JPS63140060A

JPS63140060A - 快削性アルミニウム合金鋳造材およびその製造方法

Info

Publication number: JPS63140060A
Application number: JP28720086A
Authority: JP
Inventors: Hiroshi Ishii; 洋石井; Ken Matsuoka; 松岡　建
Original assignee: Furukawa Aluminum Co Ltd
Current assignee: Furukawa Aluminum Co Ltd
Priority date: 1986-12-02
Filing date: 1986-12-02
Publication date: 1988-06-11
Anticipated expiration: 2010-12-06
Also published as: JPH07113136B2

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】（産業上の利用分野）本発明は超高速切削および重切削に対応しうる快削性ア
ルミニウム合金鋳造材およびその製造方法の改良に関す
るものである。

（従来の技術およびその問題点）快削性アルミニウム合金は、Ｍ−ＣｕにＳｉ、Ｆｅ。

Ｚｎ、Ｍｎ、Ｍｇなどの元素を含有し、さらにｐｂ％８
１などの低融点金属を含有する合金である。

従来の快削性アルミニウム合金の製造方法は低融点金属
を均一に分散させた溶湯を縦型半連続鋳造により外径ぎ
１以上の押出用ビレットを製造し熱間押出、場合によっ
てはその後冷間加工を行なうことにより、希望するサイ
ズ、形状を得る工程が一般的であった。こうした快削性
アルミニウム合金材料は更に鍛造加工を経て最終切削加
工を行うケースもある。

低融点金属を含有するこうした快削性アルミニウム合金
において良好な切削加工性、微細な切削切粉が得られる
のは、主には添加された低融点金属が、更には金属間化
合物などの第二相粒子がマトリックス中に分散している
ためである。しかし従来の工程「縦型半連続鋳造により
製造した押出用ビレットを熱間及び冷間で塑性変形させ
る工程」では快削性に寄与する低融点金属及び金属間化
合物の微細化分散には限界があった。

最近の自動切削加工機では従来２００〜５００ｍ　／　
ｍ１ｎ程度の切削速度であったものが１０００ｍ　／　
ｍｉｎ前後の超高速切削が行なわれるようになり、従来
工程てよる快削性アルミニウム合金では超高速切削時に
切粉が連続してしまい切粉処理性が切削加工機の仕様を
満足していないケースがみられるようになった。

（発明が解決しようとする問題点）低融点金属を含有する快削性アルミニウム合金において
、良好な切削加工性、微細な切削切粉が得られるのは、
添加された低融点金属や金属間化合物などの第二相粒子
がミクロ組織上マトリックス中に分散しているためであ
る。こうしたマトリックス中の低融点金属や金属間化合
物の粒子径や分散度合によシ、切削時の切粉形状、大き
さなど材料の切削加工性が支配される。添加される低融
点金属はそれ自体、アルミニウム溶湯に固溶せず凝固過
程においてはデンドライト二次アーム間の最終凝固部に
存在する。また金属間化合物などの第二相粒子も添加さ
れた合金組成が凝固過程でデンドライト二次アーム間に
濃化されて晶出したものである。いずれも最終凝固部で
あるデンドライト二次アーム間に遍在する。

本発明は上記の知見に基いてなされたもので、低融点金
属や金属間化合物の粒子径、分散度合およびデンドライ
ト二次アーム間隔を適当に調整することにより、快削性
に優れたアルミニウム合金鋳造材が得られることを見出
し本発明に至ったものである。

（問題点を解決するための手段および作用）本発明は上
記の問題に鑑みなされたものでその第１発明はＣｕ５−
６％、Ｓｉ０．１−１５％、Ｆｅα１〜２．０％を含み
かつＰｂ、Ｂｉ、Ｓｎのいずれか２種以上の元素を総量
でα５−２％含み残部がアルミニウムとその不純物とか
らなりｆｉＪ、−Ｏｕの金属間化合物の第二相粒子径が
平均１５μｍ以下、最大２５μｍ以下であり、またデン
ドライト二次アーム間隔が２５μｍ以下の微細組織を有
し、かつ低融点金属粒子径が平均１５μｍ以下、最大２
５μｍ以下に均一微細に分散していることを特徴とする
快削性アルミニウム合金鋳造材である。

また第２発明は、第１発明の合金組成にＭｇｔ１３〜１
８チ、およびＭｎ００５〜Ｌ２％を添加した快削性アル
ミニウム合金鋳造材であり、さらに第５発明は上記の第
２発明の合金組成にＺｎ０．０５〜０５チ、Ｏｒα０５
−０．２％、ＴｉαＯＯ１−０，１％のうち少くとも１
種の元素を添加した快削性アルミニウム合金鋳造材であ
る。

しかして第４〜第６発明は上記の第１〜第５発明の組成
を有するアルミニウム合金を水平方向に配置した鋳型に
７１０℃以上の高温溶湯を供給し、鋳型内での溶湯冷却
速度を３５℃／　ｓｅｃ以上の急冷凝固とし、かつ鋳型
の直前で溶湯を攪拌しなから鋳塊を水平方向に引出すこ
とを特徴とする快削性アルミニウム合金鋳造材の製造方
法である。

本発明の合金組成範囲について各添加元素の含有量を上
記の如く限定したのは以下の理由によるものである。す
なわちＣｕは７ｄｌ　−Ｃｕの金属間化合物を生成し材
料の熱処理性と基地組織を強化させるための元素である
が３俤未満では強度向上に不充分であり６％をこえると
鋳塊の外表面品質を劣化させる。ＳｌはＣｕと同様基地
組織の強化に寄与するものであるがＳｉ０．１１未満で
はその効果が小さくＬ５％をこえるとＣｕの場合と同様
に鋳造性を劣化させる。Ｆｅは切削性向上に寄与するが
α１％未満ではその効果が少く、２．０％をこえると切
削バイトの劣化を促進させてしまう。

またＰｂ、ＢｉおよびＳｎは２種以上の添加により、い
ずれも切削性、切粉処理性を改善するがその総量がα５
％未満では、あまり効果がなく、２％をこえると強度お
よび切削表面を劣化させる。次にＭｇはＣｕと同様に基
地組織の強化に寄与し、またＭ−Ｃｕ−Ｍｇ、Ｍ−Ｍｇ
−３ｉの金属間化合物の生成により切削加工性を向上さ
せるものであるがα３％未満ではあまり効果がな（１１
％をこえると鋳造性を劣化させる。ＭｎはＭ　−Ｍｎ　
−Ｆｅの金属間化合物を生成することにより切削性の向
上に寄与するものであるが０．０５％未満ではその効果
が少な（１２チをこえると切削バイトを劣化させてしま
う。さらにＺｎ、　Ｏｒ　、　Ｔｉの微量添加はいずれ
も耐食性、耐孔食性を改善させる働きをなすものである
が、その下限未満ではその効果がなく上限をこえると切
削性が悪くなる。

太１ｓＪｌはト駅のアルミニウム合金のＡ１１−Ｃｕ、
ＭＡ−Ｃｕ−Ｍｇ、　ＩＪ、　−Ｍｇ　−Ｓｉ、Ａｌｌ
　−Ｍｎ　−Ｆａなどの金属間化合物の第二相粒子径が
平均１５μｍ以下、最大２５μｍ以下であシ、またデン
ドライト二次アーム間隔が２５μｍ以下の微細組織を有
し、かつ低融点粒子径が平均１５μｍ以下、最大２５μ
ｍ以下に均一微細に分散しているものである。

上記の金属間化合物の第二相粒子径が平均１５μｍをこ
え、また最大が２５μｍをこえた粗大粒子ではこれが微
細に分散しても切削性向上に寄与しないからであり、ま
たデンドライト二次アーム間隔が２５μｍをこえ、また
低融点粒子径が平均１５μｍ１最犬２５μｍをこえても
切削性の向上効果が少くなるものである。

しかしてこれらの金属間化合物の第二相粒子径、デンド
ライト二次アーム間隔および低融点金属粒子径を微細化
するには、比較的に冷却速度が大きくとれる水平連続鋳
造方式により高温溶湯を攪拌しなから鋳塊を急冷凝固す
ることにより達成されるものであるが、この際溶湯の温
度は７１０℃以上の高温で鋳型に供給し、鋳型内での溶
湯冷却速度を３５℃／　ｓｅｃ以上の急冷凝固とするも
のである。このようにするのは溶湯の温度が７１０℃未
満でも冷却速度が３５℃／　ｓｅｃ未満でも全体的な稗ミクロ組織の紙大化を招き、また溶湯の攪拌を行わない
場合は鋳塊横断面の局部的なミクロ組織の大きなバラツ
キを阻止できないからである。

次に本発明の製造方法について説明する。

上記の水平連続鋳造方式には種々なものがあるが例えば
第１図に示すものが本発明に使用される。

すなわちタンディッシ具（１）内のアルミニウム合金溶
湯（２）は７１０℃以上に保持され攪拌用カーボンシャ
フト（５）の先端に取付けられたインペラー〇＋）によ
り攪拌される。所定の温度に達したアルミニウム合金溶
湯はヘッダープレート（５）の下部に設けられた溶湯流
入口（６）より出湯し水冷鋳型（７）に導入され冷却水
（８）により急冷凝固し、鋳塊（９）が製出され図示し
ない引取機によシ水平に引出される。なお（１０は冷却
水出入口である。

このような水平連絡鋳造方式により溶湯温度を７１０℃
以上の高温で鋳型に供給し、鋳型内での溶湯冷却速度を
３５℃／　ｓｅｃ以上の急冷凝固とし、かつ溶湯を攪拌
しながら鋳造することにより、金属間化合物の第二相粒
子径、デンドライト二次アーム間隔、低融点粒子径など
を所定のものに調整し得るものである。

（実施例）以下に本発明の一実施例について説明する。

実施例り第１図に示す水平連続鋳造方式により溶湯温度７１５−
７２０℃、冷却速度を１４０−４５℃／ｓｅｃと変えて
本発明の合金組成につき６５ｗφの鋳塊を製造した。ま
た比較のため本発明の組成で溶湯攪拌のないもの、冷却
速度の遅いものを製造し、従来例としては縦型半連続鋳
造法によシ外径９インチφのビレットを製造した。これ
らを均質化処理後、冷間引抜による塑性加工を加え、更
にＴ６熱処理を行なって切削加工性を評価した。切削加
工性の評価は切削条件を通常の切削速度５００ｍ／　ｍ
ｉｎおよび１０００　ｍ　／　ｍｉｎの超高速切削速度
の２水準とし、切込み量０．２瓢、送り速度０．０２５
〜０１　ｗ　／　ｒｅｖで潤滑油を使用せずに切削した
ときの切粉１００個当りの重量で評価した。これらの合
金組成、鋳造条件、鋳塊のミクロ組織、切削加工性など
を第１表に示す。

第１表より明らかなように本発明の製造条件によりミク
ロ組織は微細化される。溶湯を攪拌しながら鋳造するこ
とにより、第二相粒子、低融点金属粒子のバラツキが少
くなりＤＡＳも小さい。このような微細化されたミクロ
組織を有する本発明のものは超高速切削度域においても
切粉は細かく分断され、従来工程のものに比べて切削加
工性に優れていることが認められる。

実施例乙実施例りと同じ水平連続鋳造方式により本発明の合金組
成を、溶湯温度７１５〜７２５℃、冷却速［４０〜ｂら、外径６５φ鋳塊を製造した。この鋳塊のミクロ組織
は第二組粒径Ｍａｘ、６−１３μｍ１デンドライト二次
アーム間隔（ＤＡＳ）８−１５／Ａｍ、低融点金属粒径
Ｍａｘ、　１２〜１８μｍであった。比較材としてＪＩ
Ｓ合金、２０１１．２０１４，２０１７．２２１８を従
来工程、すなわち縦型半連続鋳造法により外径デφビレ
ットを製造し均質化処理後に押出加工したＴ６材九棒を
素材とした。切削加工性は実施例りと同様切削速度によ
る切粉の微細化度合を切粉１００個当りの重量で評価し
た。

第２表に供試材の合金組成と切削加工性評価結果を示す
。

第２表から明らかなように押出加工による従来合金は超
高速切削速度域で切粉が連続してしまい自動加工機での
切削に難点があることがわかる。

これに比べて本発明の合金は切粉が分断して明らかに切
削加工性に優れていることが認められる。

（効　果）本発明によればアルミニウム合金組成を本発明の如く規
定し、しかも連続鋳造条件を本発明の如くして行うこと
により微細ミクロ組織を有する快削性アルミニウム合金
鋳造材を得ることを可能としたもので、苛酷な条件での
自動切削を行なう光学部品、自動車部品として広く利用
できるもので工業的価値が極めて大きいものである。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明に用いる水平連続鋳造方式の一例を示す
断面図である。１・・・タンディツシュ、２・・・溶湯、５・・・攪拌
用カーボンシャフト、４・・・インペラー、５・・・ヘ
ッダープレート、６・・・溶湯流入口、７・・・水冷鋳
型、８・・・冷却水、９・・・鋳塊、１０・・・冷却水
出入口第１図

Claims

【特許請求の範囲】

（１）Ｃｕ３〜６％、Ｓｉ０．１〜１．５％、Ｆｅ０．
１〜２．０％を含みかつＰｂ、Ｂｉ、Ｓｎのいずれか２
種以上の元素を総量で０．５〜２％含み残部がアルミニ
ウムとその不純物とからなりＡｌ−Ｃｕの金属間化合物
の第二相粒子径が平均１５μｍ以下、最大２５μｍ以下
であり、またデンドライト二次アーム間隔が２５μｍ以
下の微細組織を有し、かつ低融点金属粒子径が平均１５
μｍ以下、最大２５μｍ以下に均一微細に分散している
ことを特徴とする快削性アルミニウム合金鋳造材。
（２）Ｃｕ３〜６％、Ｓｉ０．１〜１．５％、Ｆｅ０．
１〜２．０％、Ｍｇ０．３〜１．８％、Ｍｎ０．０５〜
１．２％を含みかつＰｂ、Ｂｉ、Ｓｎのいずれか２種以
上の元素を総量で０．５〜２％含み残部がアルミニウム
とその不純物とからなり、Ａｌ−Ｃｕ、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍ
ｇ、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅなどの金属間
化合物の第二相粒子径が平均１５μｍ以下、最大２５μ
ｍ以下であり、またデンドライト二次アーム間隔が２５
μｍ以下の微細組織を有し、かつ低融点金属粒子径が平
均１５μｍ以下、最大２５μｍ以下に均一微細に分散し
ていることを特徴とする快削性アルミニウム合金鋳造材
。
（３）Ｃｕ３〜６％、Ｓｉ０．１〜１．５％、Ｆｅ０．
１〜２．０％、Ｍｇ０．３〜１．８％、Ｍｎ０．０５〜
１．２％を含みＰｂ、Ｂｉ、Ｓｎのいずれか２種以上の
元素を総量で０．５〜２％含み、更にＺｎ０．０５〜０
．２％、Ｃｒ０．０５〜２％、Ｔｉ０．００１〜０．１
％のうち少くとも１種の元素を含み残部がアルミニウム
とその不純物とからなり、Ａｌ−Ｃｕ、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍ
ｇ、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅなどの金属間
化合物の第二相粒子径が平均１５μｍ以下、最大２５μ
ｍ以下であり、またデンドライト二次アーム間隔が２５
μｍ以下の微細組織を有し、かつ低融点金属粒子が平均
１５μｍ以下、最大２５μｍ以下に均一微細に分散して
いることを特徴とする快削性アルミニウム合金鋳造材。
（４）Ｃｕ３〜６％、Ｓｉ０．１〜１．５％、Ｆｅ０．
１〜２．０％を含みかつＰｂ、Ｂｉ、Ｓｎのいずれか２
種以上の元素を総量で０．５〜２％含み残部がアルミニ
ウムとその不純物とからなるアルミニウム合金を水平方
向に配置した鋳型に７１０℃以上の高温溶湯を供給し、
鋳型内での溶湯冷却速度を３５℃／ｓｅｃ以上の急冷凝
固とし、かつ鋳型の直前で溶湯を攪拌しながら鋳塊を水
平方向に引出すことを特徴とする快削性アルミニウム合
金鋳造材の製造方法。
（５）Ｃｕ３〜６％、Ｓｉ０．１〜１．５％、Ｆｅ０．
１〜２．０％、Ｍｇ０．３〜１．８％、Ｍｎ０．０５〜
１．２％を含みかつＰｂ、Ｂｉ、Ｓｎのいずれか２種以
上の元素を総量で０．５〜２％含み残部がアルミニウム
とその不純物とからなるアルミニウム合金を水平方向に
配置した鋳型に７１０℃以上の高温溶湯を供給し、鋳型
内での溶湯冷却速度を３５℃／ｓｅｃ以上の急冷凝固と
し、かつ鋳型の直前で溶湯を攪拌しながら鋳塊を水平方
向に引出すことを特徴とする快削性アルミニウム合金鋳
造材の製造方法。
（６）Ｃｕ３〜６、Ｓｉ０．１〜１．５％、Ｆｅ０．１
〜２．０％、Ｍｇ０．３〜１．８％、Ｍｎ０．０５〜１
．２％を含みＰｂ、Ｂｉ、Ｓｎのいずれか２種以上の元
素を総量で０．５〜２％含み、さらにＺｎ０．０５〜０
．２％、Ｃｒ０．０５〜２％、Ｔｉ０．００１〜０．１
％のうち少くとも１種の元素を含み残部がアルミニウム
とその不純物とからなるアルミニウム合金を水平方向に
配置した鋳型に７１０℃以上の高温溶湯を供給し、鋳型
内での溶湯冷却速度を３５℃／ｓｅｃ以上の急冷凝固と
し、かつ鋳型の直前で溶湯を撹拌しながら鋳塊を水平方
向に引出すことを特徴とする快削性アルミニウム合金鋳
造材の製造方法。