JPH11323472A - 切削加工性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金押出材およびその製造方法 - Google Patents
切削加工性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金押出材およびその製造方法Info
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- JPH11323472A JPH11323472A JP12857598A JP12857598A JPH11323472A JP H11323472 A JPH11323472 A JP H11323472A JP 12857598 A JP12857598 A JP 12857598A JP 12857598 A JP12857598 A JP 12857598A JP H11323472 A JPH11323472 A JP H11323472A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】切削加工性に優れ、特に高精度部品等に適用し
た場合の機械加工性に富む改良されたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ
系合金押出材およびその製造方法を提供する。 【解決手段】特定組成範囲のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金、
および合金組織中に晶出あるいは析出するＡｌ−Ｆｅ−
Ｓｉ系金属間化合物のうちβ相の存在率が２０％以上と
する組織性状の組合わせにより、従来のごとくＰｂやＢ
ｉ等の低融点金属元素を添加することなく切削加工性に
優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金押出材が得られ、当該Ａ
ｌ合金押出材の製造は、合金ビレットの押出前に５５０
℃以下の温度域において均質化処理を施し、または均質
化処理を施さない条件により行うことができる。
た場合の機械加工性に富む改良されたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ
系合金押出材およびその製造方法を提供する。 【解決手段】特定組成範囲のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金、
および合金組織中に晶出あるいは析出するＡｌ−Ｆｅ−
Ｓｉ系金属間化合物のうちβ相の存在率が２０％以上と
する組織性状の組合わせにより、従来のごとくＰｂやＢ
ｉ等の低融点金属元素を添加することなく切削加工性に
優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金押出材が得られ、当該Ａ
ｌ合金押出材の製造は、合金ビレットの押出前に５５０
℃以下の温度域において均質化処理を施し、または均質
化処理を施さない条件により行うことができる。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、切削加工性に優れ
たアルミニウム合金押出材、特に複雑な機械加工を行う
部品の素材として好適なＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金押出材
およびその製造方法に関する。
たアルミニウム合金押出材、特に複雑な機械加工を行う
部品の素材として好適なＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金押出材
およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】６０００系（Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系）の高
強度アルミニウム合金としては、従来、JIS A 6N01合金
や、JIS A 6061合金が知られており、強度および押出
加工性に優れた特性を有するため機械部品の素材として
広く使用されている。このような機械部品として用いる
場合には、押出方向の大まかな形状は押出加工によって
得られるが、高精度が必要とされる部品は機械加工によ
って仕上げられることが多く、また機械加工は自動ライ
ンで行うことが多いため、その加工速度の向上が製造コ
スト低減につながる。
強度アルミニウム合金としては、従来、JIS A 6N01合金
や、JIS A 6061合金が知られており、強度および押出
加工性に優れた特性を有するため機械部品の素材として
広く使用されている。このような機械部品として用いる
場合には、押出方向の大まかな形状は押出加工によって
得られるが、高精度が必要とされる部品は機械加工によ
って仕上げられることが多く、また機械加工は自動ライ
ンで行うことが多いため、その加工速度の向上が製造コ
スト低減につながる。
【０００３】上記の機械加工の際には切粉が発生する
が、切粉が分断されずに繋がって排出されると、ドリル
やバイトに絡みやすく、製品を傷つけたり、工具が破損
する原因となる。これを回避するために、一般的には合
金中にＰｂやＢｉ等の低融点金属元素を添加含有させる
ことが行われるが、JIS に登録されている6000系合金に
はこれら低融点金属が含有されているものはない。この
ため、低融点金属元素を添加することなく、優れた切削
加工性を有する材料の開発が要望されている。
が、切粉が分断されずに繋がって排出されると、ドリル
やバイトに絡みやすく、製品を傷つけたり、工具が破損
する原因となる。これを回避するために、一般的には合
金中にＰｂやＢｉ等の低融点金属元素を添加含有させる
ことが行われるが、JIS に登録されている6000系合金に
はこれら低融点金属が含有されているものはない。この
ため、低融点金属元素を添加することなく、優れた切削
加工性を有する材料の開発が要望されている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、Ａｌ−Ｍｇ
−Ｓｉ系合金押出材における上記従来の問題点を解消す
るために、合金組成、合金の組織性状と切削加工性との
関連について多角的に実験、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、低融点金属元素を添加
することなしに良好な切削性を備えた切削加工性に優れ
たＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金押出材およびその製造方法を
提供することにある。
−Ｓｉ系合金押出材における上記従来の問題点を解消す
るために、合金組成、合金の組織性状と切削加工性との
関連について多角的に実験、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、低融点金属元素を添加
することなしに良好な切削性を備えた切削加工性に優れ
たＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金押出材およびその製造方法を
提供することにある。
【０００５】
【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加工性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ
系合金押出材は以下のように具体化される。すなわち、
請求項１に記載の発明の切削加工性に優れたＡｌ−Ｍｇ
−Ｓｉ系合金押出材は、Ｍｇ:0.4〜1.5 ％、Ｓｉ:0.4〜
1.5 ％、Ｃｕ:0.1〜0.6 ％、Ｆｅ:0.1〜0.5 ％を含有
し、残部Ａｌおよび不純物よりなるアルミニウム合金の
押出材であって、その組織中に晶出物あるいは析出物と
して形成されるＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物のうち、β相
の存在率が２０％以上であることを特徴とするものであ
る。
めの本発明による切削加工性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ
系合金押出材は以下のように具体化される。すなわち、
請求項１に記載の発明の切削加工性に優れたＡｌ−Ｍｇ
−Ｓｉ系合金押出材は、Ｍｇ:0.4〜1.5 ％、Ｓｉ:0.4〜
1.5 ％、Ｃｕ:0.1〜0.6 ％、Ｆｅ:0.1〜0.5 ％を含有
し、残部Ａｌおよび不純物よりなるアルミニウム合金の
押出材であって、その組織中に晶出物あるいは析出物と
して形成されるＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物のうち、β相
の存在率が２０％以上であることを特徴とするものであ
る。
【０００６】また、請求項２に記載の発明の切削加工性
に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金押出材は、請求項１に
記載のアルミニウム合金の成分に、さらにＭｎ:0.3％以
下、Ｃｒ:0.5％以下、およびＺｒ:0.3％以下のうちの１
種または２種以上を含有してなることを特徴とするもの
である。
に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金押出材は、請求項１に
記載のアルミニウム合金の成分に、さらにＭｎ:0.3％以
下、Ｃｒ:0.5％以下、およびＺｒ:0.3％以下のうちの１
種または２種以上を含有してなることを特徴とするもの
である。
【０００７】さらに、請求項３に記載の発明の切削加工
性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金押出材は、請求項１
ないし請求項２に記載のアルミニウム合金の成分に、さ
らにＴｉ:0.1％以下、Ｂ:0.08 ％以下の１種または２種
以上が含有されてなることを特徴とするものである。
性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金押出材は、請求項１
ないし請求項２に記載のアルミニウム合金の成分に、さ
らにＴｉ:0.1％以下、Ｂ:0.08 ％以下の１種または２種
以上が含有されてなることを特徴とするものである。
【０００８】本発明による切削加工性に優れたＡｌ−Ｍ
ｇ−Ｓｉ系合金押出材の製造方法は、請求項４に具体化
されるように、請求項１ないし請求項３に記載のアルミ
ニウム合金を、熱間押出前に５５０℃以下において均質
化処理を施し、または均質化処理を施さないことを特徴
とするものである。
ｇ−Ｓｉ系合金押出材の製造方法は、請求項４に具体化
されるように、請求項１ないし請求項３に記載のアルミ
ニウム合金を、熱間押出前に５５０℃以下において均質
化処理を施し、または均質化処理を施さないことを特徴
とするものである。
【０００９】
【発明の実施の形態】本発明におけるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ
系合金押出材は、通常のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金押出材
と同様、半連続鋳造法によりビレットを造塊し、常法に
従って、このビレットを均質化処理後、熱間押出を行
い、プレス焼入れ、人工時効処理の工程を経て製造され
る。この場合、プレス焼入れを行わずに溶体化処理およ
び焼入れを行う工程も実施されている。
系合金押出材は、通常のＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金押出材
と同様、半連続鋳造法によりビレットを造塊し、常法に
従って、このビレットを均質化処理後、熱間押出を行
い、プレス焼入れ、人工時効処理の工程を経て製造され
る。この場合、プレス焼入れを行わずに溶体化処理およ
び焼入れを行う工程も実施されている。
【００１０】Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金においては、常法
に従って半連続鋳造法によりビレットを造塊すると、晶
出物としてＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系金属間化合物とＭｇ2 Ｓ
ｉ化合物が生成される。Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物は、
鋳造のままではほとんどがβ相の形態で晶出している。
β相は、合金組織のセル境界に沿って晶出することから
針状の形態をそなえ、比較的脆い構造を有するから、β
相が結晶粒界に多く存在すると、合金の切削加工時にお
いて塑性変形能が低下し、切粉が分断され易くなり合金
の切削性が向上する。
に従って半連続鋳造法によりビレットを造塊すると、晶
出物としてＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系金属間化合物とＭｇ2 Ｓ
ｉ化合物が生成される。Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物は、
鋳造のままではほとんどがβ相の形態で晶出している。
β相は、合金組織のセル境界に沿って晶出することから
針状の形態をそなえ、比較的脆い構造を有するから、β
相が結晶粒界に多く存在すると、合金の切削加工時にお
いて塑性変形能が低下し、切粉が分断され易くなり合金
の切削性が向上する。
【００１１】β相は高温下では不安定な存在であり、押
出加工に先立って、ビレットを均質化処理すると分解
し、α´相、α相へ相変態を起こす。一般に、均質化処
理は、押出材の強度向上および安定化を目的として行う
ものであり、融点（固相線温度）直下の高温で行うこと
が多い。例えば、JIS A 6061合金の融点は約５８０℃、
JIS A 6N01合金の融点は約615 ℃であり、これらの合金
において、均質化処理はその温度の直下で実施される。
出加工に先立って、ビレットを均質化処理すると分解
し、α´相、α相へ相変態を起こす。一般に、均質化処
理は、押出材の強度向上および安定化を目的として行う
ものであり、融点（固相線温度）直下の高温で行うこと
が多い。例えば、JIS A 6061合金の融点は約５８０℃、
JIS A 6N01合金の融点は約615 ℃であり、これらの合金
において、均質化処理はその温度の直下で実施される。
【００１２】本発明におけるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金押
出材は、その合金組織中に晶出物あるいは析出物として
形成されているＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系金属間化合物の形態
を制御することによって切削加工性を改善すること特徴
とし、α相、α´相およびβ相の形態で存在するＡｌ−
Ｆｅ−Ｓｉ系金属間化合物のうち、β相の存在率を２０
％以上とすることによりその目的を達成するものであ
る。なお、本発明において、β相の存在率は、Ｘ線回析
の積分強度率により計算され、α相およびα´相は、d=
3.98Å、β相はd=5.19Åのピークを用い、各ピークの積
分強度の比率を各相の存在率とする。
出材は、その合金組織中に晶出物あるいは析出物として
形成されているＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系金属間化合物の形態
を制御することによって切削加工性を改善すること特徴
とし、α相、α´相およびβ相の形態で存在するＡｌ−
Ｆｅ−Ｓｉ系金属間化合物のうち、β相の存在率を２０
％以上とすることによりその目的を達成するものであ
る。なお、本発明において、β相の存在率は、Ｘ線回析
の積分強度率により計算され、α相およびα´相は、d=
3.98Å、β相はd=5.19Åのピークを用い、各ピークの積
分強度の比率を各相の存在率とする。
【００１３】本発明においては、β相のα´相、α相へ
の相変態を抑制して、β相の存在率を２０％以上とする
ために、ビレットの均質化処理温度を低くし、５５０℃
以下の温度、好ましくは５３０℃以下の温度でビレット
の均質化処理を行うことを重要な要件とする。また、均
質化処理を行わない場合にもβ相の存在率を２０％以上
にすることが可能であり、切削性の向上効果を達成する
ことができる。
の相変態を抑制して、β相の存在率を２０％以上とする
ために、ビレットの均質化処理温度を低くし、５５０℃
以下の温度、好ましくは５３０℃以下の温度でビレット
の均質化処理を行うことを重要な要件とする。また、均
質化処理を行わない場合にもβ相の存在率を２０％以上
にすることが可能であり、切削性の向上効果を達成する
ことができる。
【００１４】上記の合金組織性状の他、本発明では合金
組成を特定範囲とするすることが必要であり、本発明の
目的はこれらの組合わせによって達成することができ
る。以下、本発明の切削加工性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓ
ｉ系合金における合金成分の意義および限定理由につい
て説明する。
組成を特定範囲とするすることが必要であり、本発明の
目的はこれらの組合わせによって達成することができ
る。以下、本発明の切削加工性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓ
ｉ系合金における合金成分の意義および限定理由につい
て説明する。
【００１５】Ｍｇは、本発明合金の強度を向上させるた
めに基本的に重要な元素であり、好ましい含有量は0.4
〜1.5 ％の範囲である。0.4 ％未満ではその効果が十分
でなく、1.5 ％を超えると押出加工性が低下する。より
好ましい範囲は0.6 〜1.2 ％である。
めに基本的に重要な元素であり、好ましい含有量は0.4
〜1.5 ％の範囲である。0.4 ％未満ではその効果が十分
でなく、1.5 ％を超えると押出加工性が低下する。より
好ましい範囲は0.6 〜1.2 ％である。
【００１６】Ｓｉは、Ｍｇと結合することによって金属
間化合物を形成し、合金の強度を向上させるために機能
する。Ｓｉの好ましい含有量は0.4 〜1.5 ％の範囲であ
り、0.4 ％未満ではその効果が小さく、1.5 ％を超えて
含有すると押出加工性が低下する。より好ましい範囲は
0.4 〜1.2 ％である。
間化合物を形成し、合金の強度を向上させるために機能
する。Ｓｉの好ましい含有量は0.4 〜1.5 ％の範囲であ
り、0.4 ％未満ではその効果が小さく、1.5 ％を超えて
含有すると押出加工性が低下する。より好ましい範囲は
0.4 〜1.2 ％である。
【００１７】Ｃｕは，強度向上に寄与する元素であり、
好ましい含有範囲は0.1 〜0.6 ％である。0.1 ％未満で
は強度向上の効果が小さく、0.6 ％を超えると押出加工
性が低下する。より好ましい範囲は0.1 〜0.4 ％であ
る。
好ましい含有範囲は0.1 〜0.6 ％である。0.1 ％未満で
は強度向上の効果が小さく、0.6 ％を超えると押出加工
性が低下する。より好ましい範囲は0.1 〜0.4 ％であ
る。
【００１８】Ｆｅは、ＡｌおよびＳｉと結合することに
よってＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系の金属間化合物を形成し、そ
のうち特にβ相の存在が合金の切削性を向上させる作用
がある。Ｆｅの好ましい含有量は0.1 〜0.5 ％であり、
0.1 ％未満ではＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ化合物の量が少なく切
削性に寄与しない。また上限を超えて添加されると押出
加工性を低下させ、押出面の肌荒れの原因となる。より
好ましい範囲は0.1 〜0.3 ％である。
よってＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系の金属間化合物を形成し、そ
のうち特にβ相の存在が合金の切削性を向上させる作用
がある。Ｆｅの好ましい含有量は0.1 〜0.5 ％であり、
0.1 ％未満ではＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ化合物の量が少なく切
削性に寄与しない。また上限を超えて添加されると押出
加工性を低下させ、押出面の肌荒れの原因となる。より
好ましい範囲は0.1 〜0.3 ％である。
【００１９】Ｍｎ、ＣｒおよびＺｒは、結晶粒を微細化
するとともに強度を向上させるために機能する元素であ
る。好ましい含有量はそれぞれ、Ｍｎ:0.3％以下(0％を
含まず、以下同じ) 、Ｃｒ:0.5％以下、Ｚｒ:0.3％以下
であり、Ｍｎ、ＣｒおよびＺｒが、それぞれ上限を超え
て含有されると焼入れ感受性が高まり、強度低下の原因
となる。さらに好ましい範囲は、Ｍｎ:0.02 〜0.20％、
Ｃｒ:0.04 〜0.35％、Ｚｒ0.05〜0.20％である。
するとともに強度を向上させるために機能する元素であ
る。好ましい含有量はそれぞれ、Ｍｎ:0.3％以下(0％を
含まず、以下同じ) 、Ｃｒ:0.5％以下、Ｚｒ:0.3％以下
であり、Ｍｎ、ＣｒおよびＺｒが、それぞれ上限を超え
て含有されると焼入れ感受性が高まり、強度低下の原因
となる。さらに好ましい範囲は、Ｍｎ:0.02 〜0.20％、
Ｃｒ:0.04 〜0.35％、Ｚｒ0.05〜0.20％である。
【００２０】ＴｉおよびＢは、結晶粒を微細化させる効
果があり、好ましい含有範囲は、Ｔｉ:0.1％以下、Ｂ:
0.08 ％以下である。Ｔｉ，Ｂが上限を超えて含有され
ると、粗大な晶出物が形成され易くなり、押出加工性が
低下する。より好ましい範囲は、Ｔｉ：0.005 〜0.1
％、Ｂ：0.0001〜0.08％である。
果があり、好ましい含有範囲は、Ｔｉ:0.1％以下、Ｂ:
0.08 ％以下である。Ｔｉ，Ｂが上限を超えて含有され
ると、粗大な晶出物が形成され易くなり、押出加工性が
低下する。より好ましい範囲は、Ｔｉ：0.005 〜0.1
％、Ｂ：0.0001〜0.08％である。
【００２１】
【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 表１に示す組成を有するアルミニウム合金を溶解し、半
連続鋳造法により、直径２５４ｍｍの押出用ビレットに
造塊し、このビレットについて５２０℃で５時間の均質
化処理を行った。
明する。 実施例１ 表１に示す組成を有するアルミニウム合金を溶解し、半
連続鋳造法により、直径２５４ｍｍの押出用ビレットに
造塊し、このビレットについて５２０℃で５時間の均質
化処理を行った。
【００２２】均質化処理後、ビレットを５００℃に加熱
して、１０ｍ／分の押出速度で断面５０×８０ｍｍの形
状に熱間押出加工を行い、押出機出口において押出材を
常温の上水で強制冷却した。その後、１７５℃で８時間
の人工時効処理を施した。
して、１０ｍ／分の押出速度で断面５０×８０ｍｍの形
状に熱間押出加工を行い、押出機出口において押出材を
常温の上水で強制冷却した。その後、１７５℃で８時間
の人工時効処理を施した。
【００２３】得られた押出材について、Ｘ線回折により
β相の存在率を測定した。また、常温の引張試験および
直径１５ｍｍの超硬ドリルを用いた切削加工試験（回転
数：２５００ｒｐｍ、送り速度０．１０ｍｍ／ｒｅｖ）
を行った。これらの結果を表２に示す。
β相の存在率を測定した。また、常温の引張試験および
直径１５ｍｍの超硬ドリルを用いた切削加工試験（回転
数：２５００ｒｐｍ、送り速度０．１０ｍｍ／ｒｅｖ）
を行った。これらの結果を表２に示す。
【００２４】なお、上記切削加工試験の評価は、回転方
向の切削抵抗（最大値）、切粉の分断性、工具への巻き
付きにより行った。切削抵抗は、ドリルの回転軸にかか
るトルクより計算した。また切粉の分断性は、分断ある
いは折れ曲がりのピッチを平均値で表しており、値が小
さいほど切削加工性に優れている。
向の切削抵抗（最大値）、切粉の分断性、工具への巻き
付きにより行った。切削抵抗は、ドリルの回転軸にかか
るトルクより計算した。また切粉の分断性は、分断ある
いは折れ曲がりのピッチを平均値で表しており、値が小
さいほど切削加工性に優れている。
【００２５】表２にみられるように、本発明による試験
材Ｎｏ．１〜５は、いずれも２７０ＭＰａを越える引張
強さを示し、切削試験においてもドリルに巻き付くこと
なく、良好な切削性が認められた。
材Ｎｏ．１〜５は、いずれも２７０ＭＰａを越える引張
強さを示し、切削試験においてもドリルに巻き付くこと
なく、良好な切削性が認められた。
【００２６】
【表１】
【００２７】
【表２】
【００２８】実施例２ 表１の合金Ｎｏ．１およびＮｏ．２に示す組成を有する
アルミニウム合金を溶解し、半連続鋳造法により、直径
２５４ｍｍの押出用ビレットに造塊し、このビレットに
ついて均質化処理を行うことなく、５００℃に加熱し
て、１０ｍ／分の押出速度で断面５０×８０ｍｍの形状
に熱間押出加工を行い、押出機出口において押出材を常
温の上水で強制冷却した。その後、１７５℃で８時間の
人工時効処理を施した。
アルミニウム合金を溶解し、半連続鋳造法により、直径
２５４ｍｍの押出用ビレットに造塊し、このビレットに
ついて均質化処理を行うことなく、５００℃に加熱し
て、１０ｍ／分の押出速度で断面５０×８０ｍｍの形状
に熱間押出加工を行い、押出機出口において押出材を常
温の上水で強制冷却した。その後、１７５℃で８時間の
人工時効処理を施した。
【００２９】得られた押出材について、Ｘ線回折により
β相の存在率を測定した。また、常温の引張試験および
直径１５ｍｍの超硬ドリルを用いた切削加工試験（回転
数：２５００ｒｐｍ、送り速度０．１０ｍｍ／ｒｅｖ）
を行った。これらの結果を表３に示す。
β相の存在率を測定した。また、常温の引張試験および
直径１５ｍｍの超硬ドリルを用いた切削加工試験（回転
数：２５００ｒｐｍ、送り速度０．１０ｍｍ／ｒｅｖ）
を行った。これらの結果を表３に示す。
【００３０】表３にみられるように、本発明による試験
材Ｎｏ．６、７は、いずれも２７０ＭＰａを越える引張
強さを示し、切削試験においてもドリルに巻き付くこと
なく、良好な切削性が認められた。
材Ｎｏ．６、７は、いずれも２７０ＭＰａを越える引張
強さを示し、切削試験においてもドリルに巻き付くこと
なく、良好な切削性が認められた。
【００３１】
【表３】
【００３２】比較例１ 表１に示す組成を有するアルミニウム合金を溶解し、実
施例１と同様、半連続鋳造法により、直径２５４ｍｍの
押出用ビレットに造塊し、このビレットについて５６５
℃で５時間の均質化処理を行った。
施例１と同様、半連続鋳造法により、直径２５４ｍｍの
押出用ビレットに造塊し、このビレットについて５６５
℃で５時間の均質化処理を行った。
【００３３】均質化処理後、実施例１と同じ条件で熱間
押出、プレス焼入れおよび人工時効処理を行い、得られ
た押出材について、実施例１と同じ方法でＸ線回折によ
るβ相の存在率を測定し、常温における引張試験および
切削加工試験を行った。結果を表４に示す。
押出、プレス焼入れおよび人工時効処理を行い、得られ
た押出材について、実施例１と同じ方法でＸ線回折によ
るβ相の存在率を測定し、常温における引張試験および
切削加工試験を行った。結果を表４に示す。
【００３４】
【表４】
【００３５】表４に示すように、試験材Ｎｏ．８〜１２
は、いずれもβ相存在率が低く、切削加工試験において
切粉の分断性に劣る。なお、試験材Ｎｏ．８〜１２の化
学成分は、それぞれ表１に示す試験材Ｎｏ．１〜５の化
学成分に対応する。
は、いずれもβ相存在率が低く、切削加工試験において
切粉の分断性に劣る。なお、試験材Ｎｏ．８〜１２の化
学成分は、それぞれ表１に示す試験材Ｎｏ．１〜５の化
学成分に対応する。
【００３６】比較例２ 表５に示す組成を有するアルミニウム合金を溶解し、実
施例１と同様、半連続鋳造法により、直径２５４ｍｍの
押出用ビレットに造塊し、このビレットについて５２０
℃で５時間の均質化処理を行った。
施例１と同様、半連続鋳造法により、直径２５４ｍｍの
押出用ビレットに造塊し、このビレットについて５２０
℃で５時間の均質化処理を行った。
【００３７】均質化処理後、実施例１と同じ条件で熱間
押出、プレス焼入れおよび人工時効処理を行い、得られ
た押出材について、実施例１と同じ方法でＸ線回折によ
るβ相の存在率を測定し、常温における引張試験および
切削加工試験を行った。結果を表６に示す。
押出、プレス焼入れおよび人工時効処理を行い、得られ
た押出材について、実施例１と同じ方法でＸ線回折によ
るβ相の存在率を測定し、常温における引張試験および
切削加工試験を行った。結果を表６に示す。
【００３８】
【表５】
【００３９】
【表６】 《表注》試験材No.13:強度低い 試験材No.14:押出不能 試験材No.15:肌荒れ不 良試験材No.16:押出不能 試験材No.17:Al-Mg-Si系化合物が少ない
【００４０】表５に示すように、試験材Ｎｏ．１３はＭ
ｇ、Ｓｉ、Ｃｕ量が少ないため、押出材の強度が低く切
削加工性が低下した。試験材Ｎｏ．１４はＭｇ、Ｓｉ、
Ｃｕ量が多過ぎるため、押出加工が不可能であった。試
験材Ｎｏ．１５は、Ｆｅ量が多いため、押出材表面が肌
荒れ不良となった。試験材Ｎｏ．１６はＭｎ、Ｃｒ、Ｚ
ｒ量が多過ぎるため、押出加工が不可能であった。試験
材Ｎｏ．１７は、Ｆｅ量が少ないため、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓ
ｉ系晶出物の生成が少なく切削加工性が低下している。
ｇ、Ｓｉ、Ｃｕ量が少ないため、押出材の強度が低く切
削加工性が低下した。試験材Ｎｏ．１４はＭｇ、Ｓｉ、
Ｃｕ量が多過ぎるため、押出加工が不可能であった。試
験材Ｎｏ．１５は、Ｆｅ量が多いため、押出材表面が肌
荒れ不良となった。試験材Ｎｏ．１６はＭｎ、Ｃｒ、Ｚ
ｒ量が多過ぎるため、押出加工が不可能であった。試験
材Ｎｏ．１７は、Ｆｅ量が少ないため、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓ
ｉ系晶出物の生成が少なく切削加工性が低下している。
【００４１】以上の実施例及び比較例から、本発明で規
定しているＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金の成分範囲、および
晶出物あるいは析出物として形成されるＡｌ−Ｆｅ−Ｓ
ｉ系化合物のうち、β相の存在率が２０％以上である組
織要件を満たしているものは、Ｐｂ、Ｂｉ等の低融点金
属元素を添加しなくても、優れた切削加工性を示すのみ
でなく、上記成分範囲の押出用合金ビレットの均質化処
理を５５０℃以下の低温域において行うか、または均質
化処理を行わないことにより上記β相の存在率を20％以
上とすることができることが明らかとなり、優れた切削
性を有する押出用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金材の製造方法
が確立された。
定しているＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金の成分範囲、および
晶出物あるいは析出物として形成されるＡｌ−Ｆｅ−Ｓ
ｉ系化合物のうち、β相の存在率が２０％以上である組
織要件を満たしているものは、Ｐｂ、Ｂｉ等の低融点金
属元素を添加しなくても、優れた切削加工性を示すのみ
でなく、上記成分範囲の押出用合金ビレットの均質化処
理を５５０℃以下の低温域において行うか、または均質
化処理を行わないことにより上記β相の存在率を20％以
上とすることができることが明らかとなり、優れた切削
性を有する押出用Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金材の製造方法
が確立された。
【００４２】
【発明の効果】以上のとおり、本発明によれば、特定の
成分範囲および合金組織中のＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系金属間
化合物のβ相存在率が２０％以上であることにより、従
来のごとくＰｂやＢｉ等の低融点金属元素を添加するこ
となく切削加工性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金押出
材が得られ、しかも、合金ビレットの均質化処理を従来
より低温において行うか、または均質化処理を行わない
という簡単な手段により、切削加工性に優れた合金押出
材の商業的生産が可能となった。
成分範囲および合金組織中のＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系金属間
化合物のβ相存在率が２０％以上であることにより、従
来のごとくＰｂやＢｉ等の低融点金属元素を添加するこ
となく切削加工性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金押出
材が得られ、しかも、合金ビレットの均質化処理を従来
より低温において行うか、または均質化処理を行わない
という簡単な手段により、切削加工性に優れた合金押出
材の商業的生産が可能となった。
【００４３】本発明によるアルミニウム合金押出材は、
特に複雑な機械加工を施される部品の量産に好適に使用
されることができる。またＰｂやＢｉ等の低融点金属元
素の添加がないため、用途範囲の広いこの合金系のリサ
イクル活用に適している。
特に複雑な機械加工を施される部品の量産に好適に使用
されることができる。またＰｂやＢｉ等の低融点金属元
素の添加がないため、用途範囲の広いこの合金系のリサ
イクル活用に適している。
フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６２４ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６２４ ６３０ ６３０Ｊ ６８２ ６８２ ６９１ ６９１Ｂ
Claims (4)
- 【請求項１】 Ｍｇ:0.5〜1.5 ％（重量％、以下同
じ）、Ｓｉ:0.4〜1.5 ％、Ｃｕ:0.1〜0.6 ％、Ｆｅ:0.1
〜0.5 ％を含有し、残部Ａｌおよび不純物よりなるアル
ミニウム合金の押出材であって、その組織中に晶出物あ
るいは析出物として形成されるＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合
物のうち、β相の存在率が２０％以上であることを特徴
とする切削加工性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金押出
材。 - 【請求項２】 請求項１に記載の切削加工性に優れたＡ
ｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金押出材において、前記アルミニウ
ム合金の成分として、さらにＭｎ:0.3％以下、Ｃｒ:0.5
％以下、およびＺｒ:0.3％以下のうちの１種または２種
以上を含有してなることを特徴とする切削加工性に優れ
たＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金押出材。 - 【請求項３】 請求項１もしくは請求項２に記載の切削
加工性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金押出材におい
て、前記アルミニウム合金の成分として、さらにＴｉ:
0.1％以下およびＢ:0.08 ％以下のうちの１種または２
種以上を含有してなることを特徴とする切削加工性に優
れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金押出材。 - 【請求項４】 請求項１ないし請求項３のいずれかに記
載の切削加工性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金押出材
の製造工程において、熱間押出前に５５０℃以下におい
て均質化処理を施し、または均質化処理を施さないこと
を特徴とする切削加工性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合
金押出材の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12857598A JP3379901B2 (ja) | 1998-05-12 | 1998-05-12 | 切削加工性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金押出材およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12857598A JP3379901B2 (ja) | 1998-05-12 | 1998-05-12 | 切削加工性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金押出材およびその製造方法 |
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| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11323472A true JPH11323472A (ja) | 1999-11-26 |
| JP3379901B2 JP3379901B2 (ja) | 2003-02-24 |
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ID=14988152
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP12857598A Expired - Fee Related JP3379901B2 (ja) | 1998-05-12 | 1998-05-12 | 切削加工性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金押出材およびその製造方法 |
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| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3379901B2 (ja) |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2002317255A (ja) * | 2001-04-17 | 2002-10-31 | Sumitomo Light Metal Ind Ltd | 自動車ブレーキ用部材及びその製造方法 |
| JP2009013503A (ja) * | 2008-09-29 | 2009-01-22 | Showa Denko Kk | 切削加工用アルミニウム合金押出材、アルミニウム合金製切削加工品及び自動車部品用バルブ材 |
| JP2010116594A (ja) * | 2008-11-12 | 2010-05-27 | Kobe Steel Ltd | 曲げ性に優れたＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板 |
| US10646914B2 (en) | 2018-01-12 | 2020-05-12 | Accuride Corporation | Aluminum alloys for applications such as wheels and methods of manufacture |
| JP2021143372A (ja) * | 2020-03-11 | 2021-09-24 | 昭和電工株式会社 | アルミニウム合金鍛造品およびアルミニウム合金鍛造品の製造方法 |
| JP2021143371A (ja) * | 2020-03-11 | 2021-09-24 | 昭和電工株式会社 | アルミニウム合金鍛造品およびアルミニウム合金鍛造品の製造方法 |
| JP2021143370A (ja) * | 2020-03-11 | 2021-09-24 | 昭和電工株式会社 | アルミニウム合金鍛造品およびアルミニウム合金鍛造品の製造方法 |
| JP2021143369A (ja) * | 2020-03-11 | 2021-09-24 | 昭和電工株式会社 | アルミニウム合金鍛造品およびアルミニウム合金鍛造品の製造方法 |
| JP2022190429A (ja) * | 2021-06-14 | 2022-12-26 | 昭和電工株式会社 | アルミニウム合金押出材 |
| JP2022190428A (ja) * | 2021-06-14 | 2022-12-26 | 昭和電工株式会社 | アルミニウム合金押出材 |
| CN117070787A (zh) * | 2023-10-12 | 2023-11-17 | 中铝科学技术研究院有限公司 | 铝合金型材、其制备方法及应用 |
-
1998
- 1998-05-12 JP JP12857598A patent/JP3379901B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| US11420249B2 (en) | 2018-01-12 | 2022-08-23 | Accuride Corporation | Aluminum wheels and methods of manufacture |
| JP2021143370A (ja) * | 2020-03-11 | 2021-09-24 | 昭和電工株式会社 | アルミニウム合金鍛造品およびアルミニウム合金鍛造品の製造方法 |
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| JP2022190429A (ja) * | 2021-06-14 | 2022-12-26 | 昭和電工株式会社 | アルミニウム合金押出材 |
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| CN117070787A (zh) * | 2023-10-12 | 2023-11-17 | 中铝科学技术研究院有限公司 | 铝合金型材、其制备方法及应用 |
| CN117070787B (zh) * | 2023-10-12 | 2024-01-19 | 中铝科学技术研究院有限公司 | 铝合金型材、其制备方法及应用 |
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| Publication number | Publication date |
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