JP5777782B2

JP5777782B2 - 切削性に優れたアルミニウム合金押出材の製造方法

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Publication number: JP5777782B2
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Inventors: 幸昌宮田; 吉原　伸二; 伸二吉原; 隆広志鎌
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Publication date: 2015-09-09
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Description

本発明は、製造の過程で切削加工を多用する機械部品等に適する高強度で切削性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金押出材の製造方法に関する。

特許文献１〜４に、切削用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金押出材が記載されている。これらの切削用アルミニウム合金押出材は、切削性向上のため、１．５質量％以上のＳｉを添加し、第２相硬質粒子であるＳｉ系晶出物（Ｓｉ相）をマトリックス中に多く分布させている。

特開平９−２４９９３１号公報特開平１０−８１７５号公報特開２００２−４７５２５号公報特開２００３−１４７４６８号公報

前記切削用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金は、凝固過程においてＳｉ及びＭｇ_２Ｓｉを晶出し、また、不可避不純物として含まれるＦｅとＡｌ及びＳｉからなる針状のβ−ＡｌＦｅＳｉ系化合物（β−ＡｌＦｅＳｉ相）を晶出する。図１に、均質化処理前のビレットの顕微鏡組織写真を示す。帯状のＳｉ相（灰色）がネット状に連なり、その内部にＭｇ_２Ｓｉ相（黒色）が点状に分布し、Ｓｉ相に沿って針状のβ−ＡｌＦｅＳｉ相（白色）が形成されている。このＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金ビレットを押し出すと、押出材に焼き付き（ピックアップ）が発生し、押出材表面の平滑性が損なわれるという問題がある。

Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金押出材に焼き付きが発生するのは、次のような理由による。
押出前のビレットに存在する帯状のＳｉ相が、押出による材料の変形及び材料とダイスベアリング部との摩擦による加工発熱で、Ａｌ相及びＭｇ_２Ｓｉ相と共晶反応を起こし、これにより局部溶融が発生する。押出材がダイスベアリング部を通過するとき受ける剪断力により、溶融点が起点となって押出材表面の材料（Ｓｉ相に囲まれたセル）が脱落し、焼き付きが発生する。
また、押出前のビレットに存在する針状のβ−ＡｌＦｅＳｉ相が、押出の加工発熱でＭｇ_２Ｓｉ相と包晶反応を起こし、これにより局部溶融が発生する。この局部溶融が連続的に発生して繋がると、押出材がダイスベアリング部を通過するとき受ける剪断力により、押出材表面の材料が脱落し、焼き付きが発生する。
ダイスの内周面は鏡面仕上げされているが、焼き付きが生じると、押出材の表面が荒れて平滑性が失われる。

Ｓｉ相、Ａｌ相及びＭｇ_２Ｓｉ相の共晶反応に基づく焼き付きは、押出前のビレットに５００〜５５０℃で４時間以上の均質化処理を行い、帯状に晶出したＳｉ相を分断（球状化）することにより低減できる。
一方、β−ＡｌＦｅＳｉ相とＭｇ_２Ｓｉ相の包晶反応に基づく焼き付きは、５００℃以上で長時間（Ｓｉ量及びＦｅ量が多いとき５０時間程度）の均質化処理を行い、β−ＡｌＦｅＳｉ相をα化（球状化）するか、押出速度を低下させて加工発熱量を低下させることにより低減できる。しかし、長時間の均質化処理は生産性を阻害し、コスト的にも不利であり、押出速度の低下も生産性を阻害する。

本発明は、切削用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金押出材の製造に伴う上記の問題点に鑑みてなされたもので、長時間の均質化処理及び押出速度の低下を伴うことなく、焼き付きがなく表面が平滑なＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金押出材を得ることを目的とする。

本発明に係るＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金押出材の製造方法は、Ｓｉ：２．０〜６．０質量％、Ｍｇ：０．３〜１．２質量％、Ｔｉ：０．０１〜０．２質量％を含有し、Ｆｅ含有量が０．２質量％以下に規制され、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、５００〜５５０℃で４〜１５時間保持する条件で均質化処理を行い、５０℃／時間以上の平均冷却速度で２５０℃以下の温度まで強制冷却し、４５０〜５００℃に加熱して、押出比が１５〜４０、３〜１０ｍ／ｍｉｎの押出速度で熱間押出を行い、押出材を５０℃／秒以上の平均冷却速度で強制冷却し、時効処理を行うことを特徴とする。上記アルミニウム合金ビレットは、必要に応じて、さらにＭｎ：０．１〜１．０質量％とＣｕ：０．１〜０．４質量％の１種以上を含有することができる。上記アルミニウム合金ビレットは、必要に応じて、さらにＣｒ：０．０３〜０．１質量％とＺｒ：０．０３〜０．１質量％の１種以上を含有することができる。

上記製造方法により、直径５μｍ以上のＡｌＦｅＳｉ粒子が５０μｍ×５０μｍの面積当り２０個以下、かつ直径２μｍ以上のＭｇ _２Ｓｉ粒子が５０μｍ×５０μｍの面積当り２０個以下であり、押出材表面の十点平均粗さＲｚが８０μｍ以下であるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金押出材を製造することができる。

本発明によれば、Ｓｉ含有量が比較的多いＡｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系アルミニウム合金押出材の製造において、長時間の均質化処理及び押出速度の低下を伴うことなく、焼き付きを低減し、十点平均粗さＲｚが８０μｍ以下の平滑な表面を有する切削性に優れたＡｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系アルミニウム合金押出材を得ることができる。
本発明に係るＡｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系アルミニウム合金押出材は高強度で切削性に優れ、また、表面が平滑であるため見栄えがよく、このため切削の加工量を減らし、場合によっては押出材の表面の一部をそのまま（切削なしで）製品表面として用いることができる。

均質化処理前のビレットの電子顕微鏡組織写真である。実施例Ｎｏ．１のビレットの均質化処理後の電子顕微鏡組織写真（ａ）、及び同ビレットから得られた押出材の電子顕微鏡組織写真（ｂ）である。実施例Ｎｏ．１２のビレットの均質化処理後の電子顕微鏡組織写真（ａ）、及び同ビレットから得られた押出材の電子顕微鏡組織写真（ｂ）である。実施例Ｎｏ．１３のビレットの均質化処理後の電子顕微鏡組織写真（ａ）、及び同ビレットから得られた押出材の電子顕微鏡組織写真（ｂ）である。

以下、本発明に係るＡｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系アルミニウム合金押出材の製造方法について、より詳細に説明する。
（アルミニウム合金の組成）
本発明に係るアルミニウム合金は、Ｓｉ：２．０〜６．０質量％、Ｍｇ：０．３〜１．２質量％、Ｔｉ：０．０１〜０．２質量％を含有し、残部Ａｌ及び不可避不純物からなる。このアルミニウム合金は、必要に応じてさらにＭｎ：０．１〜１．０質量％とＣｕ：０．１〜０．４質量％の１種以上を含有し、必要に応じてさらにＣｒ：０．０３〜０．１質量％とＺｒ：０．０３〜０．１質量％の１種以上を含有する。このアルミニウム合金の組成自体は公知であるが、本発明では、不可避不純物のうちＦｅの含有量を０．２質量％以下に規制した点に特徴がある。以下、本発明に係るアルミニウム合金の各成分について説明する。

Ｓｉ：２．０〜６．０質量％
Ｓｉはアルミニウム中に第２相硬質粒子であるＳｉ系晶出物（Ｓｉ相）を形成し、切り屑の分断性をよくし、切削性を向上させる。そのためには、Ｓｉはアルミニウムへの固溶量を超える２質量％以上を添加する必要がある。一方、Ｓｉを６質量％を超えて添加すると、粗大なＳｉ相が形成され、Ｓｉ相、Ａｌ相及びＭｇ _２Ｓｉ相の共晶反応により溶融開始点が低下する。溶融開始点の低下に伴う局部溶融及び焼き付きの発生を防止するため、押出時の加工発熱量を抑える必要があり、そのため押出速度を低下させる必要が出てくる。従って、Ｓｉ含有量は２．０〜６．０質量％とする。Ｓｉ含有量の下限は好ましくは３．５質量％、上限は好ましくは４．５質量％である。

Ｍｇ：０．３〜１．２質量％
Ｍｇは時効析出処理により微細なＭｇ _２Ｓｉとして析出し、強度を向上させる。そのためには、Ｍｇは０．３質量％以上添加することが望ましい。一方、Ｍｇ _２Ｓｉは凝固時に晶出物としても形成され、押出時にβ−ＡｌＦｅＳｉと包晶反応を起こして局部溶融を発生させ、これが焼き付きの原因となる。Ｍｇ含有量が１．２質量％を超えるとＭｇ _２Ｓｉの晶出物が多く形成され、焼き付きが発生しやすくなる。従って、Ｍｇ含有量は０．３〜１．２質量％とする。Ｍｇ含有量の下限は好ましくは０．５質量％、上限は好ましくは０．９質量％である。

Ｔｉ：０．０１〜０．２質量％
Ｔｉは鋳造組織を微細化して機械的性質を安定化するため、添加されるが、０．０１質量％未満ではその効果が得られず、一方、０．２質量％を超えて添加してもそれ以上微細化効果が向上しない。従って、Ｔｉ含有量は０．０１〜０．２質量％とする。Ｔｉ含有量の下限は好ましくは０．０１質量％、上限は好ましくは０．１質量％である。

Ｍｎ：０．１〜１．０質量％
Ｃｕ：０．１〜０．４質量％
Ｍｎは均質化処理中に分散粒子として析出し、押出材の結晶粒を微細にして強度を向上させる効果があるため、必要に応じて添加される。Ｍｎ含有量が０．１質量％未満では十分な効果が得られず、一方、１．０質量％を超えて添加すると押出性が低下する。従って、Ｍｎ含有量は０．１〜１．０質量％とする。Ｍｎ含有量の下限は好ましくは０．４質量％、上限は好ましくは０．８質量％である。
Ｃｕは、固溶体化して押出材の強度を高めるため、Ｍｎに代えて又はＭｎと共に，必要に応じて添加される。しかし、Ｃｕ含有量が０．１質量％未満では十分な効果が得られず、一方、０．４質量％を超えて添加すると耐食性及び押出性が低下する。従って、Ｃｕ含有量は０．１〜０．４質量％とする。Ｃｕ含有量の下限は好ましくは０．２質量％、上限は好ましくは０．３質量％である。

Ｃｒ：０．０３〜０．１質量％
Ｚｒ：０．０３〜０．１質量％
Ｃｒは再結晶を抑制して結晶粒を微細化し、押出材の強度を高めるため、必要に応じて添加される。しかし、Ｃｒ含有量が０．０３質量％未満では十分な効果が得られず、一方、０．１質量％を超えて添加すると押出時に焼き付きを起こしやすい。従って、Ｃｒ含有量は０．０３〜０．１質量％とする。
Ｚｒは再結晶を抑制して結晶粒を微細化し、押出材の強度を高めるため、Ｃｒに代えて又はＣｒと共に，必要に応じて添加される。しかし、Ｚｒ含有量が０．０３質量％未満では十分な効果が得られず、一方、０．１質量％を超えて添加すると、均質化処理時にＡｌとの化合物が粗大化し、再結晶を抑制する効果が得られなくなる。従って、Ｚｒ含有量は０．０３〜０．１質量％とする。

Ｆｅ：０．２質量％以下
アルミニウム合金中に不可避不純物として存在するＦｅにより、鋳造後の冷却過程で、針状の晶出物であるβ−ＡｌＦｅＳｉ相が生成される。ビレット中のβ−ＡｌＦｅＳｉ量を減らし、押出時の焼き付きを防止するには、均質化処理を行ってβ−ＡｌＦｅＳｉ相をα化（球状化）するか、アルミニウム合金のＦｅ含有量を減らす必要がある。
しかし、β−ＡｌＦｅＳｉ相をα化するためには、高温長時間の均質化処理が必要であり、生産性が損なわれる。これに対し、アルミニウム合金のＦｅ含有量を０．２質量％以下に規制した場合、β−ＡｌＦｅＳｉ相の生成量が減少し、次に説明する製造方法により、長時間の均質化処理を行うことなく、押出時の焼き付きを防止することができる。

（アルミニウム合金押出材の製造方法）
均質化処理条件
鋳造したビレットの均質化処理は、５００〜５５０℃×４〜１５時間の保持条件で行われる。保持温度を５００℃以上とし保持時間を４時間以上とするのは、帯状に晶出したＳｉ相を分断（球状化）し、かつ晶出したＭｇ_２Ｓｉを固溶させるためである。保持温度が高くかつ保持時間が長いほどＳｉ相の分断及びＭｇ_２Ｓｉの固溶が促進され、焼き付き低減のために好ましいが、５５０℃を超える温度では局部溶解が生じるおそれがあり、１５時間を超える保持時間では生産性が低下する。従って、均質化処理は５００〜５５０℃×４〜１５時間の範囲内の保持条件で行う。なお、この保持条件では、β−ＡｌＦｅＳｉ相のα化は十分達成されない。

均質化処理後の冷却条件
均質化処理後、ビレットを５０℃／時間以上の平均冷却速度で強制冷却する。従来、均質化処理後のビレットは、炉外に取り出され、放冷又は空冷により冷却されている。実操業では高温のビレットが多数集積状態で冷却されるため、ファン空冷を行う場合でも、冷却速度は一般に３０℃／時間未満と推測されるが、これまで均質化処理後の冷却速度には特に注意が払われていなかった。５０℃／時間以上の平均冷却速度で、２５０℃以下の温度になるまで強制冷却することにより、Ｍｇ _２Ｓｉの析出を最小限（押出時に焼き付きが発生するのを防止できる程度）に抑えることができる。２５０℃以下になれば室温まで放冷でもよい。望ましい平均冷却速度は８０℃／時間以上であり、ビレットを集積せず強制的にファン空冷を行うことで達成し得る。さらに望ましくは水冷であり、その場合約１０００００℃／時間の冷却速度が達成される。

押出条件
均質化処理後、ビレットを４５０〜５００℃に再加熱し、３〜１０ｍ／ｍｉｎの押出速度で熱間押出を行う。本発明に係る押出材は中実材（ソリッド材）であるため押出比が比較的小さく、加工発熱が余り大きくならないため、押出温度が４５０℃未満では、押出材の出口温度が溶体化に必要な５００℃以上とならない。一方、押出温度が５００℃を超えると、加工発熱が加わって材料温度が上がり、押出材に焼き付きが発生する危険性が出てくる。従って、押出温度（ビレットの加熱温度）は４５０〜５００℃とする。押出速度が３ｍ／分未満では生産性が低い。一方、１０ｍ／分を超えると、加工発熱が大きく材料温度が上がり、押出材に焼き付きが発生する危険性が出てくる。また、押出材が断面に角部を有する場合、角部にメタルが行き渡らない角割れという現象が生じやすい。従って、押出速度は３〜１０ｍ／分とする。本発明の製造方法において、押出比（押出コンテナの断面積／押出出口の断面積）は１５〜４０であることが好ましい。

押出後の冷却条件
押出直後の押出材は、押出出口温度から２５０℃以下の温度まで、５０℃／秒以上の平均冷却速度でオンラインで強制冷却（ダイクエンチ）する。２５０℃以下になれば室温まで放冷でもよい。この平均冷却速度を５０℃／秒以上とすることにより、Ｍｇ_２Ｓｉの析出を防止する。好ましい冷却手段は水冷である。
時効処理条件
ダイクエンチした押出材は時効処理を行う。時効処理条件は１６０〜２００℃×２〜１０時間の範囲内で行えばよい。

（押出材におけるＡｌＦｅＳｉ粒子とＭｇ_２Ｓｉ粒子の数密度）
本発明に係るＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金押出材における粗大なβ−ＡｌＦｅＳｉ粒子とＭｇ_２Ｓｉ粒子の分布状態は、均質化処理後（冷却後）のビレットにおけるβ−ＡｌＦｅＳｉ相とＭｇ_２Ｓｉ相の分布状態を反映したものとなっている。この点を図２〜４の電子顕微鏡組織写真を参照して説明する。
図２（ａ）、図３（ａ）及び図４（ａ）は、それぞれ実施例Ｎｏ．１，１２，１３のビレットにおけるβ−ＡｌＦｅＳｉ相とＭｇ_２Ｓｉ相の分布状態を示す電子顕微鏡組織写真である。β−ＡｌＦｅＳｉ相は白色の針状の粒子として、Ｍｇ_２Ｓｉ相は黒色の粒状の粒子として示されている。図２（ｂ）、図３（ｂ）及び図４（ｂ）は、それらのビレットから得られた押出材におけるＡｌＦｅＳｉ粒子とＭｇ_２Ｓｉ粒子の分布状態を示す電子顕微鏡組織写真である。元のβ−ＡｌＦｅＳｉ相は押出時に分断され、白色の粒状の粒子の集合体となっている。

後述する実施例の表１に示すように、図２（ｂ）では、直径５μｍ以上のＡｌＦｅＳｉ粒子と直径２μｍ以上のＭｇ_２Ｓｉ粒子の、一定面積（５０μｍ×５０μｍ）当たりの個数が、いずれも本発明の規定範囲内である。図２（ｂ）に示された各粒子の分布状態を基準にすると、図３（ｂ）では、直径５μｍ以上のＡｌＦｅＳｉ粒子の個数が比較的多く、本発明の規定範囲を超え、図４（ｂ）では、直径２μｍ以上のＭｇ_２Ｓｉ粒子の個数が比較的多く、本発明の規定範囲を超える。一方、図２（ａ）〜図４（ａ）においてβ−ＡｌＦｅＳｉ相とＭｇ_２Ｓｉ相の分布状態を比較すると、図２（ａ）では、β−ＡｌＦｅＳｉ相が少なく、かつＭｇ_２Ｓｉ相が小さく、図３（ａ）ではβ−ＡｌＦｅＳｉ相が比較的多く、図４（ａ）ではＭｇ_２Ｓｉ相のサイズが比較的大きい。

このように、押出材において直径５μｍ以上の粗大なＡｌＦｅＳｉ粒子の個数が多い場合、押出前（均質化処理後）のビレットのβ−ＡｌＦｅＳｉ相の量が多い。押出材において直径２μｍ以上の粗大なＭｇ_２Ｓｉ粒子の個数が多い場合、押出前（均質化処理後）のビレットのＭｇ_２Ｓｉ粒子のサイズが大きい。この対応関係は、押出比が極度に大きい場合（例えば４５以上）を除いて成立し得る。従って、押出材における直径５μｍ以上のβ−ＡｌＦｅＳｉ粒子と直径２μｍ以上のＭｇ_２Ｓｉ粒子の分布状態を規定することで、押出前（均質化処理後）のビレットにおけるβ−ＡｌＦｅＳｉ相とＭｇ_２Ｓｉ相の分布状態を間接的に規定したことになる。

そして、押出材における直径５μｍ以上のＡｌＦｅＳｉ粒子と直径２μｍ以上のＭｇ_２Ｓｉ粒子の一定面積当たりの個数が、本発明の規定範囲内の場合、ビレット中のβ−ＡｌＦｅＳｉ相の生成量が少なく、Ｍｇ_２Ｓｉ粒子の析出が抑えられ、Ｍｇ_２Ｓｉ相のサイズが小さい。逆に、押出材における直径５μｍ以上のＡｌＦｅＳｉ粒子の一定面積当たりの個数が、本発明の規定範囲を超える場合、ビレット中のβ−ＡｌＦｅＳｉ相の生成量が多い。また、押出材における直径２μｍ以上のＭｇ_２Ｓｉ粒子の一定面積当たりの個数が、本発明の規定範囲を超える場合、ビレット中のＭｇ_２Ｓｉ相の析出が十分抑えられず、Ｍｇ_２Ｓｉ相のサイズが大きい。

（押出材の表面粗さ）
前記組成のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金のビレットを前記条件で均質化処理することにより、ビレット中に晶出していた帯状のＳｉ相が球状化し、かつＭｇ_２Ｓｉが固溶する。続いて、均質化処理温度に保持されたビレットを、通常より大きい５０℃／時間以上の冷却速度で２５０℃以下まで強制冷却することにより、冷却過程におけるＭｇ_２Ｓｉ粒子の析出が抑えられる。このビレットは、β−ＡｌＦｅＳｉ相の生成量が少なく、Ｍｇ_２Ｓｉ相の析出が抑えられていることから、押出時にβ−ＡｌＦｅＳｉ相とＭｇ_２Ｓｉ相の包晶反応が抑えられ、また、Ｍｇ_２Ｓｉ相の析出が抑えられていることによりＳｉ、Ａｌ及びＭｇ_２Ｓｉの共晶反応も抑えられる。その結果、押出材の焼き付きが軽減され、表面粗さの小さいＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金押出材（押出まま材）を製造することができる。本発明によれば、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金押出材の表面粗さを、十点平均粗さＲｚ（ＪＩＳＢ０６０１：１９９４）で８０μｍ以下とすることができる。

表１に示す化学組成のＡｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系アルミニウム合金を溶解し、半連続鋳造により直径４００ｍｍのビレットを作成し、表１に示す均質化処理条件（保持温度、保持時間、冷却速度）で均質化処理を行った。続いて表１に示す押出条件（押出温度（ビレット加熱温度）、押出速度、冷却速度）、押出比３３で押出成形を行い、中実矩形断面（１００ｍｍ×４０ｍｍ）の押出材を得て、その後１８０℃×４時間の時効処理を行った。なお、冷却速度はいずれも２５０℃までの冷却速度である。

得られた押出材を供試材とし、粗大なＡｌＦｅＳｉ粒子及びＭｇ_２Ｓｉ粒子の数密度、並びに切削性、硬度、表面粗さ（十点平均粗さＲｚ）、及び押出性を下記要領で測定した。
（ＡｌＦｅＳｉ粒子及びＭｇ_２Ｓｉ粒子の数密度）
各供試材の表面を１０００倍でＳＥＭ観察し、５０μｍ×５０μｍの正方形（一対の辺が押出方向に平行）の範囲内に観察される直径（円相当直径）５μｍ以上のＡｌＦｅＳｉ粒子及び直径（円相当直径）２μｍ以上のＭｇ_２Ｓｉ粒子の個数を測定した。

（切削性）
市販の高速度鋼製の４ｍｍ径ドリルを用い、回転数１５００ｒｐｍ、送り速度３００ｍｍ／分の条件にて穴あけ加工し、得られた切粉１００ｇ中の切粉数をカウントし、押出材の切削性（切粉分断性）を測定した。切粉数が７０００個を超えるものを優（◎）、切粉数が７０００〜５０００個のものを良（○）、切粉数が５０００未満〜３０００個のものを可（△）、切り粉数が３０００個未満のものを不可（×）と評価した。その結果を表２の特性の欄に示す。

（硬度）ＪＩＳＺ２２４５のロックウェル硬さ試験−試験方法に基づき、ロックウェル硬さ（ＨＲＢ）を測定した。
（表面粗さ）
押出材の上下左右の各面（計４面）を押出材の全長にわたり目視で観察し、各面について表面粗さが最も大きいと判定した箇所の表面粗さ（十点平均粗さＲｚ）を、押出方向に垂直方向に、ＪＩＳＢ０６０１：１９９４の規定に基づいて測定した。各面で得られた十点平均粗さＲｚのうち最大値を、押出材の表面粗さ（十点平均粗さＲｚ）として表２の特性の欄に示す。

（押出性）
Ｎｏ．１〜２２の押出材の角部を押出材の全長にわたり目視で観察し、角割れの発生の有無（押出性の良否）を観察した。その上で、角割れの発生が確認された試験番号の押出材に対応するビレットについて、表１に示す押出速度より小さい押出速度で押し出し、それぞれ角割れの発生の有無を観察した。また、角割れの発生が確認されなかった押出材の試験番号に対応するビレットについて、表１に示す押出速度より大きい押出速度で押し出し、それぞれ角割れの発生の有無を観察した。なお、このときの押出速度は３ｍ／分、５ｍ／分、１０ｍ／分のいずれかとし、均質化処理条件と押出条件（押出速度を除く）は表１に記載のとおりとした。押出速度が１０ｍ／分で角割れの発生が確認されなかった場合、押出性を優（○）と評価し、押出速度が１０ｍ／分で角割れの発生が確認されたが、５ｍ／分で角割れの発生が確認されなかった場合、押出性を良（△）と評価し、押出速度が３ｍ／分でも角割れの発生が確認された場合、押出性を不良（×）と評価した。その結果を表２に示す。

表１，２に示すように、本発明に規定する組成を有し、ＡｌＦｅＳｉ粒子及びＭｇ_２Ｓｉ粒子の数密度が本発明の規定を満たすＮｏ．１〜９の押出材は、表面粗さが小さく（十点平均粗さＲｚ≦８０μｍ）、切削性も優れる。また、ロックウェル硬さが３８ＨＲＢ以上であり、強度的にも優れる。Ｎｏ．１〜９の押出材は、いずれも本発明に規定する製造方法で製造されたものである。なお、Ｎｏ．１のビレット（均質化処理後）と押出材の電子顕微鏡組織写真を図２に示す。

一方、Ｎｏ．１０の押出材は、Ｓｉ含有量が過剰なため焼き付きが発生し、表面粗さが大きい。
Ｎｏ．１１の押出材は、Ｓｉ含有量が過少なため切削性が劣る。
Ｎｏ．１２の押出材は、不純物であるＦｅ含有量が過剰なため、ＡｌＦｅＳｉ粒子の数密度が本発明の規定を超え、表面粗さが大きい（十点平均粗さＲｚ＞８０μｍ）。Ｎｏ．１２のビレット（均質化処理後）と押出材の電子顕微鏡組織写真を図３に示す。図３（ａ）に示すように、ビレット中のβ−ＡｌＦｅＳｉ相が多く、押出時に焼き付きが発生し、表面粗さが大きくなった。

Ｎｏ．１３の押出材は、Ｍｇ_２Ｓｉ粒子の数密度が本発明の規定を超え、表面粗さが大きい（十点平均粗さＲｚ＞８０μｍ）。Ｎｏ．１３のビレット（均質化処理後）と押出材の電子顕微鏡組織写真を図４に示す。均質化処理後の冷却速度が小さいため、図４に示すように、ビレット中のＭｇ_２Ｓｉ相のサイズが大きく、押出時に焼き付きが発生し、表面粗さが大きくなった。
Ｎｏ．１４の押出材は、ＡｌＦｅＳｉ粒子とＭｇ_２Ｓｉ粒子の数密度が本発明の規定を超え、Ｎｏ．１５の押出材は、ＡｌＦｅＳｉ粒子の数密度が本発明の規定を超え、いずれも表面粗さが大きい（十点平均粗さＲｚ＞８０μｍ）。これは、Ｎｏ．１４では均質化処理の時間が短かく、Ｎｏ．１５では均質化処理の温度が低く、いずれもβ−ＡｌＦｅＳｉ粒子のα化が進行せず、かつビレット中のＳｉ相の分断及びＭｇ_２Ｓｉ相の固溶が不十分であったためである。

Ｎｏ．１６，１７の押出材は、いずれもＦｅ含有量が過剰で、ＡｌＦｅＳｉ粒子の数密度が本発明の規定を超えているが、表面粗さが小さい（十点平均粗さＲｚ≦８０μｍ）。これは、Ｎｏ．１６では、押出速度を規定の下限値である３ｍ／分よりかなり低下させ、Ｎｏ．１７では、均質化処理の時間を規定の上限値である１５時間よりかなり長くしたためである。これにより、Ｎｏ．１６，１７では生産性が低下している。
Ｎｏ．１８，１９の押出材は、ＡｌＦｅＳｉ粒子とＭｇ_２Ｓｉ粒子の数密度がいずれも本発明の規定を満たすが、表面粗さが大きい（十点平均粗さＲｚ＞８０μｍ）。これは、Ｎｏ．１８は押出温度が高すぎ、Ｎｏ．１９は押出速度が大きすぎて、加工発熱により材料温度が上がり、押出材に焼き付きが生じたためである。

Ｎｏ．２０の押出材は、Ｃｕ含有量が過剰なため、押出性が低下した。
Ｎｏ．２１の押出材は、Ｍｇ含有量が過少なため、強度（硬度）が低い。
Ｎｏ．２２の押出材は、Ｍｇ含有量が過剰なため、Ｍｇ_２Ｓｉ粒子の数密度が本発明の規定を超え、表面粗さが大きい（十点平均粗さＲｚ＞８０μｍ）。これは、Ｍｇ含有量が過剰なため、ビレット中にＭｇ_２Ｓｉ相が多く形成され、押出時に焼き付きが発生したためと考えられる。

Claims

Ｓｉ：２．０〜６．０質量％、Ｍｇ：０．３〜１．２質量％、Ｔｉ：０．０１〜０．２質量％を含有し、Ｆｅ含有量が０．２質量％以下に規制され、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を、５００〜５５０℃で４〜１５時間保持する均質化処理を行い、５０℃／時間以上の平均冷却速度で２５０℃以下の温度まで強制冷却し、４５０〜５００℃に加熱して、押出比が１５〜４０、３〜１０ｍ／ｍｉｎの押出速度で熱間押出を行い、押出材を５０℃／秒以上の平均冷却速度で強制冷却し、時効処理を行い、直径５μｍ以上のＡｌＦｅＳｉ粒子が５０μｍ×５０μｍの面積当り２０個以下、かつ直径２μｍ以上のＭｇ _２Ｓｉ粒子が５０μｍ×５０μｍの面積当り２０個以下であり、押出材表面の十点平均粗さＲｚが８０μｍ以下のＡｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系アルミニウム合金押出材を製造することを特徴とする切削性に優れたＡｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系アルミニウム合金押出材の製造方法。
前記アルミニウム合金が、さらにＭｎ：０．１〜１．０質量％とＣｕ：０．１〜０．４質量％の１種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載された切削性に優れたＡｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系アルミニウム合金押出材の製造方法。
前記アルミニウム合金が、さらにＣｒ：０．０３〜０．１質量％とＺｒ：０．０３〜０．１質量％の１種以上を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載された切削性に優れたＡｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系アルミニウム合金押出材の製造方法。