JPS5836668B2 - 高靭性被切削性加工用アルミニウム合金の製法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は、機械的性質および被切削性にすぐれ、しかも
応力腐食割れ感受性の低い高シリコンアルミニウム合金
を与える鋳塊改質品および改質品の熱処理品の製法に関
する。

従来、多用されているアルミニウム合金は特性上から鋳
造用と鍛造加工用とに大きく分けられる。

鋳造材にはＡｌ−Ｃｕ系、Ａ＃−Ｓｉ系、Ａ＃−Ｍｇ系
などがあるが一般に強度、靭性に乏しくたとえばＡ＃−
Ｍｇ−Ｚｎ系合金を砂型で鋳造しても引張強さは、２５
ｋｇ／ｍｖｔ程度以下であり、伸びても数係以下のもの
しか得られない。

またダイカスト材の場合にはさらに引張強さも低下し、
その上内部に気孔の巻込みなどによる鋳造欠陥があって
強度をばらつかせる上に、加熱処理を加えると、気孔中
のガスの膨張によってふくれができるので熱処理による
性質の改善は行なえない。

鍛造加工用には、純ＡｌまたはＡｌ−Ｍｎ，ＡｌＭｇ．
ＡＡ’−Ｍｇ−Ｓｉなどの耐食合金系とＡｌ−Ｃｕまた
はＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系の高力合金系とに分けることがで
きる。

耐食合金系はマグネシウムを含み、銅を含まないことを
特色としており加工は容易であるが、高強度材料を得る
ことができない。

一方、高力合金系は、銅、マグネシウムなどの析出硬化
元素の作用によって強度を出しており合金成分が厳密に
規定され、変動の許容度が小さいこと、被切削性がきわ
めて悪く、応力腐食割れ感受性もきわめて高いという欠
点を有している。

アルミニウム合金の性質を改善する１例として軸受材料
として使われている高シリコンアルミニウム合金に塑性
加工を加えて晶出物の形状を変え、性質の改善をはかっ
たという報告もあるが軸受材として必要な摺動特性の向
上はあっても、構造材などに適用するための必要な特性
は得られていない。

本発明の目的は高力合金と同程度の機械的強度をもちな
がら、しかも耐摩耗に優れ応力腐食割れ感受性がきわめ
て低く塑性加工性および被切削加工性にも優れ、かつ大
量生産に適したアルミニウム合金を得ることができる加
工用鋳塊改質品さらに改質品の熱処理品の製法を提供す
ることである。

さらに本発明の他の目的は強度を高めるための析出処理
が比較的低温、短時間で行なわれるアルミニウム合金の
製法を提供することである。

本発明によって得られるアルミニウム合金は８〜１５重
量φのシリコンとマグネシウムと銅とを含有するもので
あり、マグネシウムと銅との含有量は、第１図に示す点
Ａ （ Ｃｕ ４．５ ％、Ｍｇ Ｏ．０ ５φ）、点
Ｂ （ Ｃｕ ３％、Ｍｇｏ．ｏ５％）、点Ｃ（Ｃｕ１
φ、Ｍｇ０．３％）、点Ｄ（Ｃｕｌ％、Ｍｇ０．６％）
、点Ｅ（Ｃｕ４％、Ｍｇ０．７％で囲まれた範囲内にあ
って、残部アルミニウムからなる合金の溶湯から１５℃
／秒以上の固体冷却速度で連続鋳造により、共晶シリコ
ンが平均幅で３μｍ以下で晶出している鋳塊を塑性加工
してその金属組織を、微細で均一にしたことを特徴とし
ている。

また塑性加後に析出硬化のための熱処理を施すことによ
り、平均粒径が５μｍ以下の共晶シリコンを合金中に均
一に分散させたことも特徴の１つである。

晶出しているシリコン結晶のうと、共晶組織のシリコン
結晶は平均５μｍ以下好ましくは平均３μｍ以下であり
、初晶のシリコンは好ましくは零、共存する場合には面
積比率６咎以下でなければならなない。

このようなアルミニウム合金を製造するためには溶融し
た金属から鋳塊を作る過程で十分に大きな凝固速度と方
向性とを持たせる必要がある。

アルミニウムーシリコン２元系においては１１．７％シ
リコンに共晶点があるために、理論的には共晶点以下で
はα−アルミニウムと共晶或分とよりなり、共晶点以上
では初晶シリコンと共晶戊分とよりなる。

これらのうちで後の工程で加わる塑性加工と熱処理とに
よって分断されるものは主としてα−アルミニウムと片
状または針状に晶出している共晶組織のシリコン結晶の
長手力向のみである。

共晶組織のシリコン結晶の幅の減少および初晶シリコン
の分断はほとんど起らない。

したがって、鋳塊を造るさいには鋳塊の組織をできるだ
け微細でかつ均一なものとするために、十分に大きな冷
却速度を必要とする。

また、鋳塊中に気泡が存在していたり、偏析や不純物が
あったのでは鋳塊の加工、熱処理がやり難くなる。

そこで鋳塊の製造法としては一定の方向に凝固させる連
続鋳造法が適しており、適当な条件を選ぶことで無欠陥
、均、微細な組織の鋳塊が得られる。

内部欠陥が少なくしかも均一度の高い鋳塊に３０多以上
の塑性加工と焼入時効などの処理とを加えることによっ
て従来にない諸特性が揃って優れた加工用アルミニウム
合金が得られる。

本発明によって得られたアルミニウム合金はｉｏ％以上
の伸びと４０ｋ９７ｍ４以上の引張強度をもち、ほぼ機
械的性質はＪＩＳ２０１７のジュラルミンと同程度であ
る。

しかし、ジュラルミンの最犬の欠点である応力腐食割れ
感受性をまったくもたず、耐食性耐摩耗性においても一
段と優れ、さらに特筆すべきはジュラルミン系の時効処
理が１７０℃で１５時間要するのに対して、本発明のア
ルミニウム合金においては僅かに５時間程度であり、熱
エネルギーの節約という点でも大きな効果がある。

このような高強度の時効の容易性はシ１コン結晶が微細
であることとマグネシウムと銅との含有量の規定によっ
て得られるものである。

本発明において用いられる合金と近似した成分であるＪ
ＩＳＡＣ８ＣやＡＤＣ３などではシリコン晶が粗大であ
るために、本発明の合金のようにマグネシウムや銅の含
有量を調節してもいちぢるしい強度と伸びの増加は認め
られない。

本発明のアルミニウム合金は組織上の高い均一性とマグ
ネシウムと銅の強化作用とによって強靭性と耐応力腐食
割れ性、耐食性、耐衝撃性、耐クノープ性、耐摩耗性な
らびに低い熱膨張係数、高いダンピング、キャパシテー
、快削性、良好な塑性加工性、簡便な析出硬化性、量産
性などを同時に兼備したものである。

本発明において用いられる合金の成分範囲を限定した理
由は次のとおりである。

シリコン量は８〜１５重量係の間であり、のぞましくは
９〜１４％，もつとも良いものは共晶点付近の或分範囲
である。

シリコン量が８幅以下の合金では、合金中に占める共晶
体の割合が６８％以下となり、共晶体中のシリコン晶の
分散、強化作用が不十分で所定の耐摩耗性と硬さが得ら
れない。

９％になると共晶体の割合が７５％を越えるので、若干
の成分変動があっても所定の性質を安定に得ることがで
きる。

アルミニウムーシリコンの２成分系ではシリコン量が１
１．７重量優に共晶点があるが、第三元素が加わったり
、冷却状態が変わったりすると共晶点が事実上遷移する
ことになり、本発明の合金においては１２φ±２．０％
の範囲では十分に共晶合金の性質を呈することが確認さ
れている。

シリコン量が共晶点以上に含まれた過共晶領域において
は、凝固の際にまずシリコンの一次晶が晶出するが、シ
リコン重量が１４％以下ならば、急速冷却によって過飽
和状態で凝固を開始せしめ得るので、晶出する初晶シリ
コンの大きさを抑制し、靭性を高めることが可能である
。

１５重量φ以上では初晶シリコンの晶出量と分布量が多
くなるために被切削性、強度などが低下し、また、合金
鋳塊の製造が困難になるので、最大シリコン含有量は１
５重量係未満とすべきである。

マグネシウムはＭｇ ２ Ｓ ｉなどの析出物を形威し
熱処理による強靭化に対しいちぢるしい対果を有する。

後述の銅の含有量とも関係して０．０５〜０．７重量ダ
、とくに強靭化に着目するならば０．１５〜０．６％の
範囲が適当である。

０．０５重量φ以下ではＭｇ ２ Ｓ ＋などの金属間
化合物の形威量が少なく基地の析出強化が不十分であり
さらに被切削性が低下する。

また、添加量が増えるに従い、引張強さ、硬さは上がる
が衝撃値がある値から低下しはじめ、とくに０．７重量
係を越すと実用的でなくなる。

さらにマグネシウム量が多いと後でのべる銅や鉄などの
含有量とも関係するが鋳造時の湯流れが悪く、肌荒れを
おこす。

本発明のように大量生産を目的とする場合に鋳塊の肌荒
れがいちぢるしいことは作業性および歩留りの点からも
大きな欠点である。

したがって安定な作業性によって合金品質を保証するた
めにはマグネシウム量は０．２〜０．４重量饅が最適で
ある。

銅は機械的性質や耐摩耗性の向上に役立ち、０．５重量
多以上の添加で効果を示し、マグネシウムを０．３重量
饅含有する場合に３重量咎の点で最高強度を示す。

５重量φを越すと素材鋳塊を作るさいに割れなどが起り
易くなり、また応力腐食割れ感受性が高まり、強度およ
び伸びもしだいに低下するので最大限は４．５重量優で
ある。

本発明の合金においては前述のＭｇとＣｕとの含有割合
と加工率がとくに重要であり、第２図に示すように良好
な機械的性質はこの２元素の添加割合によって主に定ま
る。

すなわち第２図は前述した微細均質な組織を有する鋳塊
に８０咎の塑性加工を加えた後、Ｔ３処理を施した場合
の強度曲線である。

第２図においては１は２ｏｋｇ／ｍｉ ２は３０ｋｇ
／ｍａ、３は４ ０ ｋｙ／ｒ／ｌ１？Ｌ、４は４ ５
ｋｇ／ｍＬ ５は４８ｋｇ／ｍａの強度を示す等強度
曲線図である。

図中の破線は１０％の伸びを示す線であり、この線の下
側で伸び率が１０係以上となる。

本発明によって得られる合金は第２図の４０ｋｇ／ｍ劇
上の強度を満足する範囲であってしかもその他の各種性
質が全て満たされるように選ばれたものである。

伸びが１０φ以上で強度が４５ｋｇ／ｍ４以上の最強靭
性は添付第１図において（Ｃｕ３％、Ｍｇ Ｏ．１ ５
％）、（ＣＬ］２％、Ｍｇ ０．３ ％ ）、（Ｃｕ２
％、Ｍｇ０．５％）、（Ｃｕ３’％、Ｍｇ０．６’％）
、（ＣＬＩ３．５％、Ｍｇ０．５％）、（Ｃｕ３．５％
、Ｍｇ ０． ３ ％ ）の各点で囲まれる範囲で得ら
れる。

鉄は基地の強化に役立つが、一方、量が過剰になるとＡ
ｌ４ＦｅＳｉなどの針状晶を発達させ易く、このため合
金の靭性を害うので好ましくなく、不純物程度に限定さ
れる。

前述の各或分の外に本発明において用いられる合金は他
の或分元素を含有することができる。

例エハクロム、マンガン、ニッケルなどがある。

しかし、これらの金属の添加は、本発明による合金の靭
性や高温加工性をそこなうので、合計で０．５重量係以
下に抑えることが望ましい。

ストロンチウム、ナトリウム７、カリウム、リンなどの
各種接種剤を溶湯中に添加すると、共晶組織のシリコン
結晶あるいはシリコンー次晶の成長を抑えることができ
、鋳造素材の結晶微細化ならびに機械的性質の改善に効
果があるが、１５℃／秒以上の冷却速度で連続鋳造する
場合には、特にその必要がない。

本発明においては鋳造素材におけるシリコン結晶の大き
さおよび分散状態が後の工程で加えられる改質工程（塑
性加工および析出硬化処理）と同様に重要である。

シリコン相の形態には凝固時の冷却速度が影響を及ぼし
ている。

凝固の際の冷却速度が速い程共晶組織におけるシリコン
結晶が微細化し、またα−アルミニウム相も細かくなる
ので、その後に加える塑性加工による機械的性質が大幅
に改善される。

もしも鋳造材の一部に冷却速度の遅い部分が存在すると
、その部分には、偏析や不純物が集中し、また結晶の粗
大化が進むために局部的に靭性のきわめて乏しい素材が
得られる。

このような素材は塑性加工を加えること自体が困難であ
ったり、また塑性加工を加えても機械的性質の改善が十
分に行なわれないことが多い。

とくに初晶シリコンの晶出形状は塑性加工によっては変
えることが、ほとんどできないので、鋳造の条件を適切
に選ぶ必要がある。

本発明では、固体冷却速度を１５℃／秒よりも大きく定
めたがこのような冷却速度によれば鋳造方式のいかんに
かかわらず共晶組織における片状シリコン結晶の平均幅
が３μｍ以下であり、初晶シリコンも微細にすることが
できる。

ここで冷却速度は鋳塊の外表面近傍における凝固終了直
後の最大冷却速度を云う。

このように規定した理由は連続鋳造法によって円柱状の
鋳塊を作るときの断面方向のもつとも冷却速度の遅い位
置は中心よりも外側にありー、鋳塊の寸法や鋳造の条件
によって、その位置が変るために、最低冷却速度という
形で正確に規定できないからである。

実験の結果、円柱鋳塊の直径が２００ｍｍ以下ならば外
表面近傍（チル層を除く）の凝固終了直後の最大冷却速
度（以下固体冷却速度という）を１５℃／秒以上にすれ
ば、ほぼ冷却速度のもつとも遅い部分においても所望の
微細結晶組織が得られることが判明した。

連続鋳造法は、冷却速度を本発明で必要とする値以上に
高くすることが容易にでき、凝固にさいして、常に液相
を一方向に移動させながら、鋳塊を形成するので、気体
のとじ込めや不純物の巻き込み、引巣の発生などが少な
く、鋳塊の表面近傍と内部との間の成分差が少ない均質
なものでありその上犬量生産にも適した方法である。

素材鋳塊は室温にまで冷却することなく、高温度のまま
ただちに次の塑性加工工程に入ったりすることができる
。

また、いったん室温にまで冷却した後、塑性加工に適し
た温度に加熱したのち、冷間で塑性加工を行ったり、温
間加工後に熱処理をし、ついで精密な寸法精度になるよ
うな冷間加工を加えるなどの、作業工程は合金戒分と設
備、目的などに応じて任意に選ぶことができる。

鋳造材に塑性加工を加えると、シリコン共晶体などが分
断微細化して均一に分散して、合金材料の性質が改善さ
れる。

塑性加工は、鍛造、圧延、押出し、引抜き、据込み、曲
げ、打抜きなどの各種の手段によって行なわれる。

加工率は押出し、引抜加工では断面減少率で、圧延や鍛
造加工では厚さまたは高さ減少率で示す。

加工効果は伸び率に明瞭にあらわれ加工率が１５饅付近
から伸び率が高まり、ほぼ３０％で飽和する。

被切削性で評価すると、加工率が３０俤で十分な効果を
生じるが、被切削性向上の効果が飽和するのは、ほぼ加
工率が４０φ付近においてである。

塑性加工を加えたのちに、適当な熱処理を加えると、分
断された共晶シリコンが丸味を帯びるようになり、さら
に基地の析出硬化が起きる。

しかし、加工によって向上した伸び率はほとんど失なわ
れずに強靭性という特質は残される。

なお、熱処理条件によっては分断されたシリコン結晶の
幅方向の威長が認められることがあり、もつとも増大し
た場合には１．７倍程度になる。

すなわち、鋳造時のシリコン結晶の幅が３μｍ以下であ
れば、熱処理後でもおおよそ５μｍの幅に維持できる。

本発明の合金の析出強化はＴ６処理によって達せられる
。

その他Ｔ３，Ｔ４，Ｔ５処理も可能である。

以上の工程によって製品を作ることもできるがさらに切
削、押出、プレス加工などを加えて製品に仕上げること
ができる。

以下、実施例にもとずいて説明する。

実施例 １ １ ０．９ １ ８ｉ −２．４ Ｃｕ−０．４ ８Ｍ
ｇ−０．０ ２Ｆｅ一残ＡＡの組成の合金を高周波炉に
より溶解した後、９０８Ｃ／秒、２５°Ｃ／秒、１５°
Ｃ／秒および５゜Ｃ／秒の固体冷却速度で３０〜１５０
φの鋳塊を製造した。

つぎに鋳塊を４５０゜Ｃに予熱して、加工率が６０％に
なるような条件で後方押出し加工を行なった後、引張試
験片を採取した。

第３図は鋳塊の顕微鏡組織である。

凝固時の冷却速度により組織中のシリコン晶の形態が大
きく異なりシリコン晶は冷却速度が速くなるにしたがっ
て微細に晶出している。

とくに１５℃／秒と５°Ｃ／秒の間に明かな差があり、
５℃／秒以下の冷却速度では共晶組織のシリコン結晶の
幅が広くなり、幅が３μ以上のも、のの存在率が高くな
るとともに、塊状の初晶シリコンも晶出する。

すなわち、固体冷却速区は５゜Ｃ／秒よりも大きくする
必要がある。

第４図は１５℃／秒および５℃／秒で冷却した鋳塊を熱
間加工後Ｔ６処理を施したときの顕微鏡組織である。

微細に晶出させた共晶組織のシリコン結晶は熱間加工に
より微細に分断されて、均一に分散し続＜Ｔ６処理によ
って粒状化する。

しかし、シリコン晶の幅が３μ以上に晶出している場合
にはあまり分断されず、大型偏平状の粒状ξなり、分散
状態も不均一となる。

一方図は省略するが初晶シリコンはこの加工で分断しな
いことが確認されている。

第５図は常温における引張試験結果である。

凝固時の固体冷却速度が大きいほど加工による引張強さ
、伸びの増大の割合が大きい。

これは硬い共晶組織のシリコン結晶の分断微細粒状化に
よって応力集中が避けられ、さらに分散強化が行なわれ
たためと考えられる。

加工のかわりに長時間の熱処理によってもシリコン晶は
粒状化されるが、この場合は引張強さの増加はほとんど
なく、伸び率の増加も塑性加工によるものの１／２程度
である。

以上の実験結果からも鋳塊の熱間加工による共晶組織の
シリコン晶の微細化が一般に脆いということが常識とな
っている共晶合金の強靭化に大きく影響していることが
明らかになった。

共晶合金の強靭化には次の２工程が必須条件である。

すなわち（１）凝固時の固体冷却速度を速くして共晶組
織のシリコン晶を微細に晶出させ、（２）この共晶を加
工により微細に分断し粒状化して均一に分散させること
である。

一方シリコンの分断による分散化には加工率が大きく影
響する。

そこで、固体冷却速度１５℃／秒の鋳塊を４０００Ｇに
予熱して断面減少率１ ０ ， ２０ ， ３０ ，
６０ ，８５係の熱間加工を施し、引張試験を行なった
結果が第６図である。

加工率が４０％付近では加工率が上ると伸び率は急上昇
しそれ以上では緩慢になっている。

この結果から加工率としては３０％以上が望ましいこと
が明らかになった。

実施例 ２ 所定の成分を構成するアルミニウム合金を高周波溶解炉
により溶解した後、凝固時の固体冷却速度が１５℃／秒
以上になる条件で連続鋳造法により直径１５０φの鋳塊
を製造した。

第１表に鋳塊の化学成分（分析表）を示す。

次に鋳塊を４５０℃に予熱して加工率８０％で後方押出
しによりカップ状の円筒形製品を製造した。

円筒部から各種の試験片を採取して確性試験を行なった
。

なお試験片には、Ｔ４，Ｔ，、およびＴ６処理を施した
。

第７図は室温から３００℃まで温度を変えて、その温度
に１時間保持後、引張試験を行なった結果である。

共晶成分に近く最も共晶量の多い合金煮１が分散粒子数
も多く、高強度になっている。

特にシリコンの少ない厘２は高温強度が低下する傾向が
見られる。

第８図にシリコン量と室温における伸び（鋳造のままお
よび８０咎の熱間加工後Ｔ６処理）の関係を示した。

鋳造のままでＴ６処理（共晶組織のシリコン結晶が分断
されない状態）の伸びはシリコン量の少ない６φシリコ
ン（Ａ２）では１０φ以上の高い値であるが、共晶量が
多くなるに従って減少し、８φシリコン以上で５φ以下
になっている。

次に８０優の熱間加工により、シリコン結晶を分断した
後の伸びは共晶付近の合金程改善され、１４φシリコン
でも１０％以上になっている。

加工によるシリコンの分断効果は８φシリコン以上で顕
著となる。

第９図は、大越式摩耗試験結果の一例を示したものであ
る。

図での試験は最終荷重：１８．９１＜（ｊ摩耗擦距離：
６００ｍ、摩耗速度：２ｍ／秒、相手材（回転体）：Ｆ
Ｃ３０の条件で行なった。

耐摩耗性はシリコンが多くなるに従って改良される。

シリコンが８係未満では耐摩耗性が低い。多くのＡｄ材
料は鉄鋼材と組合されて使用する場合が多い。

この場合、従来のＡｌ合金では鉄鋼などに比較して熱膨
張係数が高いという問題がある。

構造用アルミニウム材としては低熱膨張材が望ましい。

第１０図はシリコン量と線熱膨張係数（室温〜１ｏｏ’
ｃ）を示したものである。

熱膨張係数はシリコン量の増加とともに低下している。

低熱膨張アルミニウム合金としては熱膨張係数が２１Ｘ
１０−６以下になる８％シリコン以上が望ましい。

次に本合金の効果の一つに熱処理性が優れていることが
挙げられる。

第１１図はＡ１合金を４００℃に予熱して８０優の加工
率で加工（後方押出し）後、Ｔ４ ｒ Ｔ５およびＴ６
処理したときの引張試験結果を示す。

（シリコン量が本発明の範囲であるＡ３ ， Ａ４はほ
ぼ同じ挙動を示すので省略する）本合金はシリコン相の
析出により熱処理性が改善されるのでＴ４およびＴ，処
理でも４０’Ｋｇ／ｍＡ以上の強度が得られる。

本合金系ではシリコン相の粒度分布が強度および伸びに
大きく影響することを述べてきた。

定量化するためにＡ４合金を２〜２００゜Ｃ／秒の冷却
速度で凝固させ、初晶シリコン相の大きさの異なる鋳塊
を製造した後、４００℃の温度に予熱して８０係の断面
減少率で後方押出しを行なった。

押出し品から引張試験片を採取して、Ｔ６処理を施し、
常温における引張試験を行なった。

第１２図は、凝固時の固体冷却速度と初晶シリコン粒の
平均長さおよび伸びの関係図である。

凝固時の冷却速度が速くなるに従って初晶シリコンが微
細化し、それにともなって伸びも増大している。

とくにシリコンが５μ以下になると伸びが急激に増加し
ている。

凝固時の固体冷却速度は初晶シリコンが析出する合金組
成の場合には伸びが急上昇する１５℃／秒以上が望まし
い。

次に應４と同一成分の溶湯中にＮａ，Ｐ，Ｃａ，Ｋを主
成分とする接種剤を添加し、５℃／秒および１５℃／秒
の冷却速度で前述同様の鋳塊を製造した。

鋳塊の断面を研摩して顕微鏡で観察した結果、接種剤を
添加しない場合に比較して、初晶シリコン量が減少し、
さらにその大きさが５゜Ｃ／秒の場合でも５μ以下とな
り冷却速度の影響に差が見られなくなった。

しかし連続鋳造を採用する場合には、かかる接種剤の添
加が容易でないし、また必要でない。

実施例 ３ 第２表の成分の合金を高周波炉により溶解後、鋳込温度
７５０℃、２００ｍｍ／分の速度で連続鋳造を行ない、
１５０φの鋳塊を製造した。

連続鋳造後、表面肌の状態から鋳造性を検討した結果、
マグネシウム量が多い、Ａ９および煮１０ではしわの深
さが２ｍｍ以上となり、連続鋳造性が低いことが判明し
た。

鋳塊を４００℃で短時間に焼鈍し、６０〜８０％の加工
率になるように冷間押出しを行ないその後、Ｔ６処理を
行なった。

これを用いて、被切削性試験、およびシャルピー衝撃試
験を行なった。

被切削性は切削工具の寿命、切削抵抗、切削面の粗さ、
切屑の形状から評価した。

第３表は切り込み量１ｉｚ送り量０．１５ｍｍ／回転、
切削速度１２０ｍ／分における被切削性を示す。

被切削性に対してはマグネシウム量が大きく影響し、０
．０７％以上のマグネシウムが必要である。

次に第１３図に、シャルピー衝撃値を示す。

衝撃値はマグネシウム量が多くなるに従って低下し、マ
グネシウムが０．７２％以上では一定である。

次に応力腐食割れ試験をＣ ｒｏｓ ： ３ ６ ｇ、
Ｋ２Ｃｒ２０７ ： ３ ０ ｇ，食塩：３ｇ１純水：
１ｌの溶液中で１５および２０ｋｇ／ｍａの一定応力で
行なった。

比較材であるジュラルミン（２０１７）Ｌｔ、いづれの
応力でもき裂を生じたが本発明の試料には全くき裂の発
生は見られなかった。

このことから本願発明合金は耐応力腐食割れ性のすぐれ
た高カアルミニウム合金として利用できることが明らか
になった。

以上説明したように本発明による合金は種々のすぐれた
性質を兼ね備えているために構造用材料、展伸用材料、
精密部品材料、摺動部品材料、などとして使用され工業
的応用範囲がきわめて広い。

【図面の簡単な説明】

第１図は銅およびマグネシウムの或分範囲を示す図、第
２図は銅およびマグネシウムによって得られる等強度曲
線、第３図および第４図は処理方法の異なる顕微鏡組織
写真、第５図は処理方法と機械的性質を示す関係図、第
６図は加工率と伸びの関係図、第７図は高温引張強さ、
第８図は加工前後におけるシリコン量と伸びの関係、第
９図はシリコン量と比摩耗量の関係、第１０図はシリコ
ン量と熱膨張係数の関係、第１１図は熱処理方法の違い
による高温引張試験結果、第１２図は凝固速度と初晶シ
リコン粒径および伸びの関係、第１３図はマグネシウム
量と衝撃値の関係図である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ シリコンを８〜１５重量多、銅およびマグネシウム
   を添付図面第１図の点Ａ（Ｃｕ４．５％、Ｍｇ０．０５
   ％）、点Ｂ（Ｃｕ３％、Ｍｇ０．０５％）、点Ｃ （
   Ｃｕ １ ％， Ｍｇ ０．３％ ）、点Ｄ（Ｃｕｌ％
   、Ｍｇ ０． ６ ％ ）、点Ｅ（Ｃｕ４％、Ｍｇ０．
   ７％）で囲まれた範囲で含み、残部アルミニウムからな
   る合金の溶湯から１５℃／秒以上の固体冷却速度で連続
   鋳造により共晶組織におけるシリコン結晶の平均幅が３
   μｍ以下の鋳塊を製造する工程と前記鋳塊に３０％以上
   の塑性加工を与えて共晶シリコンを微細分断することを
   特徴とする高靭性被切削性加工用アルミニウム合金の製
   法。 ２ シリコンを８〜１５重量φ、銅およびマグネシウム
   を添付図面第１図の点Ａ（Ｃｕ４．５％、Ｍｇ０．０５
   ％）、点Ｂ（Ｃｕ３％、Ｍｇ０．０５％）、点Ｃ（Ｃｕ
   ｌ％、Ｍｇ ０． ３ ％ ）、点Ｄ（Ｃｕｌ％、Ｍｇ
   ０． ６ ％ ）、点Ｅ（Ｃｕ４％、Ｍｇ ０． ７
   ％ ）で囲まれた範囲で含み、残部アルミニウムより
   なる合金の溶湯から１５°Ｃ／秒以上の固体冷却速度で
   連続鋳造により共晶組織におけるシリコン結晶の平均幅
   が３μｍ以下の鋳塊を製造する工程と前記鋳塊に３０饅
   以上の塑性加工を与えて共晶シリコンを微細分断し、更
   に析出硬化処理とを加えて平均ね径が５μｍ以下の共晶
   シリコンを合金中に均一に分散せしめる工程を含むこと
   を特徴とする高靭性被切削性加工用アルミニウム合金の
   製法。