ組織を形成しうるため、この合金からなる合金材を切削性が良好でかつ切削工具の摩耗や損傷の少ないものとなし得る。また、Ｍｇ、Ｃｕ、Ｚｎの含有によって機械的特性、特に引張特性、耐食性、アルマイト処理性、塑性加工性にも優れたものとなし得る。
請求項３７にかかる発明によれば、さらに機械的特性に優れたアルミニウム合金となし得る。
請求項３８にかかる発明によれば、さらに切削性に優れたアルミニウム合金となし得る。
請求項３９にかかる発明によれば、さらに機械的特性および切削性に優れたアルミニウム合金となし得る。
請求項４０にかかる発明によれば、さらに機械的特性およびアルマイト処理性に優れたアルミニウム合金となし得る。
請求項４１にかかる発明によれば、さらにＳｉ粒子を球状化および微細化させて、切屑分断性が良好でかつ切削工具の摩耗や損傷の少ないアルミニウム合金となし得る。
請求項４２にかかる発明によれば、Ｓｉ粒子がＳｒ、あるいはさらにＮａ，Ｓｂ、Ｃａのいずれかによって微細化かつ球状化され、かつデンドライト境界に共晶ラメラ組織を形成しうるため、この合金からなる合金材を切削性が良好でかつ切削工具の摩耗や損傷の少ないものとなし得る。また、Ｍｇ、Ｚｎ、Ｃｕによって機械的特性、特に引張特性、耐食性、アルマイト処理性、塑性加工性にも優れたものとなし得る。また、Ｔｉ、Ｂ、Ｃ、Ｓｃのいずれかの含有によって鋳塊組織が微細化されるとともに、マクロ模様の出現や凝固割れが抑制される。Ｆｅの含有によって、Ｓｉの単独粒子として分散が助長され、切削性が向上する。Ｃｒ、Ｍｎの含有によって機械的強度が向上する。Ｚｒ、Ｖのいずれかの含有により、鋳塊組織が微細化されるとともに、マクロ模様の出現や凝固割れが抑制され、さらに金属間化合物の形成により切削性が向上する。Ｎｉの含有により、金属間化合物が形成されて切削性が向上する。Ｓｎ、Ｂｉ、Ｉｎのいずれかの含有により、切削性が向上する。
請求項４３にかかる発明によれば、さらに機械的特性に優れたアルミニウム合金となし得る。
請求項４４にかかる発明によれば、さらに切削性に優れたアルミニウム合金となし得る。
請求項４５にかかる発明によれば、さらに機械的特性および切削性に優れたアルミニウム合金となし得る。
請求項４６にかかる発明によれば、さらに機械的特性およびアルマイト処理性に優れたアルミニウム合金となし得る。
請求項４７にかかる発明によれば、さらにＳｉ粒子を球状化および微細化させて、切屑分断性が良好でかつ切削工具の摩耗や損傷の少ないアルミニウム合金となし得る。
請求項４８にかかる発明によれば、さらに鋳塊組織が微細化されるとともに、マクロ模様の出現や凝固割れが抑制されたアルミニウム合金となし得る。
請求項４９にかかる発明によれば、Ｓｉを単独粒子として分散させてさらにさらに優れた切屑分断性を維持することができる。
請求項５０にかかる発明によれば、さらに機械的強度および耐食性に優れたアルミニウム合金となし得る。
請求項５１にかかる発明によれば、さらに鋳塊組織が微細化されるとともに、マクロ模様の出現や凝固割れが抑制され、かつ優れた切削性を有するアルミニウム合金となし得る。
請求項５２にかかる発明によれば、さらに切削性の優れたアルミニウム合金となし得る。
請求項５３にかかる発明によれば、さらにＳｉ粒子を球状化および微細化させて、切屑分断性が良好でかつ切削工具の摩耗や損傷の少ないアルミニウム合金となし得る。
請求項５４にかかる発明によれば、さらに切削性に優れたアルミニウム合金となし得る。
請求項５５〜５７にかかる各発明によれば、さらに鋳塊組織が微細化されるとともに、マクロ模様の出現や凝固割れが抑制されたアルミニウム合金となし得る。
請求項５８にかかる発明によれば、Ｓｉを単独粒子として分散させてさらにさらに優れた切屑分断性を維持することができる。
請求項５９または請求項６０にかかる発明によれば、さらに機械的強度および耐食性に優れたアルミニウム合金となし得る。
請求項６１または請求項６２にかかる発明によれば、さらに鋳塊組織が微細化されるとともに、マクロ模様の出現や凝固割れが抑制され、かつ優れた切削性を有するアルミニウム合金となし得る。
請求項６３にかかる発明によれば、さらに鋳塊組織が微細化されるとともに、マクロ模様の出現や凝固割れが抑制されたアルミニウム合金となし得る。
請求項６４にかかる発明によれば、さらに切削性の優れたアルミニウム合金となし得る。
請求項６５〜６７にかかる各発明によれば、さらにＳｉ粒子を球状化および微細化させて、切屑分断性が良好でかつ切削工具の摩耗や損傷の少ないアルミニウム合金となし得る。
請求項６９〜７０にかかる各発明によれば、さらに切削性に優れたアルミニウム合金となし得る。
請求項７１にかかる発明によれば、共晶Ｓｉ粒子が単独で切屑分断起点となって切削性を向上させる上に、共晶ラメラ組織の連続的な分離によって切削性が向上する。しかも、共晶Ｓｉ粒子の微細化および球状化によって、切削工具の摩耗や損傷が少ない。また、機械的特性、特に引張特性、耐食性、アルマイト処理性、塑性加工性にも優れている。
請求項７２にかかる発明によれば、さらに優れた切削性が得られるとともに、切削工具の摩耗や損傷が抑制されたアルミニウム合金材となし得る。
請求項７３にかかる発明によれば、さらに切削性および機械的特性に優れたアルミニウム合金材となし得る。
請求項７４にかかる発明によれば、さらに優れた切削性を得ながらも切削工具の摩耗や損傷が抑制される。
請求項７５にかかる発明によれば、さらに切削性に優れたアルミニウム合金材となし得る。
請求項７６にかかる発明によれば、さらに切削性に優れたアルミニウム合金材となし得る。
請求項７７にかかる発明によれば、特に優れた切削性が得られるとともに、切削工具の摩耗や損傷が抑制される。
請求項７８にかかる発明によれば、特に優れた切削性が得られるとともに、切削工具の摩耗や損傷が抑制される。
請求項７９にかかる発明によれば、共晶Ｓｉ粒子および共晶ラメラ組織を有し、優れた切削性を有しながらも切削工具の摩耗や損傷が少なく、かつ機械的特性、特に引張特性、耐食性、アルマイト処理性、塑性加工性に優れたアルミニウム合金材を製造することができる。
請求項８０または請求項８１にかかる発明によれば、特に上述の共晶Ｓｉ粒子および共晶ラメラ組織を確実に形成することができる。
請求項８２にかかる発明によれば、鋳造時に固溶された元素が十分に析出して、特に優れた切削性および機械的特性を有するアルミニウム合金材を製造することができる。
請求項８３にかかる発明によれば、上述の共晶Ｓｉ粒子および共晶ラメラ組織を有する中実形状材を製造できる。
請求項８４にかかる発明によれば、特に溶湯の流れ性が良好であるとともに、上述の冷却速度の達成が容易である。
請求項８５にかかる発明によれば、表層の不均質層を排除して高品質のアルミニウム合金材を得ることができる。
請求項８６にかかる発明によれば、不均質層が確実に排除される。
請求項８７にかかる発明によれば、共晶Ｓｉ粒子の凝集や共晶ラメラ組織の破壊のおそれがなく、アルミニウム合金材を優れた切削性を維持しながら所望形状に加工できる。
請求項８８および請求項８９にかかる発明によれば、二次成形加工によっても、確実に切削性を維持できる。
実施例
Ｉ．第１および第２のアルミニウム合金、合金材およびその製造方法
（請求項１〜３５に対応する実施例）
表１に示す合金Ｎｏ．Ｉ−１〜Ｉ−１７の各組成のアルミニウム合金を用意した。合金Ｎｏ．Ｉ−１、２はＭｇ、Ｓｉ、Ｚｎ、Ｓｒを含み、残部がアルミニウムおよび不純物からなり、この発明の請求項１〜５に対応する組成である。合金Ｎｏ．Ｉ−３〜Ｉ−１２は、上記元素に８種の任意選択元素を添加したものであって、請求項６〜２４に対応する組成である。合金Ｎｏ．Ｉ−１３〜Ｉ−１７はこれらの比較組成である。
これらのアルミニウム合金を材料として、ビレット鋳造、押出、引抜きにより丸棒を製作した。
まず、ＤＣ鋳造により鋳造速度８０ｍｍ／ｍｉｎでビレットを製作した。このビレットを５２０℃で１０時間保持して均質化処理した後、ビレット温度４５０℃、押出製品速度１２ｍ／ｍｉｎ、押出比３５で直径１５ｍｍの丸棒を押出した。この押出材を５４０℃で３時間保持して溶体化処理し、さらにリダクション２５％で引抜き、１６０℃で５時間保持して時効処理を施し、試験材とした。
製作した各試験材（引抜き材）について、０．２％耐力、引張強さ、破断伸びを測定するとともに、切屑分断性、耐食性、工具の摩耗、アルマイト処理性、塑性加工性を下記の方法で評価した。
〔切屑分断性、工具の摩耗〕
超硬チップを用い、切削速度１５０ｍ／ｍｉｎ、送り速度０．２ｍｍ／ｒｅｖ、切り込み１．０ｍｍで湿式切削を行い、切屑個数／１００ｇにより切屑分断性を評価した。
〔耐食性〕
ＪＩＳ Ｚ２３７１に基づく塩水噴霧試験を行い、１０００時間噴霧による腐食減量により評価した。
〔工具の摩耗〕
高速度鋼片刃バイトを用いた乾式切削により、切削速度２００ｍ／ｍｉｎ、送り速度０．２ｍｍ／ｒｅｖ、切り込み１０ｍｍの条件にて５分間の連続切削を行い、バイトの逃げ面の摩耗幅を測定した。
〔アルマイト処理性〕
常法により硫酸アルマイト処理を施し、生成したアルマイト皮膜の厚さにより評価した。
〔塑性加工性〕
冷間据え込み性試験による限界据え込み率の大小により評価した。試験内容は、冷間加工（鍛造）による割れ発生限界を調べ、これにより評価した。
これらの結果を表１に併せて示す。なお、切屑分断性、耐食性、工具の摩耗、アルマイト処理性、塑性加工性については、比較合金Ｎｏ．Ｉ−１３を基準として相対的に評価した。比較合金Ｎｏ．Ｉ−１３と同等性能を○、優れているものを◎、劣るものを△、さらに劣るものを×で示した。
【表１】
さらに、発明合金Ｎｏ．Ｉ−１，Ｉ−３〜Ｉ−５、Ｉ−１１、Ｉ−１２、比較合金Ｎｏ．Ｉ−１４〜Ｉ−１７について、Ｓｉ粒子の平均粒径、粒子径範囲、平均アスペクト比を調べた。表２に結果を示すとともに、これらに影響を及ぼすＳｉ含有量、Ｓｒ含有量、Ｎａ含有量、Ｃａ含有量、切屑分断性、工具の摩耗について再掲する。
【表２】
表１、２の結果より、本発明合金Ｎｏ．Ｉ−１〜Ｉ−１２のアルミニウム合金材は、Ｓｉを添加しても粒子が微細化されているとともに球状化されているため、切屑分断性が良好でかつ工具の摩耗も少ないことを確認できた。また、強度、耐食性、アルマイト処理性、塑性加工性にも優れるものであった。
ＩＩ．第３、第４のアルミニウム合金、合金材およびその製造方法
（請求項３６〜８９に対応する実施例）
Ａ．アルミニウム合金の化学組成
表３〜８に示す合金Ｎｏ．ＩＩＡ−１〜ＩＩＡ−１２９の各組成のアルミニウム合金を用意した。合金Ｎｏ．ＩＩＡ−１〜ＩＩＡ−３０は、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｓｒを含み、残部がアルミニウムおよび不純物からなり、この発明の請求項３６〜４１対応する組成である。合金Ｎｏ．ＩＩＡ−１〜ＩＩＡ−１０はその比較組成である。合金Ｎｏ．ＩＩＡ−４１〜ＩＩＡ−１０８（ＩＩＡ−９３、９４、９７を除く）は合金Ｎｏ．ＩＩＡ−３０を基本組成とし、合金Ｎｏ．ＩＩＡ−１０９〜ＩＩＡ−１２９は合金Ｎｏ．ＩＩＡ−１０を基本組成とし、これらに１６種の任意選択加元素を添加したものである。合金Ｎｏ．ＩＩＡ−９４は合金Ｎｏ．ＩＩＡ−７（Ｍｇ：１質量％、Ｓｉ：０．８質量％、Ｃｕ：０．２質量％、Ｚｎ：０．２質量％、Ｓｒ：０．０３質量％、）を基本組成とし、合金Ｎｏ．ＩＩＡ−９３、９７は合金（Ｍｇ：１質量％、Ｓｉ：１．５質量％、Ｃｕ：０．２質量％、Ｚｎ：０．２質量％、Ｓｒ：０．０３質量％）を基本組成とし、これらに任意選択加元素を添加したものである。合金Ｎｏ．ＩＩＡ−４１〜ＩＩＡ−１２９は請求項４２〜７０に対応する組成である。
これらのアルミニウム合金を鋳造材料として、後述の気体加圧式ホットトップ鋳造法により直径５３ｍｍの断面円形の中実形状材を竪型連続鋳造した。
〔気体加圧式ホットトップ鋳造法〕
図６に示す気体加圧式ホットトップ鋳造装置において、（１）は鋳塊の外周を成形する鋳型、（２）は鋳型（１）の上部に設置された筒状の溶湯受槽である。
前記鋳型（１）は、その内部に水等の冷却媒体を流通させる環状の空洞部（３）を有し、この空洞部（３）には外部に開口する複数の噴出口（４）が形成されている。そして、図示されない導入管を介して空洞部（３）に導入された冷却媒体（Ｃ）は、鋳型（１）を冷却して成形される鋳造材（Ｓ）を一次冷却するとともに、噴出口（４）から噴出して鋳造材（Ｓ）を二次冷却するものとなされている。また、前記鋳型（１）の内側上面（１ａ）は外側上面（１ｂ）よりも低くなっていて、前記溶湯受槽（２）との下面との間に気体流通路（５）に開口する間隙（６）が形成されている。
前記溶湯受槽（２）の下方部内側は、鋳型（１）の内側に水平に張り出してオーバーハング部（７）を形成している。このため、外部から気体導入路（８）を介して気体流通路（５）に導入された加圧気体（Ｆ）は、前記間隙（６）からオーバーハング部（７）の直下に導入され、溶湯をオーバーハング部（７）の直下領域から排除して鋳型（１）の上端よりもかなり降下した位置で鋳型（１）の内周面と接触させる。そして、加圧気体（Ｆ）の流量によって溶湯と鋳型（１）との接触距離を制御し、ひいては一次冷却時間および凝固過程を制御して良好な金属組織の鋳造材（Ｓ）を鋳造することができる。図中、（Ｍ）はオーバーハング部（７）の張出量を示している。
また、潤滑油は、図示されない通路を介して外部から供給通路（９）に導入され、供給通路（９）から分岐した多数の微細供給口（１０）を介して鋳型（１）の内周面に供給される。（１１）は、鋳型（１）の上面に凹設された溝に嵌め入れられた耐熱性パッキング材であり、間隙（６）を流通する気体のもれを防いでいる。
前記竪型連続鋳造装置によれば、この発明の鋳造速度および冷却速度が達成されて、切削性等の優れた特性を有する鋳造材を製造できる。
鋳造条件は後掲の表９の鋳造条件ｂとし、いずれの合金も良好に連続鋳造することができた。
次いで、鋳造した中実形状材に対し、ピーリング加工により表層部を深さ１．５ｍｍまでの部分を除去した後、１７０℃で１１時間保持して時効処理を施して試験材とした。
製作した各試験材について、０．２％耐力、引張強さ、破断伸びの機械的特性（引張特性）を測定するとともに、金属組織の均質性、塑性加工性、切削性、工具の摩耗、仕上げ面の品質、切削割れ性、耐食性、アルマイト処理性を下記の方法で調べた。そして、機械的特性を除き、ＪＩＳ Ａ６２６２合金からなる押出材の諸特性と比較して相対的に下記の５段階で評価した。
◎◎：極めて優れている
◎ ：優れている
○ ：同等である
△ ：やや劣っている
× ：劣っている
〔金属組織の均質性〕
デンドライト組織のサイズ、間隔に関する測定結果、ならびに共晶ラメラ組織のサイズ、形態、連続性と試験材断面内の均質性をもって評価した。
〔塑性加工性〕
断面積減縮比２０％で引抜き、切削性試験、引張試験に供した際の結果より、特性の変化率を用いて評価した。
〔切削性〕
超硬チップを用い、切削速度１５０ｍ／ｍｉｎ、送り速度０．２ｍｍ／ｒｅｖ、切り込み１．０ｍｍで湿式切削を行い、切屑個数／１００ｇにより切屑分断性を調べ、切屑分断性をもって切削性を評価した。
〔工具の摩耗〕
高速度鋼片刃バイトを用いた乾式切削により、切削速度２００ｍ／ｍｉｎ、送り速度０．２ｍｍ／ｒｅｖ、切り込み１０ｍｍの条件にて５分間の連続切削を行い、バイトの逃げ面の摩耗幅を測定した。
〔仕上げ面の品質〕
上述の切削性試験で切削した試験材の切削面において、単位面積（１ｍｍ２）内に存在するムシレ部の割合（％）で評価した。切削面の例として、図３にムシレ率９８．２％のもの、図４にムシレ率３．４％のものを例示する。
〔切削割れ性〕
超硬チップを用い、切削速度１５０ｍ／ｍｉｎ、送り速度０．２ｍｍ／ｒｅｖ、切り込み３．０ｍｍで湿式切削を行い、単位面積（１ｍｍ２）に存在する切削割れ発生率（％）で評価した。
〔耐食性〕
ＪＩＳ Ｚ２３７１に基づく塩水噴霧試験を行い、１０００時間噴霧による腐食減量により評価した。
〔アルマイト処理性〕
常法により硫酸アルマイト処理を施し、生成したアルマイト皮膜の厚さにより評価した。
これらの結果を表３〜８に併せて示す。
【表３】
【表４】
【表５】
【表６】
【表７】
【表８】
【表９】
表３〜表８の結果から、本発明の組成のアルミニウム合金は優れた金属組織の均質性、塑性加工性、切削性（仕上げ面の品質、切削割れ性を含む）、耐食性、アルマイト処理性を有し、切削時の工具の摩耗も抑制されることを確認できた。
Ｂ．金属組織と製造条件
上述組成の合金の中から、ＩＩＡ−３０（表４）、ＩＩＡ−１２７（表８）を用いてアルミニウム合金材の製造試験を行った。
鋳造Ｎｏ．ＩＩＢ−１、２、５、６については竪型連続鋳造法により鋳造し、鋳造Ｎｏ．ＩＩＢ−３、４、、７、８については水平連続鋳造法により鋳造した。鋳造材はいずれも断面円形の中実形状材（丸棒）とし、鋳造法の詳細と鋳造条件は下記のとおりである。また、比較例として、鋳造Ｎｏ．ＩＩＢ−９、１０を金型鋳造により鋳造した。
〔竪型連続鋳造〕
上述のＡ．アルミニウム合金の化学組成の実施例と同じ気体加圧式ホットトップ鋳造法で、表９に示す鋳造条件ａおよび鋳造条件ｂで２種類の断面円形の中実形状材を製作した。
〔水平連続鋳造〕
図７に示す水平連続鋳造装置において、（２０）は鋳型、（２１）はタンディッシュ、（２２）はタンディッシュ（２１）から溶湯を鋳型（２０）に導入する耐火性導管である。また、（２３）（２４）は、耐火性導管（２２）から鋳型（２０）への溶湯流入口（３２）の開口径を規定する耐火性板体である。
前記鋳型（２０）は、その内部に水等の冷却媒体（Ｃ）を流通させる環状の空洞部（２５）を有し、この空洞部（２５）から外部に開口する複数の噴出口（２６）が形成されている。そして、図示されない導入管を介して空洞部（２５）に導入された冷却媒体（Ｃ）は鋳型（２０）を冷却して成形される鋳造材（Ｓ）を一次冷却するとともに、噴出口（２６）から噴出されて鋳造材（Ｓ）を二次冷却するものとなされている。
また、潤滑油は、通路（２７）を介して外部から供給通路（２８）に導入され、供給通路（２８）から分岐した多数の供給細管（２９）を介して鋳型（２０）の内周面（２０ａ）に供給される。
図７において、（３１）はタンディッシュ（２１）の出口、（３２）は溶湯流入口を示している。
前記水平連続鋳造装置によれば、この発明の鋳造速度および冷却速度が達成されて、切削性等の優れた特性を有する鋳造材を製造できる。
鋳造条件は後掲の表１０の鋳造条件ｃおよび鋳造条件ｄとし、で２種類の断面円形の中実形状材を製作した。
【表１０】
〔金型鋳造〕
比較例の鋳造Ｎｏ．ＩＩＢ−９、１０は、後掲の表１１に示す鋳造条件で砂型型試験片鋳型（ＩＳＯ鋳型）によって得られた鋳塊である。
鋳造した鋳造Ｎｏ．ＩＩＢ−１〜ＩＩＢ−４、ＩＩＢ−９の形材は、１７０℃×１１時間の時効処理後にスカルパー加工により深さ１．５ｍｍの表層除去を行い、これを試験材とした。また、鋳造Ｎｏ．ＩＩＢ−５〜ＩＩＢ−８、ＩＩＢ−１０の形材は、スカルパー加工により深さ１．５ｍｍの表層除去を行った後に１７０℃×１１時間の時効処理を行い、これを試験材とした。
これらの各試験材の金属組織を観察し、平均ＤＡＳ、共晶ラメラ組織における粒子の分布状態（共晶Ｓｉ粒子の平均粒径、共晶Ｓｉ粒子および第二相粒子の粒子数と面積占有率）、共晶ラメラ組織サイズ（平均骨格線長さＬｍ、平均幅Ｗｍ、これらの比率Ｌ／Ｗｍ）を調べた。各鋳造例の製造条件の要点を表１１に再掲するとともに、金属組織の観察結果を表１１に示す。
【表１１】
製作した各試験材について、０．２％耐力、引張強さ、破断伸びの機械的特性を測定するとともに、上述の合金組成試験と同様の方法で、鋳造性、切削性、工具の摩耗、仕上げ面の品質、切削割れ性、耐食性各項目を試験した。また、内部欠陥の有無と数についても相対的に評価した。さらに、合金材としての総合品質を評価した。評価は、下記の４段階の相対的評価とした。なお、本試験においては、機械的特性も相対評価とした。
◎：優れている
○：やや優れている
△：やや劣っている
×：悪い
【表１２】
表１２の結果から、本発明の方法で製造したアルミニウム合金材は、金属組織においてＳｉ粒子が微細に分散された共晶ラメラ組織を有し、これにより、優れた切削性（仕上げ面の品質、切削割れ性を含む）、耐食性を有するものであることを確認できた。特に所定の共晶ラメラ組織によって優れた切削性を得られるとともに工具の摩耗も抑制されることを確認できた。
Ｃ．時効処理と二次成形加工
合金Ｎｏ．ＩＩＡ−３０およびＩＩＡ−１２７を鋳造材料として、上述のＡ．アルミニウム合金の化学組成の実施例と同じ気体加圧式ホットトップ鋳造法により、表７に示す鋳造条件ｂで直径５３ｍｍの断面円形の中実形状材を製作した。鋳造した中実形状材に対し、ピーリング加工により表層部を深さ１．５ｍｍまでの部分を除去し、表１３に示す条件で時効処理を施した。さらに、処理Ｎｏ．ＩＩＣ−５〜ＩＩＣ−８、ＩＩＣ１３〜ＩＩＣ−１６については、表１３に示す温度および断面積縮減比で引抜加工を施した。引抜きは全ての処理Ｎｏ．において良好に行うことができた。
製作した各試験材について、０．２％耐力、引張強さ、破断伸びの機械的特性を測定するとともに、切削性、工具の摩耗、仕上げ面の品質、切削割れ性、耐食性、衝撃特性を評価した。衝撃特性は下記方法で試験を行い、その他の項目の試験方法は上述の合金組成試験と同様の方法とし、下記の４段階で相対的に評価した。なお、本試験においては、機械的特性も相対評価とした。
◎：優れている
○：やや優れている
△：やや劣っている
×：悪い
〔衝撃特性〕
ＪＩＳ Ｚ２２０２およびＪＩＳ Ｚ２２４２に基づく金属材料衝撃試験を行い、シャルピー衝撃値により衝撃特性を評価した。
【表１３】
表１３の結果より、鋳造材に対して本発明の条件で時効処理を施すことにより優れた機械的特性、切削性（仕上げ面の品質、切削割れ性を含む）耐食性、衝撃特性を得られるとともに、工具の摩耗も抑制されることを確認できた。また、本発明の条件で二次成形加工することにより、諸特性、特に切削性を低下させることなく成形可能であることを確認した。
ここに用いられた用語および表現は、説明のために用いられたものであって限定的に解釈するために用いられたものではなく、ここに示されかつ述べられた特徴事項の如何なる均等物をも排除するものではなく、この発明のクレームされた範囲内における各種変形をも許容するものであると認識されなければならない。
産業上の利用可能性
以上のように、本発明のアルミニウム合金材は切削性が優れているから、切削加工を伴う各種部材の製造材料に適している。また、有害なＰｂを含有しないから、環境に悪影響を及ぼすこともなく、リサイクル性も良いことから、地球環境保護の観点からも優れた材料である。
【図面の簡単な説明】
図１は、本発明の請求項７１〜７５に対応するアルミニウム合金材の金属組織を示す写真である。
図２は、本発明の請求項７１〜７５に対応する他のアルミニウム合金材の他の金属組織を示す写真である。
図３は、従来のアルミニウム合金材の金属組織を示す写真である。
図４は、実施例ＩＩＡの仕上げ面の品質の評価において、ムシレ率９８．２％の切削面を示す写真である。
図５は、実施例ＩＩＡの仕上げ面の品質の評価において、ムシレ率３．４％の切削面を示す写真である。
図６は、実施例ＩＩＡ、ＩＩＢ、ＩＩＣで用いた気体加圧式ホットトップ鋳造装置の要部断面図である。
図７は、実施例ＩＩＢで用いた水平連続鋳造装置の要部断面図である。
技術分野
この発明は、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系の切削性に優れたアルミニウム合金、ならびにアルミニウム合金材およびその製造方法に関する。
背景技術
アルミニウム合金材の切削加工においては、切屑が連続し、切屑処理の工程が必要となることや、旋削時の製品コーナー部や穴空け加工時のドリル穴周囲に生成するバリを除去する工程が必要となることが問題視されている。
これらの問題を解決するために、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｓｎに代表される低融点元素を添加し、切屑の分断性を高めることで、切削性、バリ生成を抑制しうる快削性アルミニウム合金が提案されている。
しかし、これらの低融点元素は結晶粒界に偏析することが多く、例えば重切削を施すと加工中の発熱によって局部溶融し、割れ発生の原因となっていた。さらに、有害元素であるＰｂを含有する快削性アルミニウム合金材を製造し使用することは、地球環境保護という観点から極めて重大な問題であり、かつアルミニウム製品のリサイクル性を低下させるという難点もあった。
このため、前記低融点元素の代替元素として、ＳｉやＣｕを添加した快削性アルミニウム合金が開発されている。
例えば、特開平１１−１２７０５号公報においては３〜１１質量％のＳｉを添加した鍛造用アルミニウム合金が開示され、特開平９−２４９９３１号公報においては１．５〜１２．０質量％のＳｉを添加した高耐食アルミニウム合金が開示されて、特開平２−９７６３８号公報には２．０〜１２．５質量％のＳｉおよび１．０〜６．５質量％のＣｕを添加した磁気テープ接触部品用アルミニウム合金が開示されている。これらのアルミニウム合金材は、硬質のＳｉ粒子をアルミニウムマトリックス中に分散させ、切削時にＳｉ粒子の粉砕、あるいはＳｉ粒子とマトリックス界面の剥離によって切屑を細分化するというものである。これらのアルミニウム合金材は、低融点元素を含まないためにリサイクル性が優れ、さらに耐食性および耐熱性にも優れている。
また、これらのアルミニウム合金材は、所定組成の押出ビレットに鋳造後、４００〜６００℃の範囲で均質化処理を施し、３５０〜５５０℃で押出加工し、ダイス出口端で焼入れするか、あるいは１〜５ｍの長尺材に切断後溶体化処理を施すことにより製造されている。
しかし、上述した従来の快削性アルミニウム合金においては、Ｓｉ添加量が５％を越える合金組成では、Ｓｉ粒子が多量に分散しているために、鋭角部を有するＳｉ粒子が切削工具の刃先をアタックし、工具の摩耗が激しく、また損傷によって工具を低寿命化させると言う問題点があった。さらに、Ｃｕ添加量の多いアルミニウム合金では、耐食性が悪いという問題点もあった。
また、上述の製造工程において、Ｓｉ粒子は、ビレットの鋳造時に１μｍ以下となる場合もあるが、その後の３００℃以上の熱処理によって１μｍを越えるサイズに成長するという特性がある。このため、均質化処理、押出加工、ダイス出口端での焼入れ、溶体化処理の各工程を経る間にＳｉ粒子が成長し、最終的には５〜１０μｍの範囲となり、上述した一連の工程を経た合金材では鋳造材よりも切削性が低下し、切削工具の摩耗や損傷が著しいという問題点があった。具体的には、アルミニウムマトリックス中に平均粒径が５μｍを越える大きなＳｉ粒子が存在すると、切削工具の摩耗やチッピングといった工具損傷が激しくなる。しかも、これらの工具損傷によって、長時間の連続切削加工における切削仕上げ面の品質が悪化する。また、このような粗大Ｓｉ粒子が存在するアルミニウム合金材にアルマイト処理を施すと、表面に露出したＳｉ粒子とアルミニウムマトリックスとでアルマイト皮膜の生成速度異なるために、膜厚が不均一となるという問題点もある。
発明の開示
この発明は、上述の技術背景に鑑み、優れた切削性を有するとともに、切削工具の摩耗やチッピング等の損傷を抑制し、さらに良好なアルマイト処理性を有するアルミニウム合金、ならびにアルミニウム合金材およびその製造方法の提供を目的とする。
この発明は、化学組成によって４種類に大別されるアルミニウム合金、各化学組成に対応する金属組織を有するアルミニウム合金材、およびこれらのアルミニウム合金材の製造方法によって構成される。
第１のアルミニウム合金は、Ｍｇ：０．３〜６質量％、Ｓｉ：０．３〜１０質量％、Ｚｎ：０．０５〜１質量％およびＳｒ：０．００１〜０．３質量％を含み、残部がＡｌおよび不純物からなることを基本要旨とする。
前記第１のアルミニウム合金において、Ｍｇ含有量は０．５〜１．１質量％であることが好ましい。Ｓｉ含有量は１．５〜５質量％であることが好ましい。Ｚｎ含有量は０．１〜０．３質量％であることが好ましい。Ｓｒ含有量は０．００５〜０．０５質量％であることが好ましい。
第２のアルミニウム合金は、Ｍｇ：０．３〜６質量％、Ｓｉ：０．３〜１０質量％、Ｚｎ：０．０５〜１質量％およびＳｒ：０．００１〜０．３質量％を含み、さらに、選択的添加元素としてＣｕ：０．０１質量％以上１質量％未満、Ｆｅ：０．０１〜１質量％、Ｍｎ：０．０１〜１質量％、Ｃｒ：０．０１〜１質量％、Ｚｒ：０．０１〜１質量％、Ｔｉ：０．０１〜１質量％、Ｎａ：０．００１〜０．５質量％、Ｃａ：０．００１〜０．５質量％のうちから１種以上を含有し、残部がＡｌおよび不純物からなることを基本要旨とする。
前記第２のアルミニウム合金において、Ｍｇ含有量は０．５〜１．１質量％であることが好ましい。Ｓｉ含有量は１．５〜５質量％であることが好ましい。Ｚｎ含有量は０．１〜０．３質量％であることが好ましい。Ｓｒ含有量は０．００５〜０．０５質量％であることが好ましい。
また、前記第２のアルミニウム合金において、選択的添加元素はＣｕであることが好ましい。選択的添加元素はＦｅであることが好ましい。選択的添加元素はＣｒ、Ｍｎのうちの１種以上であることが好ましい。選択的添加元素はＺｒであることが好ましい。選択的添加元素はＴｉであることが好ましい。選択的添加元素は、Ｎａ、Ｃａのうちの１種以上であることが好ましい。
また前記第２のアルミニウム合金において、Ｃｕ含有量は０．１〜０．３質量％であることが好ましい。Ｆｅ含有量は０．１〜０．３質量％であることが好ましい。Ｍｎ含有量は０．１〜０．３質量％であることが好ましい。Ｃｒ含有量は０．１〜０．３質量％であることが好ましい。Ｚｒ含有量は０．１〜０．３質量％であることが好ましい。Ｔｉ含有量は０．１〜０．３質量％であることが好ましい。Ｎａ含有量は０．００５〜０．３質量％であることが好ましい。Ｃａ含有量は０．００５〜０．３ｗｔであることが好ましい。
この発明の一つのアルミニウム合金材は、化学組成において、第１および第２のアルミニウム合金、即ち請求項１〜２４のいずれかのアルミニウム合金からなり、合金組織において、Ｓｉ粒子の平均粒径１〜５μｍであるとともに、Ｓｉ粒子の平均アスペクト比が１〜３であることを基本要旨とする。
前記アルミニウム合金材において、前記Ｓｉ粒子の平均粒径は３μｍ以下であることが好ましい。前記Ｓｉ粒子の平均アスペクト比は２以下であることが好ましい。
この発明の一つのアルミニウム合金材の製造方法は、第１および第２のアルミニウム合金、即ち請求項１〜２４のいずれかのアルミニウム合金からなるビレットを１０〜１８０ｍｍ／ｍｉｎの鋳造速度で製作し、前記ビレットを４００〜５７０℃で６時間以上保持して均質化処理した後、ビレット温度３００〜５５０℃、押出製品速度０．５〜１００ｍ／ｍｉｎ、押出比１０〜２００で所要形状に押出し、該押出材を４００〜５７０℃で１時間以上保持して溶体化処理し、さらに９０〜３００℃で１〜３０時間保持して時効処理することを基本要旨とする。
前記アルミニウム合金材の製造方法において、前記鋳造速度は、３０〜１３０ｍｍ／ｍｉｎであることが好ましい。前記均質化処理は、５００〜５４５℃で１０時間以上保持して行うことが好ましい。前記押出は、ビレット温度３５０〜５００℃、押出製品速度２〜３０ｍ／ｍｉｎ、押出比２０〜８５で行うことが好ましい。前記溶体化処理は、５００〜５４５℃で３時間以上保持して行うことが好ましい。前記時効処理は、１４０〜２００℃で３〜２０時間保持して行うことが好ましい。前記溶体化処理後の押出材に対し、リダクション５〜３０％で所要形状への引抜きを行い、その後前記時効処理を行うことが好ましく、特に引抜きのリダクションは１０〜２０％であることが好ましい。
第３のアルミニウム合金は、Ｍｇ：０．１〜６質量％、Ｓｉ：０．３〜１２．５質量％、Ｃｕ：０．０１質量％以上１質量％未満、Ｚｎ：０．０１〜３質量％およびＳｒ：０．００１〜０．５質量％を含み、残部がＡｌおよび不純物からなることを基本要旨とする。
前記第３のアルミニウム合金において、Ｍｇ含有量は０．３〜５質量％であることが好ましい。Ｓｉ含有量は０．８〜１２質量％であることが好ましい。Ｃｕ含有量は０．１〜０．８質量％であることが好ましい。Ｚｎ含有量は０．０５〜１．５質量％であることが好ましい。Ｓｒ含有量は０．００５〜０．３質量％であることが好ましい。
第４のアルミニウム合金は、Ｍｇ：０．１〜６質量％、Ｓｉ：０．３〜１２．５質量％、Ｃｕ：０．０１質量％以上１質量％未満、Ｚｎ：０．０１〜３質量％およびＳｒ：０．００１〜０．５質量％を含み、さらに、選択的添加元素としてＴｉ：０．００１〜１質量％、Ｂ：０．０００１〜０．０３質量％、Ｃ：０．０００１〜０．５質量％、Ｆｅ：０．０１〜１質量％、Ｃｒ：０．０１〜１質量％、Ｍｎ：０．０１〜１質量％、Ｚｒ：０．０１〜１質量％、Ｖ：０．０１〜１質量％、Ｓｃ：０．０００１〜０．５質量％、Ｎｉ：０．００５〜１質量％、Ｎａ：０．００１〜０．５質量％、Ｓｂ：０．００１〜０．５質量％、Ｃａ：０．００１〜０．５質量％、Ｓｎ：０．０１〜１質量％、Ｂｉ：０．０１〜１質量％、Ｉｎ：０．００１〜０．５質量％のうちの１種以上を含有し、残部がＡｌおよび不純物からなることを基本要旨とする。
前記第４のアルミニウム合金において、Ｍｇ含有量は０．３〜５質量％であることが好ましい。Ｓｉ含有量は０．８〜１２質量％であることが好ましい。Ｃｕ含有量は０．１〜０．８質量％であることが好ましい。Ｚｎ含有量は０．０５〜１．５質量％であることが好ましい。Ｓｒ含有量は０．００５〜０．３質量％であることが好ましい。
また、前記第４のアルミニウム合金において、選択的添加元素はＴｉ、Ｂ、Ｃ、Ｓｃのうちの１種以上であることが好ましい。選択的添加元素はＦｅであることが好ましい。選択的添加元素はＣｒ、Ｍｎのうちの１種以上であることが好ましい。選択的添加元素はＺｒ、Ｖのうちの１種以上であることが好ましい。選択的添加元素はＮｉであることが好ましい。選択的添加元素はＮａ、Ｓｂ、Ｃａのうちの１種以上であることが好ましい。選択的添加元素はＳｎ、Ｂｉ、Ｉｎのうちの１種以上であることが好ましい。
また、前記第４のアルミニウム合金において、Ｔｉ含有量は０．００３〜０．５質量％であることが好ましい。Ｂ含有量は０．０００５〜０．０１質量％であることが好ましい。Ｃ含有量は０．００１〜０．３質量％であることが好ましい。Ｆｅ含有量は０．０５〜０．７質量％であることが好ましい。Ｃｒ含有量は０．０３〜０．７質量％であることが好ましい。Ｍｎ含有量は０．０３〜０．７質量％であることが好ましい。Ｚｒ含有量は０．０３〜０．７質量％であることが好ましい。Ｖ含有量は０．０３〜０．７質量％であることが好ましい。
Ｓｃ含有量は０．０１〜０．３質量％であることが好ましい。Ｎｉ含有量は０．０３〜０．７質量％であることが好ましい。Ｎａ含有量は０．００５〜０．３質量％であることが好ましい。Ｓｂ含有量は０．００５〜０．３質量％であることが好ましい。Ｃａ含有量は０．００５〜０．３質量％であることが好ましい。Ｓｎ含有量は０．０５〜０．５質量％であることが好ましい。
Ｂｉ含有量は０．０５〜０．５質量％であることが好ましい。Ｉｎ含有量は０．０１〜０．３質量％であることが好ましい。
この発明の他のアルミニウム合金材は、化学組成において、第３または第４のアルミニウム合金、即ち請求項３６〜７０のいずれかに記載のアルミニウム合金からなり、金属組織において、平均デンドライトアーム間隔が１〜２００μｍであり、デンドライト境界に、平均粒径０．０１〜５μｍの共晶Ｓｉ粒子および他の第二相粒子を含み、長手方向の平均骨格線長さ（Ｌｍ）が０．５μｍ以上、平均幅（Ｗｍ）が０．５μｍ以上の共晶ラメラ組織がネットワーク状に形成されていることを基本要旨とする。
前記アルミニウム合金材において、前記共晶ラメラ組織において、前記共晶Ｓｉ粒子および他の第二相粒子が合計で５００個／ｍｍ２以上存在し、かつこれらの粒子の面積占有率が０．１〜５０％であることが好ましい。前記平均デンドライトアーム間隔は３〜１００μｍであることが好ましい。前記共晶Ｓｉ粒子の平均粒径は０．１〜３μｍであることが好ましい。前記共晶ラメラ組織は、平均骨格線長さ（Ｌｍ）が３μｍ以上、平均幅（Ｗｍ）が１μｍ以上であることが好ましい。前記共晶ラメラ組織は、骨格線長さと幅との平均比（Ｌ／Ｗｍ）が３以上であることが好ましい。
さらに、前記共晶Ｓｉ粒子およびその他の第二相粒子は合計で１０００個／ｍｍ２以上存在することが好ましい。前記共晶Ｓｉ粒子およびその他の第二相粒子の面積占有率は０．３〜４０％であることが好ましい。
この発明の他のアルミニウム合金材の製造方法は、第３または第４のアルミニウム合金、即ち請求項３６〜７０のいずれかに記載されたアルミニウム合金が固相線温度以上に保持された溶湯を、鋳造速度３０〜５０００ｍｍ／分、冷却速度１０〜６００℃／秒で所要断面形状の形材に連続鋳造し、その後１００〜３００℃で０．５〜１００時間保持して時効処理を施すことを基本要旨とする。
前記アルミニウム合金材の製造方法において、前記鋳造速度は、１００〜２０００ｍｍ／分であることが好ましい。前記冷却速度は、３０〜３００℃／秒であることが好ましい。前記時効処理は１２０〜２２０℃で１〜３０時間保持することにより行うことが好ましい。前記形材は、中実形状材であることが好ましい。前記形材は、断面において直径１０〜１５０ｍｍの円に外接することが好ましい。連続鋳造後の形材に対し、表層の深さ０．１〜１０ｍｍの部分を除去することが好ましく、特に前記表層の除去量は深さ０．２〜５．０であることが好ましい。
また、連続鋳造後の形材に対し、４００℃以下の温度で、断面積減縮比３０％以下となる二次成形加工を行うことが好ましい。さらに前記加工温度は２５０℃以下であることが好ましい。前記断面積減縮比は２０％以下であることが好ましい。
以下の説明において、第１〜第４の４種類のアルミニウム合金を、必須元素であるＭｇ、Ｓｉ、Ｚｎ、Ｓｒが共通する第１および第２のアルミニウム合金と、必須元素であるＭｇ、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｓｒが共通する第３および第４のアルミニウム合金とに分けて詳述する。さらに、これらの組成に対応するアルミニウム合金材おびその製造方法について、各アルミニウム合金組成に続いて説明する。
Ｉ．第１および第２のアルミニウム合金、ならびに合金材およびその製造方法（請求項１〜３５）
第１および第２のアルミニウム合金、およびこれらの化学組成を有する合金材は、Ｓｉ粒子に基づく切屑分断性により良好な切削性を確保しつつ、Ｓｉ粒子を球状化かつ微細化させることで工具の摩耗や損傷を抑制している。また、主たる析出物Ｍｇ２Ｓｉによる強化に加えて、過剰なＳｉ粒子によって従来合金よりも強度が顕著に向上したものとなされている。
以下に、アルミニウム合金および合金材における各元素の添加意義および含有量の限定理由について詳述する。
前記アルミニウム合金の組成において、Ｍｇ、Ｓｉ、ＺｎおよびＳｒの４元素は必須元素である。この発明の第１のアルミニウム合金（請求項１〜５）は、これらの４元素と、残部がＡｌおよび不純物によって構成される。
Ｍｇは、合金マトリックスに固溶されるとともに過剰Ｓｉ等と結合してＭｇ２Ｓｉ等の析出物としてマトリックス中に分散し、機械的特性、特に耐力を向上させ、他の固溶型元素との相乗効果により合金の切削性を一層向上させる。Ｍｇ含有量は、０．３質量％未満では前記効果が乏しく、一方６．０質量％を越えると合金溶湯の参加が促進され、また塑性加工性も劣化するため、０．３〜６質量％とする。好ましいＭｇ含有量は０．５〜１．１質量％である。
Ｓｉは、Ａｌ中への固溶量が少ないために化合物形成に要する量を除いて、Ｓｉの単体粒子としてマトリックス中に分散される。Ｓｉ粒子の分散した合金組織においては、切削工具によるＳｉ粒子の粉砕、あるいはＳｉ粒子とＡｌ母相との界面剥離により切屑が速やかに分断し、切削性が向上する。また、必須元素として添加されるＳｒ、あるいは任意に添加されるＮａ、Ｃａによって、Ｓｉ粒子は球状化されるとともに微細化され、このことによっても切削性が向上する。Ｓｉ含有量は、０．３質量％未満では切屑分断性向上効果に乏しく、一方１０質量％を越えると切屑分断性は向上するものの、切削工具の摩耗が著しくなって生産性が低下するため、０．３〜１０質量％とする必要がある。このような観点で、好ましいＳｉ含有量は１．５〜５質量％である。
Ｚｎは、合金マトリックス中に固溶されるとともに、Ｍｇと結合してＭｇＺｎ２等の析出物としてマトリックス中に分散される。このため、アルミニウム合金の機械的特性を向上させ、他の固溶型元素との相乗効果により、合金の切削性を向上させる。Ｚｎ含有量は、０．０５質量％未満では前記効果が乏しく、一方１質量％を越えると、耐食性が低下するおそれがあるため、０．０５〜１質量％とする必要がある。また、前記範囲であれば、アルマイト皮膜生成速度を向上させる効果があり、耐摩耗性等向上を目的としてアルマイト処理される製品に好適に使用できる。好ましいＺｎ含有量は０．１〜０．３質量％である。
Ｓｒは、Ｓｉと共存することで、凝固時の共晶Ｓｉ、初晶Ｓｉを球状化させるとともに微細化させる。このため、間接的に切削分断性を良好にして切削性を向上させるとともに、切削工具の摩耗や損傷を抑制する効果がある。また、連続鋳造、押出、引抜き等の工程でＳｉ粒子を均一かつ微細の分散させ、一層切削性を向上させる効果がある。Ｓｒ含有量は、０．００１質量％未満では前記効果に乏しく、またＳｉ粒子が球状化されず鋭角部が生じることで切削工具の摩耗が顕著になり、一方０．３質量％を越えると前記効果が飽和して、多量添加する意味が乏しいため、０．００１〜０．３質量％とする。好ましいＳｒ含有量は、０．００５〜０．０５質量％である。
この発明の第２のアルミニウム合金（請求項６〜２４）は、合金の諸特性のさらなる向上を目的として、上述の必須４元素を含むアルミニウム合金を基本組成として、さらにＣｕ、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｎａ、Ｃａの８元素のうちから、任意の１種または任意に組み合わせた２種以上の元素が添加されたものである。
Ｃｕは、合金マトリックス中に固溶されるとともに、Ａｌと結合してＣｕＡｌ２等の析出物としてマトリックス中に分散される。このため、アルミニウム合金の機械的特性を向上させ、他の固溶型元素との相乗効果により、合金の切削性を向上させる。Ｃｕ含有量は、０．０１質量％未満では前記効果が乏しく、一方１質量％以上になると、耐食性が低下するおそれがあるため、０．０１質量％以上１質量％未満が好ましい。特に好ましいＣｕ含有量は０．１〜０．３質量％である。
Ｆｅは、アルミニウム合金に不可避的に含有される元素である。しかし、その含有量が０．０１〜１質量％の範囲であれば、通常のアルミニウム合金の製造品質で含有される量であるから、Ｆｅの低減を図るための格別の工程を必要としない。また、前記範囲であればＳｉとの結合量が少ないために、Ｓｉを切屑分断性に効果のあるＳｉを単独粒子として分散させることができ、優れた切屑分断性を維持することができる。Ｆｅ含有量は、０．０１質量％未満に低減しようとすればコストが増大し、１質量％を越えるとＳｉとの化合物が増えてＳｉ単独粒子が減少して切屑分断性が低下する。特に好ましいＦｅ含有量は、０．１〜０．３質量％である。
ＭｎおよびＣｒは、いずれもアルミニウム合金において再結晶化を抑制することにより機械的強度を向上させるとともに、耐食性を向上させるために添加される。Ｍｎ含有量およびＣｒ含有量は、０．０１質量％未満では再結晶化抑制効果に乏しく、機械的特性および耐食性の向上を望めず、また再結晶化による粗大粒の形成によって断面方向における切屑分断性が不安定となり、一方、１質量％を越えると、押出時の熱間変形抵抗が上昇して生産性が低下するため、０．０１〜１質量％が好ましい。また、Ｍｎ含有量およびＣｒ含有量がそれぞれこの範囲内であれば、Ｓｉとの結合量が少ないために、Ｓｉを切屑分断性に効果のあるＳｉを単独粒子として分散させることができ、優れた切屑分断性を維持することができる。Ｍｎ含有量およびＣｒ含有量が１質量％を越えると、Ｓｉとの化合物が増えてＳｉ単独粒子が減少して切屑分断性が低下する。特に好ましいＭｎ含有量およびＣｒ含有量は、それぞれ０．１〜０．３質量％である。
Ｚｒは、アルミニウム合金において再結晶による粗大粒の生成を抑制することにより機械的強度を向上させるとともに、耐食性を向上させるために添加される。また、また、Ａｌとの間で金属間化合物を形成し、それらがマトリックスに分散することで切削性が向上する。Ｚｒ含有量は、０．０１質量％未満では再結晶化抑制効果に乏しく、機械的特性および耐食性の向上を望めず、また再結晶化による粗大粒の形成によって断面方向における切屑分断性が不安定となり、かつ切削性向上効果にも乏しい。一方、１質量％を越えると、押出性あるいは鋳造性が著しく低下するため、０．０１〜１質量％が好ましい。このような観点で、特に好ましいＺｒ含有量は、０．１〜０．３質量％である。
Ｔｉは、Ｚｒと同様にアルミニウム合金において再結晶による粗大粒の生成を抑制することにより機械的強度を向上させるとともに、耐食性を向上させるために添加される。Ｔｉ含有量は、０．０１質量％未満では再結晶化抑制効果に乏しく、機械的特性および耐食性の向上を望めず、また再結晶化による粗大粒の形成によって断面方向における切屑分断性が不安定となり、一方、１質量％を越えると、押出性あるいは鋳造性が著しく低下するため、０．０１〜１質量％が好ましい。このような観点で、特に好ましいＴｉ含有量は、それぞれ０．１〜０．３質量％である。
ＮａおよびＣａは、上述のＳｒと同様にＳｉ粒子の球状化を図るとともに、均一に分散させるために添加される元素である。Ｎａ含有量は、０．００１質量％未満では前記効果に乏しく、０．５質量％を越えても効果が飽和するため、０．００１〜０．５質量％が好ましい。また、Ｃａ含有量は、０．００１質量％未満では前記効果に乏しく、０．５質量％を越えても効果が飽和するため、０．００１〜０．５質量％が好ましい。特に好ましいＮａ含有量は０．００５〜０．３質量％、特に好ましいＣａ含有量は０．００５〜０．３質量％である。
なお、この発明のアルミニウム合金および合金材において、Ｓｉ単独粒子の球状化と均一分散性に有効なＳｒが必須成分として含有されるためＮａおよびＣａの添加は任意であり、これらが添加されなくてもＳｉ粒子の球状化および均一分散性は確保されている。
上述した任意に選択する８元素は、必須４元素に少なくとも１種また任意に組み合わせた２種以上を添加すれば対応する効果が得られる。請求項１１〜１６のアルミニウム合金は、所要の効果を得るために添加元素を選択したものである。また、２種以上を添加する場合は、効果の異なる元素を選択的に組み合わせることも好ましい。例えば、ＣｕＡｌ２等の析出物によって機械的特性を向上させるＡ群元素（Ｃｕ）、Ｓｉを単独粒子として分散させるＢ群元素（Ｆｅ）、再結晶化の抑制によって機械的強度を向上させるＣ群元素（Ｃｒ、Ｍｎ）、再結晶による粗大粒の生成抑制によって機械的強度を向上させるとともに、耐食性向上に効果のあるＤ群元素（Ｔｉ）、再結晶による粗大粒の生成抑制によって機械的強度をさせるとともに、耐食性向上に効果があり、さらに金属間化合物の形成により切削性を向上させるＥ群元素（Ｚｒ）、Ｓｉ粒子の球状化および微細化に効果のあるＦ群元素（Ｎａ、Ｃａ）に区分する。そして、必須元素に対して１群以上を任意に組み合わせて添加する。さらに複数の元素により構成される群については、群内で１種以上を任意に選択する。なお、群単位で任意添加元素を選択する場合も、各元素の含有量は上述の範囲とする。
請求項２５〜２７のアルミニウム合金材は、合金の化学組成を上述の範囲（請求項１〜２４）に規定した上で、合金組織においてＳｉ粒子の平均粒径および平均アスペクト比を規定したものである。
Ｓｉ粒子は、切削時の切屑分断起点となって切削性を向上させるが、工具の摩耗を抑制するために、微細かつ球状であることを要し、平均粒径を１〜５μｍ、平均アスペクト比を１〜３とする。Ｓｉ粒子は、Ｓｉ含有量が多くなるほど平均粒径、平均アスペクト比も大きくなる傾向があり、平均粒径が５μｍを超えても良好な切削性を得ることができるが、平均アスペクト比が大きくなると工具の摩耗が激しくなる。このため、本発明では、良好な切削性と工具の摩耗の抑制の両者を実現するために、Ｓｉ粒子の平均粒径および平均アスペクト比を前記範囲に規定する。優れた切削性を得るとともに工具の摩耗を抑制するという観点で、好ましいＳｉ粒子の平均粒径は３μｍ以下であり、好ましい平均アスペクト比は２以下である。
上述したアルミニウム合金材は、請求項２８〜３５の方法によって製造される。即ち、微細で球状化されたＳｉ粒子が均一に分布する合金材は、所定の化学組成の合金を用い、ビレットの鋳造から押出、あるいはさらに引抜きに至る加工条件および熱処理条件を規定することによって製造することができる。
ビレットは、１０〜１８０ｍｍ／ｍｉｎの鋳造速度で製作する。この間に、溶湯中のＳｉ−Ｓｒ化合物が核となり、球状化した初晶Ｓｉおよび共晶ＳｉがＡｌ中に分散し、後の熱処理および押出加工、あるいは引抜き加工によって微細に球状化したＳｉ粒子を得ることができる。また、結晶粒界での局所偏析も少なく、断面内で一様に分布するため、安定した切屑分断性が得られる。鋳造速度が１０ｍｍ／ｍｉｎ未満になると、Ｓｉ粒子が粗大化して粒子分布が疎となるために安定した切屑分断性が得られない。一方、１８０ｍｍ／ｍｉｎより速くなると、鋳肌が悪くなったり凝固割れするおそれがある。好ましい鋳造速度は３０〜１３０ｍｍ／ｍｉｎである。
ビレットの均質化処理は、４００〜５７０℃で６時間以上保持することにより行う。この均質化処理により、Ｓｉ粒子を安定成長させ、かつ他の固溶型元素を固溶させるため、デンドライト境界あるいは結晶粒界での局所偏析がなく、最終的に形成される合金材の切削性、機械的特性、耐食性が良好となる。均質化処理条件が４００℃未満、または６時間未満であると、Ｓｉ粒子が安定成長せず、また固溶型元素がＡｌ中に拡散、固溶されない。このため、偏析部で耐食性が低下し、また安定した切屑分断性も得られない。一方、５７０℃を越えると、Ａｌと他の各元素との共晶融解により、合金組織中にボイドが形成されて機械的特性の低下を招く。好ましい均質化処理条件は、５００〜５４５℃で１０時間以上の保持である。
押出は、ビレット温度を３００〜５５０℃、押出製品速度０．５〜１００ｍ／ｍｉｎ、押出比１０〜２００で行う。この範囲内で押出すことにより、Ｓｉ粒子が局所偏析せずに結晶粒界に一様に分散し、最終的に得られる合金材の切削性、機械的特性、耐食性を損なわない。また、生産性も良好である。ビレット温度が３００℃未満になると押出速度が低下して生産性が悪くなる。押出製品速度が０．５ｍ／ｍｉｎ未満の場合も生産性が悪くなる。また、押出比が１０未満では、Ｓｉ粒子の分散状態が一様化せず、旧デンドライト境界に局所偏析するため、切削性の安定性に欠け、かつ機械的特性、耐食性が低下する。一方、ビレット温度が５５０℃を越え、あるいは押出製品速度が１００ｍ／ｍｉｎを越え、あるいは押出比が２００を越えると、押出材の表面にムシレやピックアップなどが生じて、表面品質が低下する。好ましいビレット温度は３５０〜５００℃、好ましい押出製品速度は２〜３０ｍ／ｍｉｎ、好ましい押出比は２０〜８５である。
押出後の溶体化処理は、４００〜５７０℃で１時間以上保持することにより行う。この溶体化処理により、Ｓｉ粒子が球状化して安定な切屑分断性が得られるとともに、添加元素の結晶粒界での局所偏析が少なくなって高い機械的特性および耐食性が得られる。溶体化処理条件が、４００℃未満または１時間未満であれば、強度不足となり切屑分断性が劣るものとなる。一方、５７０℃を越える高温では結晶粒界における局所融解が生じ、機械的特性が著しく低下する。好ましい溶体化処理条件は、５００〜５４５℃で３時間以上の保持である。
時効処理は、９０〜３００℃で１〜３０時間保持するものとする。この間に合金材は最大強度となり良好な切屑分断性が得られる。時効温度が９０℃°未満または保持時間が１時間未満では亜時効状態となり、切削時の仕上がり面が粗面化するとともに、機械的特性も低下する。また、３００℃または３０時間を超えると過時効状態となって、切屑分断性および機械的特性が低下する。好ましい時効条件は１４０〜２００℃で３〜２０時間の保持である。
また、前記溶体化処理後の押出材に対し、リダクション５〜３０％で所要形状への引抜きを行うことも好ましい。この引抜きによって所要形状を得るとともに、押出時の形成された表面の再結晶組織を微細化して機械的特性を向上させることができる。また長手方向で高い寸法精度が得られる。引抜きのリダクションが５％未満では、前記効果が乏しく、一方３０％を越えると引抜き時に引張破断するおそれがある。好ましいリダクションは、１０〜２０％である。
その他の製造条件は常法に従う。
ＩＩ．第３および第４のアルミニウム合金、ならびに合金材およびその製造方法（請求項３６〜８９）
第３および第４のアルミニウム合金、およびこれらの化学組成を有するアルミニウム合金材は、所定化学組成によって得られるＳｉ粒子に基づく切削性を、さらに金属組織を規定することによってなお一層確実なものとし、かつＳｉ粒子の粒径制御により切削工具の摩耗や損傷を抑制しうるものである。
以下に、アルミニウム合金およびアルミニウム合金材における各元素の添加意義および含有量の限定理由について詳述する。
前記アルミニウム合金の組成において、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｃｕ、ＺｎおよびＳｒの５元素は必須元素である。この発明の第３のアルミニウム合金（請求項３６〜４１は、これらの５元素と、残部がＡｌおよび不純物によって構成される。
Ｍｇは、合金マトリックスに固溶するとともにＳｉ等と結合してＭｇ２Ｓｉ等の析出物としてマトリックス中に分散し、機械的特性、特に耐力を向上させ、他の固溶型元素との相乗効果により合金の切削性を一層向上させる。Ｍｇ含有量は、０．１質量％未満では前記効果が乏しく、一方６質量％を越えると合金溶湯の酸化が促進され、また塑性加工性も劣化するため、０．１〜６質量％とする。好ましいＭｇ含有量は０．３〜５質量％である。
Ｓｉは、アルミニウム中への固溶量が少ないために化合物形成に要する量を除いて、Ｓｉの単体粒子としてアルミニウムマトリックス中に分散される。特に、本発明の連続鋳造時の急速冷却によって凝固、形成される共晶Ｓｉ粒子は５μｍ以下の微細粒子となり、デンドライド境界において他の第二相粒子とともに共晶ラメラ組織を形成する。切削時には、切削工具による共晶ラメラ組織の分離、共晶Ｓｉ粒子の粉砕、あるいは共晶Ｓｉ粒子とアルミニウム母相との界面剥離が生じ、切屑が速やかに分断されるようになることから、切削性が著しく向上する。また、必須元素として添加されるＳｒ、あるいは任意に添加されるＮａ、Ｓｂ、Ｃａによって、Ｓｉ粒子は球状化されるとともに微細化され、このことによっても切削性が向上する。Ｓｉ含有量は、０．３質量％未満では切屑分断性、即ち切削性向上効果に乏しく、一方１２．５質量％を越えると切削性は向上するものの、粗大共晶Ｓｉ粒子が多く形成されるようになることから、摩耗やチッピング等の切削工具損傷が著しくなって生産性が低下するため、０．３〜１２．５質量％とする必要がある。このような観点で、好ましいＳｉ含有量は０．８〜１２質量％である。さらに、１．２〜８．５質量％が好ましい。
Ｃｕは、合金マトリックス中に固溶されるとともに、Ａｌと結合してＣｕＡｌ２等の析出物としてマトリックス中に分散される。このため、アルミニウム合金の機械的特性を向上させ、他の固溶型元素との相乗効果により、合金の切削性を向上させる。また、そのＣｕＡｌ２は共晶ラメラ組織中にも存在し、切削時の共晶ラメラ組織の分離にも密接に関与して、切削性を向上させる。Ｃｕ含有量は、０．０１質量％未満では前記効果が乏しく、一方１質量％以上になると耐食性が低下するおそれがあるため、０．０１質量％以上１質量％未満とする。好ましいＣｕ含有量は０．１〜０．８質量％である。
Ｚｎは、合金マトリックス中に固溶されるとともに、Ｍｇと結合してＭｇＺｎ２等の析出物としてマトリックス中に分散される。このため、アルミニウム合金の機械的特性を向上させ、他の固溶型元素との相乗効果により、合金の切削性を向上させる。Ｚｎ含有量は、０．０１質量％未満では前記効果が乏しく、一方３質量％を越えると、耐食性が低下するおそれがあるため、０．０１〜３質量％とする必要がある。また、前記範囲であれば、アルマイト皮膜生成速度を向上させる効果があり、耐摩耗性や装飾性等の向上を目的としてアルマイト処理される製品に好適に使用できる。好ましいＺｎ含有量は０．０５〜１．５質量％である。
Ｓｒは、Ｓｉと共存することで、凝固時の共晶Ｓｉ、初晶Ｓｉを球状化させるとともに微細化させる。このため、間接的に分断性を良好にして切削性を向上させるとともに、切削工具の摩耗やチッピング等の損傷を抑制する効果がある。また、連続鋳造やその後の二次成形加工等の工程でＳｉ粒子を均一かつ微細の分散させ、一層切削性を向上させる効果がある。Ｓｒ含有量は、０．００１質量％未満では前記効果に乏しく、またＳｉ粒子が球状化されず鋭角部が生じることで切削工具の摩耗やチッピング等の損傷が顕著になる。一方０．５質量％を越えると前記効果が飽和して、多量添加する意味が乏しい。好ましいＳｒ含有量は、０．００５〜０．３質量％である。
この発明の第４のアルミニウム合金（請求項４２〜７０）は、合金の諸特性のさらなる向上を目的として、上述の必須５元素を含むアルミニウム合金を基本組成として、さらにＴｉ、Ｂ、Ｃ、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｖ、Ｓｃ、Ｎｉ、Ｎａ、Ｓｂ、Ｃａ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｉｎの１６元素のうちから、任意の１種または任意に組み合わせた２種以上の元素が添加されたものである。
Ｔｉは、鋳塊組織を微細化させ、鋳塊組織が粗大な場合において切削面に生じるマクロ模様の出現や凝固割れを抑制する。Ｔｉ含有量は、０．００１質量％未満では鋳塊の微細化効果に乏しく、また１質量％を越えると粗大なＴｉ−Ａｌ系化合物を形成してアルミニウム合金の鋳造性や延性を低下させるおそれがあるため、０．００１〜１質量％が好ましい。特に好ましいＴｉ含有量は０．００３〜０．５質量％である。
Ｂは、Ｔｉと同様に鋳塊組織を微細化させ、鋳塊組織が粗大な場合において切削面に生じるマクロ模様の出現や凝固割れを抑制する。Ｂ含有量は、０．０００１質量％未満では鋳塊の微細化効果に乏しく、また０．０３質量％を越えると硬質な粒子を形成し、切削工具の摩耗やチッピング等の損傷を増大させるため、０．０００１〜０．０３質量％が好ましい。特に好ましいＢ含有量は、０．０００５〜０．０１質量％である。
Ｆｅは、アルミニウム合金に不可避的に含有される元素である。しかし、その含有量が０．０１〜１質量％の範囲であれば、通常のアルミニウム合金の製造品質で含有される量であるから、Ｆｅの低減を図るための格別の工程を必要としない。また、前記範囲であればＳｉとの結合量が少ないために、Ｓｉを切屑分断性に効果のあるＳｉを単独粒子として分散させることができ、優れた切屑分断性を維持することができる。Ｆｅ含有量は、０．０１質量％未満に低減しようとすればコストが増大し、１質量％を越えるとＳｉとの化合物が増えてＳｉ単独粒子が減少して切屑分断性が低下する。特に好ましいＦｅ含有量は、０．０５〜０．７質量％である。
ＺｒおよびＶは、Ｔｉ、Ｂと同様に、鋳塊組織を微細化させ、鋳塊組織が粗大な場合において切削面に生じるマクロ模様の出現や凝固割れを抑制する。また、Ａｌとの間で金属間化合物を形成し、それらがマトリックスに分散することで切削性が向上する。これらの元素の含有量は、それぞれ０．０１質量％未満では上記効果に乏しく、また１質量％を越えると鋳造性が低下するため、０．０１〜１質量％が好ましい。特に好ましい含有量は、それぞれ０．０３〜０．７質量％である。さらに、Ｚｒは、後述のＣｒおよびＭｎと同様に、再結晶化を抑制することにより機械的強度を向上させるとともに、耐食性を向上させる効果がある。これらの効果においても、Ｚｒ含有量が０．０１質量％未満では機械的特性および耐食性の向上を望めず、また再結晶化による粗大粒の形成によって断面方向における切屑分断性が不安定となり、一方、１質量％を越えると、二次成形加工時の熱間変形抵抗が上昇して生産性が低下するため、Ｚｒ含有量は上述の０．０１〜１質量％とすることがが好ましく、特に０．０３〜０．７質量％が好ましい。
ＣｒおよびＭｎはアルミニウム合金において再結晶化を抑制することにより機械的強度を向上させるとともに、耐食性を向上させるために添加される。Ｃｒ含有量およびＭｎ含有量は、それぞれ０．０１質量％未満では再結晶化抑制効果に乏しく、機械的特性および耐食性の向上を望めず、また再結晶化による粗大粒の形成によって断面方向における切屑分断性が不安定となり、一方、１質量％を越えると、二次成形加工時の熱間変形抵抗が上昇して生産性が低下するため、０．０１〜１質量％が好ましい。また、Ｃｒ含有量およびＭｎ含有量がこの範囲内であれば、Ｓｉとの結合量が少ないためにＳｉを切屑分断性向上に効果のあるＳｉを単独粒子として分散させることができ、優れた切削性を維持することができる。Ｃｒ含有量またはＭｎ含有量が１質量％を越えると、Ｓｉとの化合物が増えてＳｉ単独粒子が減少して切削性が低下する。特に好ましいＣｒ含有量およびＭｎ含有量はそれぞれ０．０３〜０．７質量％である。
ＳｃおよびＣは、Ｚｒ、Ｖ、Ｂ、Ｔｉと同様に、鋳塊組織を微細化させ、鋳塊組織が粗大な場合において切削面に生じるマクロ模様の出現や凝固割れを抑制する。これらの元素の含有量は、それぞれ０．０００１質量％未満では上記効果に乏しく、０．５質量％を越えるとＡｌまたは他の元素と結合して硬質な粒子を形成するため切削工具の摩耗やチッピング等の損傷を増大させるため、０．０００１〜０．５質量％が好ましい。特に好ましい含有量は、それぞれ０．０１〜０．３質量％である。
Ｎｉは、Ｎｉ−Ａｌ系金属間化合物を形成して切削性を向上させる。Ｎｉ含有量は、０．００５質量％未満では上記効果に乏しく、１質量％を越えると鋳造性および耐食性が低下するため、０．００５〜１質量％が好ましい。特に好ましいＮｉ含有量は、０．０３〜０．７質量％である。
Ｎａ、Ｓｂ、Ｃａは、上述のＳｒと同様に、Ｓｉと共存することで凝固時の共晶Ｓｉ、初晶Ｓｉ粒子を球状化するとともに微細化する。このため、間接的に切削性を良好にして切削性を向上させるとともに、切削工具の摩耗やチッピング等の損傷を抑制する効果がある。これらの元素の含有量は、それぞれ０．００１質量％未満では上記効果が乏しく、０．５質量％を越えると上記効果が飽和して多量添加する意味が乏しいため、０．００１〜０．５質量％が好ましい。特に好ましい含有量はそれぞれ０．００５〜０．３質量％である。
Ｓｎ、Ｂｉ、Ｉｎは、それぞれＳｉと共存することで、更に切削性を向上させる。これらの元素の含有量は、Ｓｎ：０．０１〜１質量％、Ｂｉ：０．０１〜１質量％、Ｉｎ：０．００１〜０．５質量％とする。それぞれ下限値未満では上記効果に乏しく、上限値を越えると耐食性が低下する上に、切削時、特に重切削時にムシレが発生するために仕上がり面の品質が低下する。また、熱間変形時に割れを誘発する。これらの元素の特に好ましい含有量は、Ｓｎ：０．０５〜０．５質量％、Ｂｉ：０．０５〜０．５質量％、Ｉｎ：０．０１〜０．３質量％である。
上述した任意に選択する１６元素は、必須５元素に少なくとも１種また任意に組み合わせた２種以上を添加すれば対応する効果が得られる。請求項４８〜５４のアルミニウム合金は、所要の効果を得るために添加元素を選択したものである。また、２種以上を添加する場合は、効果の異なる元素を選択的に組み合わせることも好ましい。例えば、鋳塊組織を微細化させるとともに、マクロ模様の出現や凝固割れの抑制に効果のあるＡ群元素（Ｔｉ、Ｂ、Ｃ、Ｓｃ）、Ｓｉを単独粒子として分散させるＢ群元素（Ｆｅ）、再結晶化の抑制によって機械的強度を向上させるＣ群元素（Ｃｒ、Ｍｎ）、鋳塊組織を微細化させるとともに、マクロ模様の出現や凝固割れの抑制効果があり、さらに金属間化合物の形成により切削性を向上させるＤ群元素（Ｚｒ、Ｖ）、金属間化合物の形成により切削性を向上させるＥ群元素（Ｎｉ）、Ｓｉ粒子の球状化および微細化に効果のあるＦ群元素（Ｎａ、Ｓｂ、Ｃａ）、Ｓｉとの共存により切削性を向上させるＧ群元素（Ｓｎ、Ｂｉ、Ｉｎ）に区分する。そして、必須元素に対して１群以上を任意に組み合わせて添加する。さらに複数の元素により構成される群については、群内で１種以上を任意に選択する。なお、群単位で任意添加元素を選択する場合も、各元素の含有量は上述の範囲とする。
請求項７１〜７８のアルミニウム合金材は、合金の化学組成を上述の範囲（請求項３６〜７０）に規定した上で、金属組織を規定したものである。
ここで、図１および図２に、鋳造によって得られた本発明のアルミニウム合金材の金属組織の一例を示し、図３に、鋳造後に熱処理、押出等の工程を経て製造されたアルミニウム合金材の金属組織の一例を示す。図３のアルミニウム合金材は、背景技術の項で述べた合金材に対応するものであり、切削性および工具の摩耗という点で更なる改善が求められることを指摘した合金材である。
図１および図２において、淡色で表される部分（図１では初晶α−Ａｌと示されている部分）がデンドライトであり、その境界に、共晶Ｓｉ粒子（図１では共晶Ｓｉと示されている部分）および他の第二相粒子を含む共晶ラメラ組織（濃色で表されている部分）が三次元状に連続してネットワーク状に分布している。一方、図３の従来のアルミニウム合金材は、デンドライト境界の第二相が分断されてＳｉ粒子が独立して分布する組織形態に変化していることがわかる。
この発明のアルミニウム合金材は、上述した金属組織形態の相違が切削性および切削工具の摩耗や損傷に関与することに着目したものであって、具体的にはデンドライトアーム間隔（以下、「ＤＡＳ」と称する）およびデンドライト境界に形成される共晶ラメラ組織を規定したものである。
金属組織において、平均ＤＡＳ（図１参照）は１〜２００μｍであることを要する。平均ＤＡＳを上記範囲とする理由は、平均ＤＡＳを１μｍ未満とするためには鋳造時の冷却速度を１０００℃／秒以上にする必要があり、溶製材としての製造限界を越え、２００μｍを越えると切削性、機械的特性の著しい低下を招くからである。また、好ましい平均ＤＡＳは３〜１００μｍである。
デンドライト境界には、アルミニウム母相中に平均粒径０．０１〜５μｍの共晶Ｓｉ粒子および他の第二相粒子を含む共晶ラメラ組織が形成されている。切削時に、共晶Ｓｉ粒子は単独でも切屑分断起点となって切削性を向上させる効果があり、さらに層状の共晶ラメラ組織を形成することにより、共晶ラメラ組織が剥離するように分離することで切削性が向上する。このような共晶ラメラ組織は、三次元状に連続してネットワーク状に分布しているため、上述した分離が連続して生じることで良好な切削性を得ることができ、かつ切削工具の摩耗も少ない。一方、図３に示した金属組織形態では、切屑分断起点となるＳｉ粒子が独立分布しているために、切削性、切削工具の摩耗に関して、図１および図２のネットワーク状に分布しているものよりも劣る。
前記共晶Ｓｉ粒子の平均粒径が０．０１μｍ未満では、切削性向上効果が乏しい。また、共晶Ｓｉ粒子はＳｉ含有量が多くなるほど粒径が大きくなる傾向があり、平均粒径が５μｍを越えても良好な切削性を得ることができるが、粒径が大きくなると工具の摩耗やチッピング等の損傷が激しくなる。このため、良好な切削性と工具損傷の抑制の両者を実現するために、共晶Ｓｉ粒子の平均粒径を０．０１〜５μｍに規定する。特に工具損傷を抑制するという観点で、好ましい平均粒径は０．１〜３μｍである。
また、他の第二相粒子とは、ＣｕＡｌ２、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系、Ａｌ−Ｃｒ−Ｓｉ系、Ａｌ−Ｆｅ系等のＡｌと添加元素との間で生成されるものであり、平均粒径は０．１〜０．３μｍが好ましい。
図１に示すように、前記共晶ラメラ組織の大きさは、長手方向の骨格線長さ（Ｌ）および幅（Ｗ）で表す。前記骨格線長さ（Ｌ）とは共晶ラメラ組織の骨格を表す骨格線の長さ、幅（Ｗ）とは前記骨格線に直交する方向における最大幅である。そして、この発明においては共晶ラメラ組織をこれらの平均値と比率によって規定し、平均骨格線長さ（Ｌｍ）を０．５μｍ以上、平均幅（Ｗｍ）を０．５μｍ以上とする。平均骨格線長さ（Ｌｍ）および平均幅（Ｗｍ）がそれぞれ０．５μｍ未満では良好な切削性が得られない。好ましい平均骨格線長さ（Ｌｍ）は３μｍ以上、好ましい平均幅（Ｗｍ）は１μｍ以上である。また、分離の連続性が良好である点で、骨格線長さ（Ｌ）と平均幅（Ｗ）の比率（Ｌ／Ｗ）の平均値（Ｌ／Ｗｍ）が３以上の細長い形状のものが好ましい。
上述の共晶ラメラ組織において、共晶ラメラ組織を構成する共晶Ｓｉ粒子およびその他の第二相粒子の粒子数および面積占有率を規定することによって、さらに優れた切削性を得ることができる。即ち、共晶ラメラ組織において、前記共晶Ｓｉ粒子および他の第二相粒子が合計で５００個／ｍｍ２以上存在し、かつこれらの粒子の面積占有率は０．１〜５０％であることが好ましい。粒子数が合計で５００個／ｍｍ２未満、あるいは面積占有率が０．１％未満では切削性向上効果に乏しい。また、Ｓｉ含有量が多くなるほど共晶Ｓｉ粒子数および面積占有率が大きくなる傾向があり、面積占有率が５０％を越えても良好な切削性を得ることができる。しかし、面積占有率が５０％を越えると合金材の機械的強度、特に延性能（引張強度）および耐食性が低下するため、面積占有率の上限値を５０％とする。切削性を保ちつつ、機械的強度および耐食性の低下を抑制するという観点で、共晶Ｓｉ粒子および他の第二相粒子の特に好ましい粒子数は合計で１０００個／ｍｍ２以上、特に好ましい面積占有率は０．３〜４０％である。
上述した金属組織を有するアルミニウム合金材は、請求項７９〜８９の方法によって製造される。すなわち、ネットワーク状の共晶ラメラ組織を有する合金材は、所定化学組成の合金を用い、鋳造の諸条件を規定することによって製造することができる。
所定化学組成のアルミニウム合金を固相線温度以上に保持された溶湯を、鋳造速度３０〜５０００ｍｍ／分、冷却速度１０〜６００℃／秒で所要断面形状の形材に連続鋳造する。この間の凝固過程において、溶湯中のＳｉ−Ｓｒ化合物が核となって微細で球状化された共晶Ｓｉ粒子がアルミニウム中に分散されるとともに、デンドライトが上記範囲の平均ＤＡＳに成長し、デンドライト境界には、共晶Ｓｉ粒子および他の第二相粒子を含む共晶ラメラ組織が所定の大きさでネットワーク状に形成される。
鋳造速度が３０ｍｍ／分未満では、共晶Ｓｉ粒子が粗大化して粒子の分布が疎となるために、良好な切削性が得られず切削工具の損傷が激しくなる。一方、５０００ｍｍ／分を越えると形材において所望する断面形状が得られず、また凝固割れ、ポアの発生といった鋳造欠陥が発生して鋳肌が悪くなるおそれがある。好ましい鋳造速度は５０〜３０００ｍｍ／分であり、さらに好ましくは、１００〜２０００ｍｍ／分である。
冷却速度が１０℃／秒未満になると、共晶Ｓｉ粒子が粗大化して粒子の分布が疎となるために、切削工具の損傷が激しくなる。一方、６００℃／秒を越える冷却速度を達成しようとすると、特殊な設備と工程管理が必要となって生産性を低下させることになる。また、コスト面でも問題が生じる。好ましい冷却速度は３０〜５００℃／秒であり、特に好ましくは３０〜３００℃である。
連続鋳造方式は、上述の鋳造条件を達成できる限り限定されず、竪型連続鋳造法、水平連続鋳造法を例示できる。また、上記冷却速度を達成するために直接冷却を推奨できる。
鋳造する形材の断面形状は何ら限定されず、円形、多角形、その他の異形のものを例示でき、中実形状材を推奨できる。また、断面において中空部を有する中空形状材も本発明に含まれる。
中実形状材の場合、断面において直径１０〜１５０ｍｍの円に外接するものが好ましい。外接円直径が１０ｍｍ未満では、溶湯の流れ性が著しく低下し、所定形状への成形が困難となる。一方、１５０ｍｍを越えると、断面積の増加による冷却不足によって上述の冷却速度の達成が困難となり、ネットワーク状の共晶ラメラ組織が形成されにくくなる。ひいては、切削性の低下を招くおそれがある。
連続鋳造した形材に対する時効処理は、１００〜３００℃で０．５〜１００時間の保持とする。この間に、鋳造時に固溶した元素が母相中に析出し、機械的強度が最大となるとともに良好な切削性を得る。時効温度が１００℃未満または保持時間が０．５時間未満では亜時効状態となり、切削時の仕上面の品質が低下するとともに切削性、機械的強度も上昇しない。また、時効温度が３００℃、または保持時間が１００時間を越えると過時効状態となって切削性、機械的強度が低下する。好ましい時効条件は、１２０〜２２０℃で１〜３０時間の保持である。
鋳造した形材の表層には凝固時に逆偏析層、チル層、粗大セル層等の不均質層が形成されている。このような不均質層は形材の品質を低下させるため、表層の深さ０．１〜１０ｍｍの部分を除去して不均質層を排除することが好ましい。表層の除去量は、深さが０．１ｍｍ未満では不均質層を十分に除去することができず、１０ｍｍまで除去すれば確実に不均質層を排除でき、それ以上は除去する意味が乏しく材料が無駄になる。好ましい除去量は深さ０．２〜５ｍｍである。表層の除去は、鋳造後で時効処理前、あるいは時効処理後で二次成形加工前のいずれに行ってもよい。また、除去方法も限定されず、ピーリング加工、スカルパー加工を例示できる。
鋳造した形材は、要すれば時効処理前または時効処理後に二次成形加工を施して所要形状に成形する。二次成形加工方法は、断面積が減少する塑性加工であれば限定されず、引抜き、押出、圧延等を例示できる。加工条件は、加工温度が４００℃以下で、加工による断面積減縮比（加工後の断面積／加工前の断面積）を３０％以下とすることが好ましい。加工温度が４００℃を越えると、共晶ラメラ組織中に分散された共晶Ｓｉ粒子が凝集して粗大な球状となって切削性を低下させる。また断面積減縮比が３０％を越える加工を施すと、共晶ラメラ組織が破壊され、切削性を低下させるとともに合金材品質を低下させる。二次成形加工における好ましい条件は、加工温度が２５０℃以下、断面積減縮比が２０％以下である。
また、時効処理前または二次成形加工前の均質化処理や溶体化処理等の熱処理は適宜行う。
この発明によって鋳造されたアルミニウム合金材、あるいは鋳造後に二次成形加工された形材は、鋸やシャー等によって適宜切断される。例えば１ｍ未満の短尺材または長さ１〜１０ｍの長尺材、あるはブランク材に切断されるが、これらの切断材は長さに拘わらず本発明に含まれる。
その他の製造条件は常法に従う。
以上の次第で、各発明は下記の効果を奏する。
請求項１にかかる発明によれば、Ｓｉ粒子がＳｒによって微細化かつ球状化されるため、この合金からなる合金材を切屑分断性が良好でかつ切削工具の摩耗や損傷の少ないアルミニウム合金となし得る。また、Ｍｇ、Ｚｎの含有によって機械的特性、アルマイト処理性、塑性加工性にも優れたアルミニウム合金となし得る。
請求項２にかかる発明によれば、さらに機械的特性に優れたアルミニウム合金となし得る。
請求項３にかかる発明によれば、さらに切削性に優れたアルミニウム合金となし得る。
請求項４にかかる発明によれば、さらに機械的特性およびアルマイト処理性に優れたアルミニウム合金となし得る。
請求項５にかかる発明によれば、さらにＳｉ粒子を球状化および微細化させて、切屑分断性が良好でかつ切削工具の摩耗や損傷の少ないアルミニウム合金となし得る。
請求項６にかかる発明によれば、Ｓｉ粒子がＳｒ、あるいはさらにＮａ，Ｃａによって微細化かつ球状化されるため、この合金からなる合金材を切屑分断性が良好でかつ切削工具の摩耗や損傷の少ないものアルミニウム合金となし得る。また、Ｍｇ、Ｚｎの含有によって機械的特性、耐食性、アルマイト処理性、塑性加工性にも優れたものとなし得る。また、Ｃｕの含有によって機械的特性が向上する。Ｆｅの含有によって、Ｓｉの単独粒子として分散が助長され、切削性が向上する。Ｃｒ、Ｍｎの含有によって機械的強度が向上する。Ｚｒの含有によって機械的強度、耐食性および切削性が向上する。また、Ｔｉの含有によって機械的強度および耐食性が向上する。
請求項７にかかる発明によれば、さらに機械的特性に優れたアルミニウム合金となし得る。
請求項８にかかる発明によれば、さらに切削性に優れたアルミニウム合金となし得る。
請求項９にかかる発明によれば、さらに機械的特性およびアルマイト処理性に優れたアルミニウム合金となし得る。
請求項１０にかかる発明によれば、さらにＳｉ粒子を球状化および微細化させて、切屑分断性が良好でかつ切削工具の摩耗や損傷の少ないアルミニウム合金となし得る。
請求項１１にかかる発明によれば、さらに機械的特性に優れたアルミニウム合金となし得る。
請求項１２にかかる発明によれば、Ｓｉを単独粒子として分散させてさらにさらに優れた切屑分断性を維持することができる。
請求項１３にかかる発明によれば、さらに機械的強度および耐食性に優れたアルミニウム合金となし得る。
請求項１４にかかる発明によれば、さらに機械的強度、耐食性および切削性に優れたアルミニウム合金となし得る。
請求項１５にかかる発明によれば、さらに機械的強度および耐食性に優れたアルミニウム合金となし得る。
請求項１６にかかる発明によれば、さらにＳｉ粒子を球状化および微細化させて、切屑分断性が良好でかつ切削工具の摩耗や損傷の少ないアルミニウム合金となし得る。
請求項１７にかかる発明によれば、さらに機械的特性に優れたアルミニウム合金となし得る。
請求項１８にかかる発明によれば、Ｓｉを単独粒子として分散させてさらにさらに優れた切屑分断性を維持することができる。
請求項１９または請求項２０にかかる発明によれば、さらに機械的強度および耐食性に優れたアルミニウム合金となし得る。
請求項２１にかかる発明によれば、さらに機械的強度、耐食性および切削性に優れたアルミニウム合金となし得る。
請求項２２にかかる発明によれば、さらに機械的強度および耐食性に優れたアルミニウム合金となし得る。
請求項２３または請求項２４にかかる発明によれば、さらにＳｉ粒子を球状化および微細化させて、切屑分断性が良好でかつ切削工具の摩耗や損傷の少ないアルミニウム合金となし得る。
請求項２５にかかる発明によれば、Ｓｉ粒子が微細かつ球状化されているから、アルミニウム合金材は切屑分断性が良好でかつ切削工具の摩耗や損傷が少ない。また、他の添加元素によって機械的特性、アルマイト処理性、塑性加工性にも優れている。
請求項２６にかかる発明によれば、上述のＳｉ粒子が微細化されているためにに、さらに切削工具の摩耗や損傷が少ない。
請求項２７にかかる発明によれば、上述のＳｉ粒子が球状化されているためにに、さらに切削工具の摩耗や損傷が少ない。
請求項２８にかかる発明によれば、Ｓｉ粒子が微細化かつ球状化されて、切屑分断性が良好でかつ切削工具の摩耗や損傷が少なく、また機械的特性、アルマイト処理性、塑性加工性にも優れたアルミニウム合金材を製造することができる。
請求項２９にかかる発明によれば、最も良好な切削性を有するアルミニウム合金材を製造できる。
請求項３０にかかる発明によれば、最も良好な切削性、機械的特性、耐食性を有するアルミニウム合金材を製造できる。
請求項３１にかかる発明によれば、最も良好な切削性、機械的特性、耐食性を有するアルミニウム合金材を製造できる。さらに生産性も良好である。
請求項３２にかかる発明によれば、最も良好な機械的特性、耐食性を有するアルミニウム合金材を製造できる。
請求項３３にかかる発明によれば、最も良好な機械的特性を有するアルミニウム合金材を製造できる。
請求項３４にかかる発明によれば、表面の再結晶組織が微細化されて特に機械的特性の優れたアルミニウム合金材を製造することができる。
請求項３５にかかる発明によれば、一層機械的特性の優れたアルミニウム合金材を製造することができる。
請求項３６にかかる発明によれば、Ｓｉ粒子がＳｒによって微細化かつ球状化され、かつデンドライト境界に共晶ラメラ組織を形成しうるため、この合金からなる合金材を切削性が良好でかつ切削工具の摩耗や損傷の少ないものとなし得る。また、Ｍｇ、Ｃｕ、Ｚｎの含有によって機械的特性、特に引張特性、耐食性、アルマイト処理性、塑性加工性にも優れたものとなし得る。
請求項３７にかかる発明によれば、さらに機械的特性に優れたアルミニウム合金となし得る。
請求項３８にかかる発明によれば、さらに切削性に優れたアルミニウム合金となし得る。
請求項３９にかかる発明によれば、さらに機械的特性および切削性に優れたアルミニウム合金となし得る。
請求項４０にかかる発明によれば、さらに機械的特性およびアルマイト処理性に優れたアルミニウム合金となし得る。
請求項４１にかかる発明によれば、さらにＳｉ粒子を球状化および微細化させて、切屑分断性が良好でかつ切削工具の摩耗や損傷の少ないアルミニウム合金となし得る。
請求項４２にかかる発明によれば、Ｓｉ粒子がＳｒ、あるいはさらにＮａ，Ｓｂ、Ｃａのいずれかによって微細化かつ球状化され、かつデンドライト境界に共晶ラメラ組織を形成しうるため、この合金からなる合金材を切削性が良好でかつ切削工具の摩耗や損傷の少ないものとなし得る。また、Ｍｇ、Ｚｎ、Ｃｕによって機械的特性、特に引張特性、耐食性、アルマイト処理性、塑性加工性にも優れたものとなし得る。また、Ｔｉ、Ｂ、Ｃ、Ｓｃのいずれかの含有によって鋳塊組織が微細化されるとともに、マクロ模様の出現や凝固割れが抑制される。Ｆｅの含有によって、Ｓｉの単独粒子として分散が助長され、切削性が向上する。Ｃｒ、Ｍｎの含有によって機械的強度が向上する。Ｚｒ、Ｖのいずれかの含有により、鋳塊組織が微細化されるとともに、マクロ模様の出現や凝固割れが抑制され、さらに金属間化合物の形成により切削性が向上する。Ｎｉの含有により、金属間化合物が形成されて切削性が向上する。Ｓｎ、Ｂｉ、Ｉｎのいずれかの含有により、切削性が向上する。
請求項４３にかかる発明によれば、さらに機械的特性に優れたアルミニウム合金となし得る。
請求項４４にかかる発明によれば、さらに切削性に優れたアルミニウム合金となし得る。
請求項４５にかかる発明によれば、さらに機械的特性および切削性に優れたアルミニウム合金となし得る。
請求項４６にかかる発明によれば、さらに機械的特性およびアルマイト処理性に優れたアルミニウム合金となし得る。
請求項４７にかかる発明によれば、さらにＳｉ粒子を球状化および微細化させて、切屑分断性が良好でかつ切削工具の摩耗や損傷の少ないアルミニウム合金となし得る。
請求項４８にかかる発明によれば、さらに鋳塊組織が微細化されるとともに、マクロ模様の出現や凝固割れが抑制されたアルミニウム合金となし得る。
請求項４９にかかる発明によれば、Ｓｉを単独粒子として分散させてさらにさらに優れた切屑分断性を維持することができる。
請求項５０にかかる発明によれば、さらに機械的強度および耐食性に優れたアルミニウム合金となし得る。
請求項５１にかかる発明によれば、さらに鋳塊組織が微細化されるとともに、マクロ模様の出現や凝固割れが抑制され、かつ優れた切削性を有するアルミニウム合金となし得る。
請求項５２にかかる発明によれば、さらに切削性の優れたアルミニウム合金となし得る。
請求項５３にかかる発明によれば、さらにＳｉ粒子を球状化および微細化させて、切屑分断性が良好でかつ切削工具の摩耗や損傷の少ないアルミニウム合金となし得る。
請求項５４にかかる発明によれば、さらに切削性に優れたアルミニウム合金となし得る。
請求項５５〜５７にかかる各発明によれば、さらに鋳塊組織が微細化されるとともに、マクロ模様の出現や凝固割れが抑制されたアルミニウム合金となし得る。
請求項５８にかかる発明によれば、Ｓｉを単独粒子として分散させてさらにさらに優れた切屑分断性を維持することができる。
請求項５９または請求項６０にかかる発明によれば、さらに機械的強度および耐食性に優れたアルミニウム合金となし得る。
請求項６１または請求項６２にかかる発明によれば、さらに鋳塊組織が微細化されるとともに、マクロ模様の出現や凝固割れが抑制され、かつ優れた切削性を有するアルミニウム合金となし得る。
請求項６３にかかる発明によれば、さらに鋳塊組織が微細化されるとともに、マクロ模様の出現や凝固割れが抑制されたアルミニウム合金となし得る。
請求項６４にかかる発明によれば、さらに切削性の優れたアルミニウム合金となし得る。
請求項６５〜６７にかかる各発明によれば、さらにＳｉ粒子を球状化および微細化させて、切屑分断性が良好でかつ切削工具の摩耗や損傷の少ないアルミニウム合金となし得る。
請求項６９〜７０にかかる各発明によれば、さらに切削性に優れたアルミニウム合金となし得る。
請求項７１にかかる発明によれば、共晶Ｓｉ粒子が単独で切屑分断起点となって切削性を向上させる上に、共晶ラメラ組織の連続的な分離によって切削性が向上する。しかも、共晶Ｓｉ粒子の微細化および球状化によって、切削工具の摩耗や損傷が少ない。また、機械的特性、特に引張特性、耐食性、アルマイト処理性、塑性加工性にも優れている。
請求項７２にかかる発明によれば、さらに優れた切削性が得られるとともに、切削工具の摩耗や損傷が抑制されたアルミニウム合金材となし得る。
請求項７３にかかる発明によれば、さらに切削性および機械的特性に優れたアルミニウム合金材となし得る。
請求項７４にかかる発明によれば、さらに優れた切削性を得ながらも切削工具の摩耗や損傷が抑制される。
請求項７５にかかる発明によれば、さらに切削性に優れたアルミニウム合金材となし得る。
請求項７６にかかる発明によれば、さらに切削性に優れたアルミニウム合金材となし得る。
請求項７７にかかる発明によれば、特に優れた切削性が得られるとともに、切削工具の摩耗や損傷が抑制される。
請求項７８にかかる発明によれば、特に優れた切削性が得られるとともに、切削工具の摩耗や損傷が抑制される。
請求項７９にかかる発明によれば、共晶Ｓｉ粒子および共晶ラメラ組織を有し、優れた切削性を有しながらも切削工具の摩耗や損傷が少なく、かつ機械的特性、特に引張特性、耐食性、アルマイト処理性、塑性加工性に優れたアルミニウム合金材を製造することができる。
請求項８０または請求項８１にかかる発明によれば、特に上述の共晶Ｓｉ粒子および共晶ラメラ組織を確実に形成することができる。
請求項８２にかかる発明によれば、鋳造時に固溶された元素が十分に析出して、特に優れた切削性および機械的特性を有するアルミニウム合金材を製造することができる。
請求項８３にかかる発明によれば、上述の共晶Ｓｉ粒子および共晶ラメラ組織を有する中実形状材を製造できる。
請求項８４にかかる発明によれば、特に溶湯の流れ性が良好であるとともに、上述の冷却速度の達成が容易である。
請求項８５にかかる発明によれば、表層の不均質層を排除して高品質のアルミニウム合金材を得ることができる。
請求項８６にかかる発明によれば、不均質層が確実に排除される。
請求項８７にかかる発明によれば、共晶Ｓｉ粒子の凝集や共晶ラメラ組織の破壊のおそれがなく、アルミニウム合金材を優れた切削性を維持しながら所望形状に加工できる。
請求項８８および請求項８９にかかる発明によれば、二次成形加工によっても、確実に切削性を維持できる。
実施例
Ｉ．第１および第２のアルミニウム合金、合金材およびその製造方法
（請求項１〜３５に対応する実施例）
表１に示す合金Ｎｏ．Ｉ−１〜Ｉ−１７の各組成のアルミニウム合金を用意した。合金Ｎｏ．Ｉ−１、２はＭｇ、Ｓｉ、Ｚｎ、Ｓｒを含み、残部がアルミニウムおよび不純物からなり、この発明の請求項１〜５に対応する組成である。合金Ｎｏ．Ｉ−３〜Ｉ−１２は、上記元素に８種の任意選択元素を添加したものであって、請求項６〜２４に対応する組成である。合金Ｎｏ．Ｉ−１３〜Ｉ−１７はこれらの比較組成である。
これらのアルミニウム合金を材料として、ビレット鋳造、押出、引抜きにより丸棒を製作した。
まず、ＤＣ鋳造により鋳造速度８０ｍｍ／ｍｉｎでビレットを製作した。このビレットを５２０℃で１０時間保持して均質化処理した後、ビレット温度４５０℃、押出製品速度１２ｍ／ｍｉｎ、押出比３５で直径１５ｍｍの丸棒を押出した。この押出材を５４０℃で３時間保持して溶体化処理し、さらにリダクション２５％で引抜き、１６０℃で５時間保持して時効処理を施し、試験材とした。
製作した各試験材（引抜き材）について、０．２％耐力、引張強さ、破断伸びを測定するとともに、切屑分断性、耐食性、工具の摩耗、アルマイト処理性、塑性加工性を下記の方法で評価した。
〔切屑分断性、工具の摩耗〕
超硬チップを用い、切削速度１５０ｍ／ｍｉｎ、送り速度０．２ｍｍ／ｒｅｖ、切り込み１．０ｍｍで湿式切削を行い、切屑個数／１００ｇにより切屑分断性を評価した。
〔耐食性〕
ＪＩＳ Ｚ２３７１に基づく塩水噴霧試験を行い、１０００時間噴霧による腐食減量により評価した。
〔工具の摩耗〕
高速度鋼片刃バイトを用いた乾式切削により、切削速度２００ｍ／ｍｉｎ、送り速度０．２ｍｍ／ｒｅｖ、切り込み１０ｍｍの条件にて５分間の連続切削を行い、バイトの逃げ面の摩耗幅を測定した。
〔アルマイト処理性〕
常法により硫酸アルマイト処理を施し、生成したアルマイト皮膜の厚さにより評価した。
〔塑性加工性〕
冷間据え込み性試験による限界据え込み率の大小により評価した。試験内容は、冷間加工（鍛造）による割れ発生限界を調べ、これにより評価した。
これらの結果を表１に併せて示す。なお、切屑分断性、耐食性、工具の摩耗、アルマイト処理性、塑性加工性については、比較合金Ｎｏ．Ｉ−１３を基準として相対的に評価した。比較合金Ｎｏ．Ｉ−１３と同等性能を○、優れているものを◎、劣るものを△、さらに劣るものを×で示した。
【表１】
【表２】
ＩＩ．第３、第４のアルミニウム合金、合金材およびその製造方法
（請求項３６〜８９に対応する実施例）
Ａ．アルミニウム合金の化学組成
表３〜８に示す合金Ｎｏ．ＩＩＡ−１〜ＩＩＡ−１２９の各組成のアルミニウム合金を用意した。合金Ｎｏ．ＩＩＡ−１〜ＩＩＡ−３０は、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｓｒを含み、残部がアルミニウムおよび不純物からなり、この発明の請求項３６〜４１対応する組成である。合金Ｎｏ．ＩＩＡ−１〜ＩＩＡ−１０はその比較組成である。合金Ｎｏ．ＩＩＡ−４１〜ＩＩＡ−１０８（ＩＩＡ−９３、９４、９７を除く）は合金Ｎｏ．ＩＩＡ−３０を基本組成とし、合金Ｎｏ．ＩＩＡ−１０９〜ＩＩＡ−１２９は合金Ｎｏ．ＩＩＡ−１０を基本組成とし、これらに１６種の任意選択加元素を添加したものである。合金Ｎｏ．ＩＩＡ−９４は合金Ｎｏ．ＩＩＡ−７（Ｍｇ：１質量％、Ｓｉ：０．８質量％、Ｃｕ：０．２質量％、Ｚｎ：０．２質量％、Ｓｒ：０．０３質量％、）を基本組成とし、合金Ｎｏ．ＩＩＡ−９３、９７は合金（Ｍｇ：１質量％、Ｓｉ：１．５質量％、Ｃｕ：０．２質量％、Ｚｎ：０．２質量％、Ｓｒ：０．０３質量％）を基本組成とし、これらに任意選択加元素を添加したものである。合金Ｎｏ．ＩＩＡ−４１〜ＩＩＡ−１２９は請求項４２〜７０に対応する組成である。
これらのアルミニウム合金を鋳造材料として、後述の気体加圧式ホットトップ鋳造法により直径５３ｍｍの断面円形の中実形状材を竪型連続鋳造した。
〔気体加圧式ホットトップ鋳造法〕
図６に示す気体加圧式ホットトップ鋳造装置において、（１）は鋳塊の外周を成形する鋳型、（２）は鋳型（１）の上部に設置された筒状の溶湯受槽である。
前記鋳型（１）は、その内部に水等の冷却媒体を流通させる環状の空洞部（３）を有し、この空洞部（３）には外部に開口する複数の噴出口（４）が形成されている。そして、図示されない導入管を介して空洞部（３）に導入された冷却媒体（Ｃ）は、鋳型（１）を冷却して成形される鋳造材（Ｓ）を一次冷却するとともに、噴出口（４）から噴出して鋳造材（Ｓ）を二次冷却するものとなされている。また、前記鋳型（１）の内側上面（１ａ）は外側上面（１ｂ）よりも低くなっていて、前記溶湯受槽（２）との下面との間に気体流通路（５）に開口する間隙（６）が形成されている。
前記溶湯受槽（２）の下方部内側は、鋳型（１）の内側に水平に張り出してオーバーハング部（７）を形成している。このため、外部から気体導入路（８）を介して気体流通路（５）に導入された加圧気体（Ｆ）は、前記間隙（６）からオーバーハング部（７）の直下に導入され、溶湯をオーバーハング部（７）の直下領域から排除して鋳型（１）の上端よりもかなり降下した位置で鋳型（１）の内周面と接触させる。そして、加圧気体（Ｆ）の流量によって溶湯と鋳型（１）との接触距離を制御し、ひいては一次冷却時間および凝固過程を制御して良好な金属組織の鋳造材（Ｓ）を鋳造することができる。図中、（Ｍ）はオーバーハング部（７）の張出量を示している。
また、潤滑油は、図示されない通路を介して外部から供給通路（９）に導入され、供給通路（９）から分岐した多数の微細供給口（１０）を介して鋳型（１）の内周面に供給される。（１１）は、鋳型（１）の上面に凹設された溝に嵌め入れられた耐熱性パッキング材であり、間隙（６）を流通する気体のもれを防いでいる。
前記竪型連続鋳造装置によれば、この発明の鋳造速度および冷却速度が達成されて、切削性等の優れた特性を有する鋳造材を製造できる。
鋳造条件は後掲の表９の鋳造条件ｂとし、いずれの合金も良好に連続鋳造することができた。
次いで、鋳造した中実形状材に対し、ピーリング加工により表層部を深さ１．５ｍｍまでの部分を除去した後、１７０℃で１１時間保持して時効処理を施して試験材とした。
製作した各試験材について、０．２％耐力、引張強さ、破断伸びの機械的特性（引張特性）を測定するとともに、金属組織の均質性、塑性加工性、切削性、工具の摩耗、仕上げ面の品質、切削割れ性、耐食性、アルマイト処理性を下記の方法で調べた。そして、機械的特性を除き、ＪＩＳ Ａ６２６２合金からなる押出材の諸特性と比較して相対的に下記の５段階で評価した。
◎◎：極めて優れている
◎ ：優れている
○ ：同等である
△ ：やや劣っている
× ：劣っている
〔金属組織の均質性〕
デンドライト組織のサイズ、間隔に関する測定結果、ならびに共晶ラメラ組織のサイズ、形態、連続性と試験材断面内の均質性をもって評価した。
〔塑性加工性〕
断面積減縮比２０％で引抜き、切削性試験、引張試験に供した際の結果より、特性の変化率を用いて評価した。
〔切削性〕
超硬チップを用い、切削速度１５０ｍ／ｍｉｎ、送り速度０．２ｍｍ／ｒｅｖ、切り込み１．０ｍｍで湿式切削を行い、切屑個数／１００ｇにより切屑分断性を調べ、切屑分断性をもって切削性を評価した。
〔工具の摩耗〕
高速度鋼片刃バイトを用いた乾式切削により、切削速度２００ｍ／ｍｉｎ、送り速度０．２ｍｍ／ｒｅｖ、切り込み１０ｍｍの条件にて５分間の連続切削を行い、バイトの逃げ面の摩耗幅を測定した。
〔仕上げ面の品質〕
上述の切削性試験で切削した試験材の切削面において、単位面積（１ｍｍ２）内に存在するムシレ部の割合（％）で評価した。切削面の例として、図３にムシレ率９８．２％のもの、図４にムシレ率３．４％のものを例示する。
〔切削割れ性〕
超硬チップを用い、切削速度１５０ｍ／ｍｉｎ、送り速度０．２ｍｍ／ｒｅｖ、切り込み３．０ｍｍで湿式切削を行い、単位面積（１ｍｍ２）に存在する切削割れ発生率（％）で評価した。
〔耐食性〕
ＪＩＳ Ｚ２３７１に基づく塩水噴霧試験を行い、１０００時間噴霧による腐食減量により評価した。
〔アルマイト処理性〕
常法により硫酸アルマイト処理を施し、生成したアルマイト皮膜の厚さにより評価した。
これらの結果を表３〜８に併せて示す。
【表３】
Ｂ．金属組織と製造条件
上述組成の合金の中から、ＩＩＡ−３０（表４）、ＩＩＡ−１２７（表８）を用いてアルミニウム合金材の製造試験を行った。
鋳造Ｎｏ．ＩＩＢ−１、２、５、６については竪型連続鋳造法により鋳造し、鋳造Ｎｏ．ＩＩＢ−３、４、、７、８については水平連続鋳造法により鋳造した。鋳造材はいずれも断面円形の中実形状材（丸棒）とし、鋳造法の詳細と鋳造条件は下記のとおりである。また、比較例として、鋳造Ｎｏ．ＩＩＢ−９、１０を金型鋳造により鋳造した。
〔竪型連続鋳造〕
上述のＡ．アルミニウム合金の化学組成の実施例と同じ気体加圧式ホットトップ鋳造法で、表９に示す鋳造条件ａおよび鋳造条件ｂで２種類の断面円形の中実形状材を製作した。
〔水平連続鋳造〕
図７に示す水平連続鋳造装置において、（２０）は鋳型、（２１）はタンディッシュ、（２２）はタンディッシュ（２１）から溶湯を鋳型（２０）に導入する耐火性導管である。また、（２３）（２４）は、耐火性導管（２２）から鋳型（２０）への溶湯流入口（３２）の開口径を規定する耐火性板体である。
前記鋳型（２０）は、その内部に水等の冷却媒体（Ｃ）を流通させる環状の空洞部（２５）を有し、この空洞部（２５）から外部に開口する複数の噴出口（２６）が形成されている。そして、図示されない導入管を介して空洞部（２５）に導入された冷却媒体（Ｃ）は鋳型（２０）を冷却して成形される鋳造材（Ｓ）を一次冷却するとともに、噴出口（２６）から噴出されて鋳造材（Ｓ）を二次冷却するものとなされている。
また、潤滑油は、通路（２７）を介して外部から供給通路（２８）に導入され、供給通路（２８）から分岐した多数の供給細管（２９）を介して鋳型（２０）の内周面（２０ａ）に供給される。
図７において、（３１）はタンディッシュ（２１）の出口、（３２）は溶湯流入口を示している。
前記水平連続鋳造装置によれば、この発明の鋳造速度および冷却速度が達成されて、切削性等の優れた特性を有する鋳造材を製造できる。
鋳造条件は後掲の表１０の鋳造条件ｃおよび鋳造条件ｄとし、で２種類の断面円形の中実形状材を製作した。
【表１０】
比較例の鋳造Ｎｏ．ＩＩＢ−９、１０は、後掲の表１１に示す鋳造条件で砂型型試験片鋳型（ＩＳＯ鋳型）によって得られた鋳塊である。
鋳造した鋳造Ｎｏ．ＩＩＢ−１〜ＩＩＢ−４、ＩＩＢ−９の形材は、１７０℃×１１時間の時効処理後にスカルパー加工により深さ１．５ｍｍの表層除去を行い、これを試験材とした。また、鋳造Ｎｏ．ＩＩＢ−５〜ＩＩＢ−８、ＩＩＢ−１０の形材は、スカルパー加工により深さ１．５ｍｍの表層除去を行った後に１７０℃×１１時間の時効処理を行い、これを試験材とした。
これらの各試験材の金属組織を観察し、平均ＤＡＳ、共晶ラメラ組織における粒子の分布状態（共晶Ｓｉ粒子の平均粒径、共晶Ｓｉ粒子および第二相粒子の粒子数と面積占有率）、共晶ラメラ組織サイズ（平均骨格線長さＬｍ、平均幅Ｗｍ、これらの比率Ｌ／Ｗｍ）を調べた。各鋳造例の製造条件の要点を表１１に再掲するとともに、金属組織の観察結果を表１１に示す。
【表１１】
◎：優れている
○：やや優れている
△：やや劣っている
×：悪い
【表１２】
Ｃ．時効処理と二次成形加工
合金Ｎｏ．ＩＩＡ−３０およびＩＩＡ−１２７を鋳造材料として、上述のＡ．アルミニウム合金の化学組成の実施例と同じ気体加圧式ホットトップ鋳造法により、表７に示す鋳造条件ｂで直径５３ｍｍの断面円形の中実形状材を製作した。鋳造した中実形状材に対し、ピーリング加工により表層部を深さ１．５ｍｍまでの部分を除去し、表１３に示す条件で時効処理を施した。さらに、処理Ｎｏ．ＩＩＣ−５〜ＩＩＣ−８、ＩＩＣ１３〜ＩＩＣ−１６については、表１３に示す温度および断面積縮減比で引抜加工を施した。引抜きは全ての処理Ｎｏ．において良好に行うことができた。
製作した各試験材について、０．２％耐力、引張強さ、破断伸びの機械的特性を測定するとともに、切削性、工具の摩耗、仕上げ面の品質、切削割れ性、耐食性、衝撃特性を評価した。衝撃特性は下記方法で試験を行い、その他の項目の試験方法は上述の合金組成試験と同様の方法とし、下記の４段階で相対的に評価した。なお、本試験においては、機械的特性も相対評価とした。
◎：優れている
○：やや優れている
△：やや劣っている
×：悪い
〔衝撃特性〕
ＪＩＳ Ｚ２２０２およびＪＩＳ Ｚ２２４２に基づく金属材料衝撃試験を行い、シャルピー衝撃値により衝撃特性を評価した。
【表１３】
ここに用いられた用語および表現は、説明のために用いられたものであって限定的に解釈するために用いられたものではなく、ここに示されかつ述べられた特徴事項の如何なる均等物をも排除するものではなく、この発明のクレームされた範囲内における各種変形をも許容するものであると認識されなければならない。
産業上の利用可能性
以上のように、本発明のアルミニウム合金材は切削性が優れているから、切削加工を伴う各種部材の製造材料に適している。また、有害なＰｂを含有しないから、環境に悪影響を及ぼすこともなく、リサイクル性も良いことから、地球環境保護の観点からも優れた材料である。
【図面の簡単な説明】
図１は、本発明の請求項７１〜７５に対応するアルミニウム合金材の金属組織を示す写真である。
図２は、本発明の請求項７１〜７５に対応する他のアルミニウム合金材の他の金属組織を示す写真である。
図３は、従来のアルミニウム合金材の金属組織を示す写真である。
図４は、実施例ＩＩＡの仕上げ面の品質の評価において、ムシレ率９８．２％の切削面を示す写真である。
図５は、実施例ＩＩＡの仕上げ面の品質の評価において、ムシレ率３．４％の切削面を示す写真である。
図６は、実施例ＩＩＡ、ＩＩＢ、ＩＩＣで用いた気体加圧式ホットトップ鋳造装置の要部断面図である。
図７は、実施例ＩＩＢで用いた水平連続鋳造装置の要部断面図である。
Claims (15)
- ビレットがＭｇ：０．３〜６質量％、Ｓｉ：０．３〜１０質量％、Ｚｎ：０．０５〜１質量％およびＳｒ：０．００１〜０．３質量％を含み、残部がＡｌおよび不純物からなるアルミニウム合金で構成され、
このビレットを１０〜１８０mm／minの鋳造速度で製作し、前記ビレットを４００〜５７０℃で６時間以上保持して均質化処理した後、ビレット温度３００〜５５０℃、押出製品速度０．５〜１００ｍ／min、押出比１０〜２００で所要形状に押出し、該押出材を４００〜５７０℃で１時間以上保持して溶体化処理し、さらに９０〜３００℃で１〜３０時間保持して時効処理することを特徴とするアルミニウム合金材の製造方法。 - ビレットがＭｇ：０．３〜６質量％、Ｓｉ：１．５〜５質量％、Ｚｎ：０．０５〜１質量％およびＳｒ：０．００１〜０．３質量％を含み、さらに、選択的添加元素としてＣｕ：０．０１質量％以上１質量％未満、Ｆｅ：０．０１〜１質量％、Ｍｎ：０．０１〜１質量％、Ｃｒ：０．０１〜１質量％、Ｚｒ：０．０１〜１質量％、Ｔｉ：０．０１〜１質量％、Ｎａ：０．００１〜０．５質量％、Ｃａ：０．００１〜０．５質量％のうちから１種以上を含有し、残部がＡｌおよび不純物からなるアルミニウム合金で構成され、
このビレットを１０〜１８０mm／minの鋳造速度で製作し、前記ビレットを４００〜５７０℃で６時間以上保持して均質化処理した後、ビレット温度３００〜５５０℃、押出製品速度０．５〜１００ｍ／min、押出比１０〜２００で所要形状に押出し、該押出材を４００〜５７０℃で１時間以上保持して溶体化処理し、さらに９０〜３００℃で１〜３０時間保持して時効処理することを特徴とするアルミニウム合金材の製造方法。 - 前記溶体化処理後の押出材に対し、リダクション５〜３０％で所要形状への引抜きを行い、その後前記時効処理を行う請求項１または２に記載のアルミニウム合金材の製造方法。
- 化学組成において、Ｍｇ：０．１〜６質量％、Ｓｉ：０．３〜１２．５質量％、Ｃｕ：０．０１質量％以上１質量％未満、Ｚｎ：０．０１〜３質量％およびＳｒ：０．００１〜０．５質量％を含み、残部がＡｌおよび不純物からなるアルミニウム合金で構成され、
金属組織において、平均デンドライトアーム間隔が１〜２００μｍであり、デンドライト境界に、平均粒径０．０１〜５μｍの共晶Ｓｉ粒子および他の第二相粒子を含み、長手方向の平均骨格線長さ（Ｌｍ）が０．５μｍ以上、平均幅（Ｗｍ）が０．５μｍ以上の共晶ラメラ組織がネットワーク状に形成されていることを特徴とするアルミニウム合金材。 - 化学組成において、Ｍｇ：０．１〜６質量％、Ｓｉ：０．３〜１２．５質量％、Ｃｕ：０．０１質量％以上１質量％未満、Ｚｎ：０．０１〜３質量％およびＳｒ：０．００１〜０．５質量％を含み、さらに、選択的添加元素としてＴｉ：０．００１〜１質量％、Ｂ：０．０００１〜０．０３質量％、Ｃ：０．０００１〜０．５質量％、Ｆｅ：０．０１〜１質量％、Ｃｒ：０．０１〜１質量％、Ｍｎ：０．０１〜１質量％、Ｚｒ：０．０１〜１質量％、Ｖ：０．０１〜１質量％、Ｓｃ：０．０００１〜０．５質量％、Ｎｉ：０．００５〜１質量％、Ｎａ：０．００１〜０．５質量％、Ｓｂ：０．００１〜０．５質量％、Ｃａ：０．００１〜０．５質量％、Ｓｎ：０．０１〜１質量％、Ｂｉ：０．０１〜１質量％、Ｉｎ：０．００１〜０．５質量％のうちの１種以上を含有し、残部がＡｌおよび不純物からなるアルミニウム合金で構成され、
金属組織において、平均デンドライトアーム間隔が１〜２００μｍであり、デンドライト境界に、平均粒径０．０１〜５μｍの共晶Ｓｉ粒子および他の第二相粒子を含み、長手方向の平均骨格線長さ（Ｌｍ）が０．５μｍ以上、平均幅（Ｗｍ）が０．５μｍ以上の共晶ラメラ組織がネットワーク状に形成されていることを特徴とするアルミニウム合金材。 - 前記共晶ラメラ組織において、前記共晶Ｓｉ粒子および他の第二相粒子が合計で５００個／ｍｍ２以上存在し、かつこれらの粒子の面積占有率が０．１〜５０％である請求項４または５に記載のアルミニウム合金材。
- 前記共晶ラメラ組織は、骨格線長さと幅との平均比（Ｌ／Ｗｍ）が３以上である請求項４〜６のいずれかに記載のアルミニウム合金材。
- アルミニウム合金は、Ｍｇ：０．１〜６質量％、Ｓｉ：０．３〜１２．５質量％、Ｃｕ：０．０１質量％以上１質量％未満、Ｚｎ：０．０１〜３質量％およびＳｒ：０．００１〜０．５質量％を含み、残部がＡｌおよび不純物からなり、
このアルミニウム合金が固相線温度以上に保持された溶湯を、鋳造速度３０〜５０００ｍｍ／分、冷却速度１０〜６００℃／秒で所要断面形状の形材に連続鋳造し、その後１００〜３００℃で０．５〜１００時間保持して時効処理を施すことを特徴とするアルミニウム合金材の製造方法。 - アルミニウム合金は、Ｍｇ：０．１〜６質量％、Ｓｉ：０．３〜１２．５質量％、Ｃｕ：０．０１質量％以上１質量％未満、Ｚｎ：０．０１〜３質量％およびＳｒ：０．００１〜０．５質量％を含み、さらに、選択的添加元素としてＴｉ：０．００１〜１質量％、Ｂ：０．０００１〜０．０３質量％、Ｃ：０．０００１〜０．５質量％、Ｆｅ：０．０１〜１質量％、Ｃｒ：０．０１〜１質量％、Ｍｎ：０．０１〜１質量％、Ｚｒ：０．０１〜１質量％、Ｖ：０．０１〜１質量％、Ｓｃ：０．０００１〜０．５質量％、Ｎｉ：０．００５〜１質量％、Ｎａ：０．００１〜０．５質量％、Ｓｂ：０．００１〜０．５質量％、Ｃａ：０．００１〜０．５質量％、Ｓｎ：０．０１〜１質量％、Ｂｉ：０．０１〜１質量％、Ｉｎ：０．００１〜０．５質量％のうちの１種以上を含有し、残部がＡｌおよび不純物からなり、
このアルミニウム合金が固相線温度以上に保持された溶湯を、鋳造速度３０〜５０００ｍｍ／分、冷却速度１０〜６００℃／秒で所要断面形状の形材に連続鋳造し、その後１００〜３００℃で０．５〜１００時間保持して時効処理を施すことを特徴とするアルミニウム合金材の製造方法。 - 前記形材は、中実形状材である請求項８または９に記載のアルミニウム合金材の製造方法。
- 前記形材は、断面において直径１０〜１５０mmの円に外接する請求項８〜１０のいずれかに記載のアルミニウム合金材の製造方法。
- 連続鋳造後の形材に対し、表層の深さ０．１〜１０ｍｍの部分を除去する請求項８〜１１のいずれかに記載のアルミニウム合金材の製造方法。
- 前記表層の除去量は、深さ０．２〜５ｍｍである請求項１２に記載のアルミニウム合金材の製造方法。
- 連続鋳造後の形材に対し、４００℃以下の温度で、断面積減縮比３０％以下となる二次成形加工を行う請求項８〜１３のいずれかに記載のアルミニウム合金材の製造方法。
- 前記加工温度は２５０℃以下である請求項１４に記載のアルミニウム合金材の製造方法。
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