JPH0925532A - 切削性に優れた冷間鍛造用アルミニウム合金および切削性に優れた冷間鍛造アルミニウム合金材の製造方法 - Google Patents
切削性に優れた冷間鍛造用アルミニウム合金および切削性に優れた冷間鍛造アルミニウム合金材の製造方法Info
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- JPH0925532A JPH0925532A JP19706295A JP19706295A JPH0925532A JP H0925532 A JPH0925532 A JP H0925532A JP 19706295 A JP19706295 A JP 19706295A JP 19706295 A JP19706295 A JP 19706295A JP H0925532 A JPH0925532 A JP H0925532A
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Abstract
(57)【要約】
【構成】 Ｓｉ:0.05 〜0.2wt ％、Ｃｕ:0.2〜1.0wt
％、Ｍｇ:0.9wt％を越え1.3wt ％以下、Ｍｎ:0.3〜1.5w
t ％、Ｆｅ:0.05 〜0.7wt ％を含有し、さらにＰｂ、Ｂ
ｉ、Ｓｎのうちの１種以上を合計量で0.5 〜2.5wt ％含
み、残部Ａｌと不可避的不純物からなる。必要によりＣ
ｒ、Ｚｒ、Ｖ、Ｔｉ、Ｂを選択的に加えてもよい。鋳造
材を均質化処理後、冷間鍛造し、必要に応じて人工時効
処理する。 【効果】 冷間鍛造性、切削屑の排出性、切削面の平滑
性に優れ、鋳造材を直接冷間鍛造した場合にも優れた強
度を有するアルミニウム合金が提供され、光学機器部品
などに有効に使用できる。
％、Ｍｇ:0.9wt％を越え1.3wt ％以下、Ｍｎ:0.3〜1.5w
t ％、Ｆｅ:0.05 〜0.7wt ％を含有し、さらにＰｂ、Ｂ
ｉ、Ｓｎのうちの１種以上を合計量で0.5 〜2.5wt ％含
み、残部Ａｌと不可避的不純物からなる。必要によりＣ
ｒ、Ｚｒ、Ｖ、Ｔｉ、Ｂを選択的に加えてもよい。鋳造
材を均質化処理後、冷間鍛造し、必要に応じて人工時効
処理する。 【効果】 冷間鍛造性、切削屑の排出性、切削面の平滑
性に優れ、鋳造材を直接冷間鍛造した場合にも優れた強
度を有するアルミニウム合金が提供され、光学機器部品
などに有効に使用できる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、切削性に優れた冷間鍛
造用アルミニウム合金、とくに溶体化処理および焼入れ
処理を必要とせず、鋳造材を均質化処理後冷間鍛造した
状態で、十分な強度が得られる切削性、冷間鍛造性に優
れたアルミニウム合金、および当該アルミニウム合金の
冷間鍛造材の製造方法に関する。
造用アルミニウム合金、とくに溶体化処理および焼入れ
処理を必要とせず、鋳造材を均質化処理後冷間鍛造した
状態で、十分な強度が得られる切削性、冷間鍛造性に優
れたアルミニウム合金、および当該アルミニウム合金の
冷間鍛造材の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来、光学機器部品などに使用される切
削用アルミニウム合金としては、Ａｌ−Ｃｕ系の2011合
金、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系の6262合金などの熱処理型アル
ミニウム合金が知られている。これら合金は強度および
切削性に優れているが、熱処理型合金であるため、強
度、切削性など所望の特性を得るためには、高温での溶
体化処理および焼入れ処理を必要とする。従ってコスト
高となるとともに、焼入れ処理に際しては高温から材料
を急冷するため、焼入れ歪や残留応力が生じ易く、切削
加工後、高精度の寸法公差を有する製品が得難いという
難点がある。また、これらのアルミニウム合金は冷間で
の鍛造性が劣るから、光学機器部品などの形状に成形加
工する場合には350 ℃以上の高温において鍛造加工を行
わなければならない。
削用アルミニウム合金としては、Ａｌ−Ｃｕ系の2011合
金、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系の6262合金などの熱処理型アル
ミニウム合金が知られている。これら合金は強度および
切削性に優れているが、熱処理型合金であるため、強
度、切削性など所望の特性を得るためには、高温での溶
体化処理および焼入れ処理を必要とする。従ってコスト
高となるとともに、焼入れ処理に際しては高温から材料
を急冷するため、焼入れ歪や残留応力が生じ易く、切削
加工後、高精度の寸法公差を有する製品が得難いという
難点がある。また、これらのアルミニウム合金は冷間で
の鍛造性が劣るから、光学機器部品などの形状に成形加
工する場合には350 ℃以上の高温において鍛造加工を行
わなければならない。
【０００３】一方、冷間鍛造に適用されるアルミニウム
合金としては、Ａｌ−Ｍｎ系の3003合金、Ａｌ−Ｍｇ系
の5056などの非熱処理型アルミニウム合金があり、鍛造
時の加工硬化によって所定の強度を得ているが、これら
の合金材は、切削加工した場合、切削屑が長くつなが
り、工具にからまるなどの不都合が生じるため、ドリル
加工など、切削屑の排出性が要求される切削加工には適
していない。
合金としては、Ａｌ−Ｍｎ系の3003合金、Ａｌ−Ｍｇ系
の5056などの非熱処理型アルミニウム合金があり、鍛造
時の加工硬化によって所定の強度を得ているが、これら
の合金材は、切削加工した場合、切削屑が長くつなが
り、工具にからまるなどの不都合が生じるため、ドリル
加工など、切削屑の排出性が要求される切削加工には適
していない。
【０００４】上記の非熱処理型アルミニウム合金をベー
スとして合金組成を調整することによって、冷間鍛造性
を保持するとともに、切削性を向上させた非熱処理型ア
ルミニウムとして、例えばＭｎ:0.5〜1.5 ％、Ｍｇ:0.2
〜0.9 ％、Ｃｕ:0.15 〜0.9％、Ｆｅ:0.10 〜0.5 ％、
Ｓｉ:0.05 〜0.2 ％、Ｐｂ:0.15 〜1.0 ％、Ｓｎ:0.6〜
1.5 ％を含み、残部Ａｌと不可避的不純物からなる快削
アルミニウム合金が開発されており（特公昭62-33301号
公報) 、Ｓｉ:0.3〜1.0 ％、Ｆｅ:0.1〜1.0 ％、Ｃｕ:
0.1〜0.5 ％、Ｍｇ:2〜5 ％、Ｚｒ:0.05 〜0.2 ％、お
よびＰｂ、Ｓｎを合計で0.5 〜2.5 ％またはＰｂ、Ｂ
ｉ、Ｓｎを合計で0.5 〜2.5 ％含有し、残部Ａｌと不可
避的不純物からなる非熱処理型の切削用アルミニウム合
金も提案されている。（特開平6-49575 号公報)
スとして合金組成を調整することによって、冷間鍛造性
を保持するとともに、切削性を向上させた非熱処理型ア
ルミニウムとして、例えばＭｎ:0.5〜1.5 ％、Ｍｇ:0.2
〜0.9 ％、Ｃｕ:0.15 〜0.9％、Ｆｅ:0.10 〜0.5 ％、
Ｓｉ:0.05 〜0.2 ％、Ｐｂ:0.15 〜1.0 ％、Ｓｎ:0.6〜
1.5 ％を含み、残部Ａｌと不可避的不純物からなる快削
アルミニウム合金が開発されており（特公昭62-33301号
公報) 、Ｓｉ:0.3〜1.0 ％、Ｆｅ:0.1〜1.0 ％、Ｃｕ:
0.1〜0.5 ％、Ｍｇ:2〜5 ％、Ｚｒ:0.05 〜0.2 ％、お
よびＰｂ、Ｓｎを合計で0.5 〜2.5 ％またはＰｂ、Ｂ
ｉ、Ｓｎを合計で0.5 〜2.5 ％含有し、残部Ａｌと不可
避的不純物からなる非熱処理型の切削用アルミニウム合
金も提案されている。（特開平6-49575 号公報)
【０００５】これらのアルミニウム合金は、良好な切削
性をそなえ、切削加工後の歪発生も少ないが、高速の切
削加工における切削屑の排出性や切削加工面の平滑性に
対する最近の厳しい切削要求水準を満足させるには問題
がある。またコスト的要求から、熱間押出を行うことな
しに、鋳造棒などの鋳造材を直ちに冷間鍛造して製品形
状とすることが行われているが、前記の切削用アルミニ
ウム合金の製造は、いずれも熱間押出工程を必須とする
ものであり、鋳造材をそのまま冷間鍛造加工した場合に
は、強度面で必ずしも十分な特性が得難い。
性をそなえ、切削加工後の歪発生も少ないが、高速の切
削加工における切削屑の排出性や切削加工面の平滑性に
対する最近の厳しい切削要求水準を満足させるには問題
がある。またコスト的要求から、熱間押出を行うことな
しに、鋳造棒などの鋳造材を直ちに冷間鍛造して製品形
状とすることが行われているが、前記の切削用アルミニ
ウム合金の製造は、いずれも熱間押出工程を必須とする
ものであり、鋳造材をそのまま冷間鍛造加工した場合に
は、強度面で必ずしも十分な特性が得難い。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、切削用アル
ミニウム合金における上記従来の問題点を解消するため
に、上記の切削用アルミニウム合金、とくに特公昭62-3
3301号公報において提案されたアルミニウム合金をベー
スとして、含有成分の組合わせおよびそれらの含有範囲
と強度、冷間鍛造性、切削性との関連について再検討を
行った結果としてなされたものであり、その目的は、鋳
造材をそのまま冷間鍛造した場合にも、優れた冷間鍛造
性を有するとともに、冷間鍛造において加工硬化して、
冷間鍛造後、溶体化処理および焼入れ処理することなし
に十分な強度が得られ、高速切削加工において優れた切
削性をそなえた切削性に優れた冷間鍛造用アルミニウム
合金および当該アルミニウム合金の冷間鍛造材の製造方
法を提供することにある。
ミニウム合金における上記従来の問題点を解消するため
に、上記の切削用アルミニウム合金、とくに特公昭62-3
3301号公報において提案されたアルミニウム合金をベー
スとして、含有成分の組合わせおよびそれらの含有範囲
と強度、冷間鍛造性、切削性との関連について再検討を
行った結果としてなされたものであり、その目的は、鋳
造材をそのまま冷間鍛造した場合にも、優れた冷間鍛造
性を有するとともに、冷間鍛造において加工硬化して、
冷間鍛造後、溶体化処理および焼入れ処理することなし
に十分な強度が得られ、高速切削加工において優れた切
削性をそなえた切削性に優れた冷間鍛造用アルミニウム
合金および当該アルミニウム合金の冷間鍛造材の製造方
法を提供することにある。
【０００７】
【課題を解決するための手段】上記の目的を達成するた
めの本発明による切削性に優れた冷間鍛造用アルミニウ
ム合金は、Ｓｉ:0.05 〜0.2 ％、Ｃｕ:0.2〜1.0 ％、Ｍ
ｇ:0.9％以上1.3 ％以下、Ｍｎ:0.3〜1.5 ％、Ｆｅ:0.0
5 〜0.7 ％を含有し、さらにＰｂ、Ｂｉ、Ｓｎのうちの
１種または２種以上を合計量で0.5 〜2.5 ％含み、残部
Ａｌおよび不可避的不純物からなることを基本的特徴と
する。また、これらの成分に加え、Ｃｒ:0.01 〜0.3
％、Ｚｒ:0.01 〜0.3 ％、Ｖ:0.01 〜0.1 ％、Ｔｉ:0.1
％以下およびＢ:0.08 ％以下のうちの１種または２種以
上を含むことを構成上の第２の特徴とする。
めの本発明による切削性に優れた冷間鍛造用アルミニウ
ム合金は、Ｓｉ:0.05 〜0.2 ％、Ｃｕ:0.2〜1.0 ％、Ｍ
ｇ:0.9％以上1.3 ％以下、Ｍｎ:0.3〜1.5 ％、Ｆｅ:0.0
5 〜0.7 ％を含有し、さらにＰｂ、Ｂｉ、Ｓｎのうちの
１種または２種以上を合計量で0.5 〜2.5 ％含み、残部
Ａｌおよび不可避的不純物からなることを基本的特徴と
する。また、これらの成分に加え、Ｃｒ:0.01 〜0.3
％、Ｚｒ:0.01 〜0.3 ％、Ｖ:0.01 〜0.1 ％、Ｔｉ:0.1
％以下およびＢ:0.08 ％以下のうちの１種または２種以
上を含むことを構成上の第２の特徴とする。
【０００８】本発明による切削性に優れた冷間鍛造アル
ミニウム合金材の製造方法は、Ｓｉ:0.05 〜0.2 ％、Ｃ
ｕ:0.2〜1.0 ％、Ｍｇ:0.9％を越え1.3 ％以下、Ｍｎ:
0.3〜1.5 ％、Ｆｅ:0.05 〜0.7 ％を含有し、さらにＰ
ｂ、ＢｉおよびＳｎのうちの１種または２種以上を含
み、残部Ａｌおよび不可避的不純物からなるアルミニウ
ム合金鋳造材を均質化処理後、冷間鍛造することを特徴
とし、アルミニウム合金が上記の成分に加え、さらにＣ
ｒ:0.01 〜0.3 ％、Ｚｒ:0.01 〜0.3 ％、Ｖ:0.01〜0.1
％、Ｔｉ:0.1％以下およびＢ:0.08 ％以下のうちの１
種または２種以上を含むことを第２の特徴とする。
ミニウム合金材の製造方法は、Ｓｉ:0.05 〜0.2 ％、Ｃ
ｕ:0.2〜1.0 ％、Ｍｇ:0.9％を越え1.3 ％以下、Ｍｎ:
0.3〜1.5 ％、Ｆｅ:0.05 〜0.7 ％を含有し、さらにＰ
ｂ、ＢｉおよびＳｎのうちの１種または２種以上を含
み、残部Ａｌおよび不可避的不純物からなるアルミニウ
ム合金鋳造材を均質化処理後、冷間鍛造することを特徴
とし、アルミニウム合金が上記の成分に加え、さらにＣ
ｒ:0.01 〜0.3 ％、Ｚｒ:0.01 〜0.3 ％、Ｖ:0.01〜0.1
％、Ｔｉ:0.1％以下およびＢ:0.08 ％以下のうちの１
種または２種以上を含むことを第２の特徴とする。
【０００９】本発明における合金成分の意義および限定
範囲について説明すると、Ｓｉは、Ｍｇと共存すること
によって合金マトリックス中にＭｇ2 Ｓｉ化合物粒子を
析出、分散させ、強度を高め、切削性を向上させる。好
ましい含有範囲は0.05〜0.2％であり、0.05％未満では
その効果が十分でなく、0.2 ％を越えて含有すると、粗
大なＭｇ2 Ｓｉ粒子が生成して強度および切削性を低下
させる。
範囲について説明すると、Ｓｉは、Ｍｇと共存すること
によって合金マトリックス中にＭｇ2 Ｓｉ化合物粒子を
析出、分散させ、強度を高め、切削性を向上させる。好
ましい含有範囲は0.05〜0.2％であり、0.05％未満では
その効果が十分でなく、0.2 ％を越えて含有すると、粗
大なＭｇ2 Ｓｉ粒子が生成して強度および切削性を低下
させる。
【００１０】Ｃｕは、Ｍｇと共存することによってＡｌ
−Ｃｕ−Ｍｇ系化合物粒子が析出し、強度を高めるとと
もに切削性を向上させる。Ｃｕの好ましい含有範囲は0.
2 〜1.0 ％であり、0.2 ％未満ではその効果が小さく、
1.0 ％を越えると冷間鍛造性が劣化する。
−Ｃｕ−Ｍｇ系化合物粒子が析出し、強度を高めるとと
もに切削性を向上させる。Ｃｕの好ましい含有範囲は0.
2 〜1.0 ％であり、0.2 ％未満ではその効果が小さく、
1.0 ％を越えると冷間鍛造性が劣化する。
【００１１】Ｍｇは、Ａｌ中に固溶することにより冷間
鍛造時の加工硬化を促進し、さらにＳｉ、Ｃｕと共存す
ることによって、強度を高めるとともに切削性を向上さ
せる。Ｍｇの好ましい含有範囲は0.9 ％を越え1.3 ％以
下の範囲であり、0.9 ％以下ではその効果が不十分であ
り、1.3 ％を越えると冷間鍛造性が低下し、Ｐｂ、Ｂ
ｉ、Ｓｎと金属間化合物を生成して、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｓｎ
の切削性向上効果を抑制する。
鍛造時の加工硬化を促進し、さらにＳｉ、Ｃｕと共存す
ることによって、強度を高めるとともに切削性を向上さ
せる。Ｍｇの好ましい含有範囲は0.9 ％を越え1.3 ％以
下の範囲であり、0.9 ％以下ではその効果が不十分であ
り、1.3 ％を越えると冷間鍛造性が低下し、Ｐｂ、Ｂ
ｉ、Ｓｎと金属間化合物を生成して、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｓｎ
の切削性向上効果を抑制する。
【００１２】Ｍｎは、合金マトリックス中にＡｌ−Ｍｎ
系化合物粒子を析出、分散させることにより、冷間鍛造
時の加工硬化を促進し、切削加工性を向上させる。好ま
しい含有範囲は0.3 〜1.5 ％であり、0.3 ％未満ではそ
の効果が小さく、1.3 ％を越えて含有されると冷間鍛造
性が劣化し易くなる。
系化合物粒子を析出、分散させることにより、冷間鍛造
時の加工硬化を促進し、切削加工性を向上させる。好ま
しい含有範囲は0.3 〜1.5 ％であり、0.3 ％未満ではそ
の効果が小さく、1.3 ％を越えて含有されると冷間鍛造
性が劣化し易くなる。
【００１３】Ｆｅは、合金マトリックス中に固溶するこ
とによって合金の強度を向上する。また、Ｍｎとの共存
によりＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系の化合物の析出を促進し、さ
らに加工硬化による冷間鍛造後の強度上昇にも効果があ
る。好ましい含有範囲は0.05〜0.7 ％であり、0.05％未
満ではその効果が十分ではなく、0.7 ％を越えると冷間
鍛造性が低下する。Ｆｅのより好ましい含有範囲は0.25
〜0.55％である。
とによって合金の強度を向上する。また、Ｍｎとの共存
によりＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系の化合物の析出を促進し、さ
らに加工硬化による冷間鍛造後の強度上昇にも効果があ
る。好ましい含有範囲は0.05〜0.7 ％であり、0.05％未
満ではその効果が十分ではなく、0.7 ％を越えると冷間
鍛造性が低下する。Ｆｅのより好ましい含有範囲は0.25
〜0.55％である。
【００１４】Ｐｂ、Ｂｉ、Ｓｎは合金の切削性を向上さ
せる元素であり、これらの元素のうちの１種または２種
以上を合計量で0.5 〜2.5 ％の範囲で含有させるのが好
ましい。合計量が0.5 ％未満ではその効果が小さく、2.
5 ％を越えると粗大な化合物が生成して冷間鍛造性が低
下し易くなる。Ｐｂ、ＢｉおよびＳｎを共存させると、
一層安定した切削性が与えられる。
せる元素であり、これらの元素のうちの１種または２種
以上を合計量で0.5 〜2.5 ％の範囲で含有させるのが好
ましい。合計量が0.5 ％未満ではその効果が小さく、2.
5 ％を越えると粗大な化合物が生成して冷間鍛造性が低
下し易くなる。Ｐｂ、ＢｉおよびＳｎを共存させると、
一層安定した切削性が与えられる。
【００１５】Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖ、ＴｉおよびＢは、合金の
結晶粒を微細化し、冷間鍛造性を向上させる。好ましい
含有量は、Ｃｒ:0.01 〜0.3 ％、Ｚｒ:0.01 〜0.3 ％、
Ｖ:0.01 〜0.1 ％、Ｔｉ:0.1％以下、Ｂ:0.08 ％以下の
範囲であり、これらの成分が上限を越えると、粗大な晶
出物が生成し冷間鍛造性が害される。
結晶粒を微細化し、冷間鍛造性を向上させる。好ましい
含有量は、Ｃｒ:0.01 〜0.3 ％、Ｚｒ:0.01 〜0.3 ％、
Ｖ:0.01 〜0.1 ％、Ｔｉ:0.1％以下、Ｂ:0.08 ％以下の
範囲であり、これらの成分が上限を越えると、粗大な晶
出物が生成し冷間鍛造性が害される。
【００１６】本発明のアルミニウム合金は、常法に従っ
て溶解、鋳造し、棒材等に鋳造された鋳造材を、均質化
処理後、所定の長さに切断し、冷間鍛造を行って所定の
形状に成形し、切削加工により最終製品とする。好まし
い均質化処理温度は500 〜600 ℃であり、この温度範囲
の均質化処理によって、鋳造時に固溶されたＭｎをＡｌ
−Ｍｎ系化合物粒子として析出させ、冷間鍛造時の加工
硬化を促進する。均質化処理時間は2 時間以上が好まし
い。
て溶解、鋳造し、棒材等に鋳造された鋳造材を、均質化
処理後、所定の長さに切断し、冷間鍛造を行って所定の
形状に成形し、切削加工により最終製品とする。好まし
い均質化処理温度は500 〜600 ℃であり、この温度範囲
の均質化処理によって、鋳造時に固溶されたＭｎをＡｌ
−Ｍｎ系化合物粒子として析出させ、冷間鍛造時の加工
硬化を促進する。均質化処理時間は2 時間以上が好まし
い。
【００１７】本発明のアルミニウム合金においては、冷
間鍛造加工後、例えば160 〜190 ℃の温度で2 〜10時間
人工時効処理を施すことによって、Ｍｇ2 Ｓｉ化合物粒
子、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系化合物粒子の微細析出を促進
し、さらに強度を高め、切削性を向上させることができ
る。
間鍛造加工後、例えば160 〜190 ℃の温度で2 〜10時間
人工時効処理を施すことによって、Ｍｇ2 Ｓｉ化合物粒
子、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系化合物粒子の微細析出を促進
し、さらに強度を高め、切削性を向上させることができ
る。
【００１８】
【作用】本発明においては、とくに、特定範囲のＳｉ、
ＣｕおよびＭｇの組合わせ、およびこれらの成分の共存
効果に基づく、Ｍｇ2 Ｓｉ化合物粒子、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍ
ｇ系化合物粒子の析出、分散により強度、切削性が向上
し、特定量のＭｎの含有に基づくＡｌ−Ｍｎ系化合物粒
子の析出により冷間鍛造時の加工硬化が促進されて、鋳
造材を冷間鍛造加工し、必要に応じて人工時効処理する
のみで、所望の強度特性、切削性を得ることが可能とな
る。
ＣｕおよびＭｇの組合わせ、およびこれらの成分の共存
効果に基づく、Ｍｇ2 Ｓｉ化合物粒子、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍ
ｇ系化合物粒子の析出、分散により強度、切削性が向上
し、特定量のＭｎの含有に基づくＡｌ−Ｍｎ系化合物粒
子の析出により冷間鍛造時の加工硬化が促進されて、鋳
造材を冷間鍛造加工し、必要に応じて人工時効処理する
のみで、所望の強度特性、切削性を得ることが可能とな
る。
【００１９】
【実施例】以下、本発明の実施例を比較例と対比して説
明する。 実施例１ 常法により溶解、鋳造して得た表１に示す組成のアルミ
ニウム合金鋳造棒を、580 ℃の温度で10時間均質化処理
したのち、加工度70％の冷間据え込みによる鍛造試験を
行い、鍛造後の割れの有無を観察して鍛造性を評価し
た。
明する。 実施例１ 常法により溶解、鋳造して得た表１に示す組成のアルミ
ニウム合金鋳造棒を、580 ℃の温度で10時間均質化処理
したのち、加工度70％の冷間据え込みによる鍛造試験を
行い、鍛造後の割れの有無を観察して鍛造性を評価し
た。
【００２０】その後、鍛造された各試験材に、170 ℃の
温度で4 時間の人工時効処理を施し、試験材の中心部を
ドリルを用いて穿孔し、切削性を評価した。なお、切削
性は、以下に示す基準で(1) 切削屑の排出性、および
(2) 切削面の表面粗度の２項目について判定した。
温度で4 時間の人工時効処理を施し、試験材の中心部を
ドリルを用いて穿孔し、切削性を評価した。なお、切削
性は、以下に示す基準で(1) 切削屑の排出性、および
(2) 切削面の表面粗度の２項目について判定した。
【００２１】（１）切削屑の排出性 切削屑100 個当たりの重量(g/100個) を測定し、以下の
基準で評価する。 ◎：20未満、○：20以上50未満、△：50以上100 未満、
×：100 以上 なお、切削条件は以下のとおりである。 切削工具：ストレートドリル（標準JIS ドリル、高速度
鋼、10mm径) 、回転数：1500rpm 、送り速度：150mm/
分、潤滑油：エマルション型。
基準で評価する。 ◎：20未満、○：20以上50未満、△：50以上100 未満、
×：100 以上 なお、切削条件は以下のとおりである。 切削工具：ストレートドリル（標準JIS ドリル、高速度
鋼、10mm径) 、回転数：1500rpm 、送り速度：150mm/
分、潤滑油：エマルション型。
【００２２】（２）切削面の表面粗度 切削面の最大粗さRmax( μm)を測定し、以下の基準で評
価する。 ◎：5 未満、○：5 以上15未満、△：15以上30未満、
×：30以上 なお、切削条件は以下のとおりである。 切削工具：ストレートドリル（標準JIS ドリル、超硬合
金、15mm径) 、回転数：2000rpm 、送り速度：600mm/
分、潤滑油：エマルション型。
価する。 ◎：5 未満、○：5 以上15未満、△：15以上30未満、
×：30以上 なお、切削条件は以下のとおりである。 切削工具：ストレートドリル（標準JIS ドリル、超硬合
金、15mm径) 、回転数：2000rpm 、送り速度：600mm/
分、潤滑油：エマルション型。
【００２３】鍛造性、切削性の評価結果、および人工時
効処理後の硬さの測定結果を表２に示す。表２に示すよ
うに、本発明に従う試験材はいずれも、冷間据え込みで
割れを生じることがなく、切削屑の排出性、切削面の平
滑性は良好であり、強度特性にも優れていた。
効処理後の硬さの測定結果を表２に示す。表２に示すよ
うに、本発明に従う試験材はいずれも、冷間据え込みで
割れを生じることがなく、切削屑の排出性、切削面の平
滑性は良好であり、強度特性にも優れていた。
【００２４】
【表１】
【００２５】
【表２】 《表注》鍛造性 ○：割れ無し
【００２６】比較例１ 実施例１と同様に溶解、鋳造し、表３に示す組成を有す
る鋳造棒を得た。これらの鋳造棒を、実施例１と同様、
580 ℃の温度で10時間均質化処理したのち、加工度70％
の冷間据え込み試験を行って鍛造性を評価した。鍛造後
の各試験材を、170 ℃で4 時間人工時効処理し、実施例
１と同一の方法で切削性を評価した。また、人工時効処
理後の各試験材の硬さを測定した。結果を表４に示す。
なお、表３において、本発明の条件を外れたものには下
線を付した。
る鋳造棒を得た。これらの鋳造棒を、実施例１と同様、
580 ℃の温度で10時間均質化処理したのち、加工度70％
の冷間据え込み試験を行って鍛造性を評価した。鍛造後
の各試験材を、170 ℃で4 時間人工時効処理し、実施例
１と同一の方法で切削性を評価した。また、人工時効処
理後の各試験材の硬さを測定した。結果を表４に示す。
なお、表３において、本発明の条件を外れたものには下
線を付した。
【００２７】
【表３】
【００２８】
【表４】 《表注》鍛造性 ○: 割れ無し ×: 割れ発生
【００２９】表４に示すように、試験材No.13 はＳｉ量
が低く、試験材No.15 はＣｕ量が低く、試験材No.17 は
Ｍｇ含有量が低く、試験材No.19 はＭｎ含有量は低いた
め、試験材No.28 はＦｅ含有量が少ないため、いずれも
強度が十分でなく、切削性が劣っている。試験材No.14
、No.16 、No.18 、No.20 および試験材No.29 は、そ
れぞれＳｉ、Ｃｕ、Ｍｇ、ＭｎおよびＦｅの含有量が多
過ぎるため、冷間鍛造試験で割れが生じた。
が低く、試験材No.15 はＣｕ量が低く、試験材No.17 は
Ｍｇ含有量が低く、試験材No.19 はＭｎ含有量は低いた
め、試験材No.28 はＦｅ含有量が少ないため、いずれも
強度が十分でなく、切削性が劣っている。試験材No.14
、No.16 、No.18 、No.20 および試験材No.29 は、そ
れぞれＳｉ、Ｃｕ、Ｍｇ、ＭｎおよびＦｅの含有量が多
過ぎるため、冷間鍛造試験で割れが生じた。
【００３０】試験材No.21 はＰｂ、Ｂｉ、Ｓｎの合計含
有量が少ないため、切削性が十分でなく、試験材No.22
はＰｂ、Ｂｉ、Ｓｎの合計含有量が多過ぎるため、鍛造
時に割れが発生した。試験材No.23 はＭｇ量が少ないた
め、強度が低く、切削性も劣っている。試験材No.24 は
従来の2011合金、試験材No.25 は6262合金であり、とも
に鍛造時に割れが生じた。試験材No.26 、No.27 はそれ
ぞれ3003合金、3004合金で、本発明の組成条件を外れる
ものであり、冷間鍛造性は良好であったが、強度が低
く、切削性がわるい。
有量が少ないため、切削性が十分でなく、試験材No.22
はＰｂ、Ｂｉ、Ｓｎの合計含有量が多過ぎるため、鍛造
時に割れが発生した。試験材No.23 はＭｇ量が少ないた
め、強度が低く、切削性も劣っている。試験材No.24 は
従来の2011合金、試験材No.25 は6262合金であり、とも
に鍛造時に割れが生じた。試験材No.26 、No.27 はそれ
ぞれ3003合金、3004合金で、本発明の組成条件を外れる
ものであり、冷間鍛造性は良好であったが、強度が低
く、切削性がわるい。
【００３１】実施例２ 実施例１において、冷間据え込み試験後、人工時効処理
を施すことなしに、各試験材の切削性を評価した。切削
性の評価結果、および試験材の硬さの測定結果を表５に
示す。表５に示すように、本発明に従う各試験材は、鋳
造材を冷間鍛造するのみで、十分な強度特性をそなえ、
切削性についても、人工時効処理後の試験材に比べて若
干劣るのみで、光学機器部品などの切削性水準および切
削面精度を満足する十分に優れた切削性を示した。
を施すことなしに、各試験材の切削性を評価した。切削
性の評価結果、および試験材の硬さの測定結果を表５に
示す。表５に示すように、本発明に従う各試験材は、鋳
造材を冷間鍛造するのみで、十分な強度特性をそなえ、
切削性についても、人工時効処理後の試験材に比べて若
干劣るのみで、光学機器部品などの切削性水準および切
削面精度を満足する十分に優れた切削性を示した。
【００３２】
【表５】
【００３３】
【発明の効果】以上のとおり、本発明によれば、冷間鍛
造性、および切削時の切削屑の排出性、切削後の切削面
の平滑性に優れ、鋳造材を直接冷間鍛造した場合にも十
分な強度が得られ、良好な切削性をそなえたアルミニウ
ム合金が供給され、当該アルミニウム合金は、冷間鍛
造、切削加工され、光学機器部品などとして好適に使用
される。
造性、および切削時の切削屑の排出性、切削後の切削面
の平滑性に優れ、鋳造材を直接冷間鍛造した場合にも十
分な強度が得られ、良好な切削性をそなえたアルミニウ
ム合金が供給され、当該アルミニウム合金は、冷間鍛
造、切削加工され、光学機器部品などとして好適に使用
される。
─────────────────────────────────────────────────────
【手続補正書】
【提出日】平成７年９月１１日
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】０００７
【補正方法】変更
【補正内容】
【０００７】
【課題を解決するための手段】上記の目的を達成するた
めの本発明による切削性に優れた冷間鍛造用アルミニウ
ム合金は、Ｓｉ：０．０５〜０．２％、Ｃｕ：０．２〜
１．０％、Ｍｇ：０．９％を越え１．３％以下、Ｍｎ：
０．３〜１．５％、Ｆｅ：０．０５〜０．７％を含有
し、さらにＰｂ、Ｂｉ、Ｓｎのうちの１種または２種以
上を合計量で０．５〜２．５％含み、残部Ａｌおよび不
可避的不純物からなることを基本的特徴とする。また、
これらの成分に加え、Ｃｒ：０．０１〜０．３％、Ｚ
ｒ：０．０１〜０．３％、Ｖ：０．０１〜０．１％、Ｔ
ｉ：０．１％以下およびＢ：０．０８％以下のうちの１
種または２種以上を含むことを構成上の第２の特徴とす
る。
めの本発明による切削性に優れた冷間鍛造用アルミニウ
ム合金は、Ｓｉ：０．０５〜０．２％、Ｃｕ：０．２〜
１．０％、Ｍｇ：０．９％を越え１．３％以下、Ｍｎ：
０．３〜１．５％、Ｆｅ：０．０５〜０．７％を含有
し、さらにＰｂ、Ｂｉ、Ｓｎのうちの１種または２種以
上を合計量で０．５〜２．５％含み、残部Ａｌおよび不
可避的不純物からなることを基本的特徴とする。また、
これらの成分に加え、Ｃｒ：０．０１〜０．３％、Ｚ
ｒ：０．０１〜０．３％、Ｖ：０．０１〜０．１％、Ｔ
ｉ：０．１％以下およびＢ：０．０８％以下のうちの１
種または２種以上を含むことを構成上の第２の特徴とす
る。
【手続補正２】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００１２
【補正方法】変更
【補正内容】
【００１２】Ｍｎは、合金マトリックス中にＡｌ−Ｍｎ
系化合物粒子を析出、分散させることにより、冷間鍛造
時の加工硬化を促進し、切削加工性を向上させる。好ま
しい含有範囲は０．３〜１．５％であり、０．３％未満
ではその効果が小さく、１．５％を越えて含有されると
冷間鍛造性が劣化し易くなる。
系化合物粒子を析出、分散させることにより、冷間鍛造
時の加工硬化を促進し、切削加工性を向上させる。好ま
しい含有範囲は０．３〜１．５％であり、０．３％未満
ではその効果が小さく、１．５％を越えて含有されると
冷間鍛造性が劣化し易くなる。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 前原 利彦 東京都港区新橋５丁目11番３号 住友軽金 属工業株式会社内
Claims (4)
- 【請求項１】 Ｓｉ:0.05 〜0.2 ％（重量％、以下同
じ）、Ｃｕ:0.2〜1.0％、Ｍｇ: 0.9 ％を越え1.3 ％以
下、Ｍｎ:0.3〜1.5 ％、Ｆｅ:0.05 〜0.7 ％を含有し、
さらにＰｂ、ＢｉおよびＳｎのうちの１種または２種以
上を合計量で0.5 〜2.5 ％含み、残部Ａｌおよび不可避
的不純物からなることを特徴とする切削性に優れた冷間
鍛造用アルミニウム合金。 - 【請求項２】 Ｓｉ:0.05 〜0.2 ％、Ｃｕ:0.2〜1.0
％、Ｍｇ:0.9％を越え1.3 ％以下、Ｍｎ:0.3〜1.5 ％、
Ｆｅ:0.05 〜0.7 ％を含有し、さらにＰｂ、Ｂｉおよび
Ｓｎのうちの１種または２種以上を合計量で0.5 〜2.5
％含み、残部Ａｌおよび不可避的不純物からなるアルミ
ニウム合金鋳造材を、均質化処理後、冷間鍛造すること
を特徴とする切削性に優れた冷間鍛造アルミニウム合金
材の製造方法。 - 【請求項３】 Ｃｒ:0.01 〜0.3 ％、Ｚｒ:0.01 〜0.3
％、Ｖ:0.01 〜0.1％、Ｔｉ:0.1％以下、Ｂ:0.08 ％以
下のうちの１種または２種以上を含むことを特徴とする
請求項１記載の切削性に優れた冷間鍛造用アルミニウム
合金。 - 【請求項４】 Ｃｒ:0.01 〜0.3 ％、Ｚｒ:0.01 〜0.3
％、Ｖ:0.01 〜0.1％、Ｔｉ:0.1％以下、Ｂ:0.08 ％以
下のうちの１種または２種以上を含むことを特徴とする
請求項２記載の切削性に優れた冷間鍛造アルミニウム合
金材の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19706295A JPH0925532A (ja) | 1995-07-10 | 1995-07-10 | 切削性に優れた冷間鍛造用アルミニウム合金および切削性に優れた冷間鍛造アルミニウム合金材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19706295A JPH0925532A (ja) | 1995-07-10 | 1995-07-10 | 切削性に優れた冷間鍛造用アルミニウム合金および切削性に優れた冷間鍛造アルミニウム合金材の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0925532A true JPH0925532A (ja) | 1997-01-28 |
Family
ID=16368087
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP19706295A Pending JPH0925532A (ja) | 1995-07-10 | 1995-07-10 | 切削性に優れた冷間鍛造用アルミニウム合金および切削性に優れた冷間鍛造アルミニウム合金材の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0925532A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6623693B1 (en) * | 1998-05-19 | 2003-09-23 | Reynolds Metals Company | Aluminum alloy composition, article and method of use |
| CN102430676A (zh) * | 2010-09-29 | 2012-05-02 | 比亚迪股份有限公司 | 一种铝合金结构件的冷锻方法 |
| CN103572131A (zh) * | 2013-10-28 | 2014-02-12 | 任静儿 | 一种空调用冷却器的铝合金复合材料 |
-
1995
- 1995-07-10 JP JP19706295A patent/JPH0925532A/ja active Pending
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6623693B1 (en) * | 1998-05-19 | 2003-09-23 | Reynolds Metals Company | Aluminum alloy composition, article and method of use |
| CN102430676A (zh) * | 2010-09-29 | 2012-05-02 | 比亚迪股份有限公司 | 一种铝合金结构件的冷锻方法 |
| CN103572131A (zh) * | 2013-10-28 | 2014-02-12 | 任静儿 | 一种空调用冷却器的铝合金复合材料 |
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