(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃｕ：４．０〜６．０％（質量％、以下同じ）、Ｂｉ：０．６〜２．０％、Ｆｅ：０．０４〜０．７％、Ｓｉ：０．０４〜０．７％、Ｔｉ：０．００５〜０．０８％を含み、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなるＡｌ−Ｃｕ系アルミニウム合金であって、示差走査熱量計による熱分析により得られる熱分析曲線の吸熱ピークが、２４０〜３００℃の温度域においては５０〜５００ｍＪ／ｇの大きさで存在し、且つ、２４０℃未満の温度域においては５０ｍＪ／ｇ以上の大きさの吸熱ピークが存在しないことを特徴とする耐熱性に優れた快削アルミニウム合金。
【請求項２】
前記Ａｌ−Ｃｕ系アルミニウム合金が、さらに、Ｍｇ：０．０１〜２．０％、Ｍｎ：０．０１〜０．６０％、Ｃｒ：０．０１〜０．２０％、Ｚｒ：０．０１〜０．２０％のうち１種または２種以上を含むことを特徴とする請求項１記載の耐熱性に優れた快削アルミニウム合金。
【請求項３】
前記Ａｌ−Ｃｕ系アルミニウム合金のマトリックス中に存在するＢｉ晶出物の平均粒径（円相当直径、以下同じ）が２〜１３μｍであることを特徴とする請求項１または２記載の耐熱性に優れた快削アルミニウム合金。
【請求項４】
前記Ａｌ−Ｃｕ系アルミニウム合金は、鋳型を鉛直方向に振動させて造塊されることを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の耐熱性に優れた快削アルミニウム合金。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、耐熱性に優れた快削アルミニウム合金に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年環境問題に配慮する観点から、Ｐｂを含まない快削アルミニウム合金が要求されるようになっており、従来のＰｂを含有したＡ２０１１合金の代替として、Ｐｂを添加せずＳｎ−Ｂｉを添加した合金（ＡＡ２１１１合金など）が開発されている（例えば、特許文献１および２参照）。
【０００３】
これらのアルミニウム合金は、ドリルでの穴あけ切削時における切削抵抗が低く、高速での穴あけが可能であり、さらにＡ２０１１合金相当の引張強さおよび耐力が得られる合金であるが、１２９℃付近の温度で素材が局部的に溶解するため、使用環境が２００℃近くまで達する油圧機器などの部品には適用することができないという問題がある。
【０００４】
最近では高温での靭性に優れたＢｉ含有高強度快削アルミニウム合金材も提案されているが（例えば、特許文献３参照）、母材となるアルミニウム（融点６６０℃）より融点の低いＢｉ（融点２７１℃）は、マトリックス中において粗大なＢｉ晶出物を形成し易いという問題点があり、切削時にむしれが発生する原因となる。
【特許文献１】アメリカ特許第６１１３８５０号明細書
【特許文献２】特開２００１−２４０９３１号公報
【特許文献３】特願２００６−１６０４４２号
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
アルミニウム合金の局部溶解は、示差走査熱量計（ＤＳＣ：Ｄｉｆｆｅｒｅｎｔｉａｌ  Ｓｃａｎｎｉｎｇ  Ｃａｌｏｒｉｍｅｔｒｙ）による熱分析により得られる熱分析曲線の吸熱ピークにより確認できることが知られており、使用環境が局部溶解が生じる温度以上となる部材には適用できないから、アルミニウム合金の局部溶解温度を知ることにより、当該アルミニウム合金の適用可能温度を知ることができる。
【０００６】
発明者らは、高温環境下で使用される部材用として適したアルミニウム合金を得るために、Ｂｉを含むＡｌ−Ｃｕ系アルミニウム合金に着目し、合金組成、前記示差走査熱量計による熱分析により得られる熱分析曲線の吸熱ピークが存在する温度、吸熱ピークの大きさと切削性との関連性について試験、検討を重ねた結果、特定の温度域における特定の大きさの吸熱ピークの存在が、高温環境で使用されるアルミニウム合金部材の切削性に影響することを見出した。
【０００７】
本発明は、上記の知見に基づいてなされたものであり、その目的は、油圧機器など１００〜２００℃の高温環境で使用される部材、部品にも適用用可能な耐熱性に優れた快削アルミニウム合金を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
上記の目的を達成するための請求項１による耐熱性に優れた快削アルミニウム合金は、Ｃｕ：４．０〜６．０％（質量％、以下同じ）、Ｂｉ：０．６〜２．０％、Ｆｅ：０．０４〜０．７％、Ｓｉ：０．０４〜０．７％、Ｔｉ：０．００５〜０．０８％を含み、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなるＡｌ−Ｃｕ系アルミニウム合金であって、示差走査熱量計による熱分析により得られる熱分析曲線の吸熱ピークが、２４０〜３００℃の温度域においては５０〜５００ｍＪ／ｇの大きさで存在し、且つ、２４０℃未満の温度域においては５０ｍＪ／ｇ以上の大きさの吸熱ピークが存在しないことを特徴とする。
【０００９】
請求項２による耐熱性に優れた快削アルミニウム合金は、請求項１において、前記Ａｌ−Ｃｕ系アルミニウム合金が、さらに、Ｍｇ：０．０１〜２．０％、Ｍｎ：０．０１〜０．６０％、Ｃｒ：０．０１〜０．２０％、Ｚｒ：０．０１〜０．２０％のうち１種または２種以上を含むことを特徴とする。
【００１０】
請求項３による耐熱性に優れた快削アルミニウム合金は、請求項１または２において、前記Ａｌ−Ｃｕ系アルミニウム合金のマトリックス中に存在するＢｉ晶出物の平均粒径（円相当直径、以下同じ）が２〜１３μｍであることを特徴とする。
【００１２】
請求項４による耐熱性に優れた快削アルミニウム合金は、請求項１〜３のいずれかにおいて、前記Ａｌ−Ｃｕ系アルミニウム合金は、鋳型を鉛直方向に振動させて造塊されることを特徴とする。
【発明の効果】
【００１３】
本発明によれば、油圧機器など１００〜２００℃の高温環境で使用される部材、部品にも適用可能な耐熱性に優れた快削アルミニウム合金が提供される。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１４】
本発明においては、示差走査熱量計による熱分析により得られる熱分析曲線の吸熱ピークが、２４０〜３００℃の温度域においては５０〜５００ｍＪ／ｇの大きさで存在し、且つ、２４０℃未満の温度域においては５０ｍＪ／ｇ以上の大きさの吸熱ピークが存在しないことを特徴とする。
【００１５】
２４０〜３００℃の温度域における５０〜５００ｍＪ／ｇの大きさの吸熱ピークの存在は、切削中の工具刃先が加工で発熱し刃先に接触している部分の素材が２４０〜３００℃の温度になった場合、素材中に分散する晶出物の局部溶解が生じ、切削性向上に寄与する。２４０℃未満の温度域に５０ｍＪ／ｇ以上の吸熱ピークが存在する場合は、２４０℃未満の温度で素材の局部融解が生じるため、高温で使用される構造部材として不向きとなる。但し、２４０℃未満の温度域に５０ｍＪ／ｇ未満の吸熱ピークが存在する場合は、局部溶解量がごく僅かであるため、構造部材として使用してもほとんど影響ない。
【００１６】
３００℃を超える温度域に吸熱ピークが存在しても、切削時に工具の刃先先端が３００℃を超えることは稀であるため、切削時の工具先端部と接触する素材の局部融解が生じることはなく、切削性の向上には繋がらない。また吸熱ピークの大きさが５０ｍＪ／ｇ未満では切削性の向上に対して十分でなく、大きさが５００ｍＪ／ｇを超えると局所融解が多すぎ、切削表面にむしれ状の欠陥が生じ易くなる。
【００１７】
本発明においては、素材のマトリックス全面にＢｉ晶出物を微細均一に分散させ、２４０〜３００℃の温度域において大きさ５０〜５００ｍＪ／ｇの吸熱ピークを生じ易くするために、Ｂｉを含むＡｌ−Ｃｕ系アルミニウム合金の鋳造時に鋳型を鉛直方向に振動させるのが有効である。この鋳型の振動は溶湯に伝わって溶湯が振動し、凝固中に晶出物の均一核生成を促進する。
【００１８】
Ｂｉを含まないＡｌ−Ｃｕ系アルミニウム合金では、鋳型を振動させても２４０℃〜３００℃の温度域での吸熱ピークは５０ｍＪ／ｇ未満の大きさとなり切削性が劣る。鋳造時、鋳型に振動を与えない場合は、粗大なＢｉ晶出物が生じ易くなり、熱分析の吸熱ピークが５００ｍＪ／ｇの大きさを超えることがある。例えば、直径９０ｍｍのビレットを鋳込むために使用する直径９２ｍｍの鋳型の場合には、鉛直方向に０．０５〜０．１５ｍｍの振幅で、６０Ｈｚで振動させることにより効果が得られる。
【００１９】
押出材、引抜き材、鍛造材、圧延材においては、加工方向に対し直角な方向で観察した場合のＢｉ晶出物の好ましい平均粒径は２〜１３μｍである。鋳造材においては、任意の方向で観察した場合のＢｉ晶出物の好ましい平均粒径は２〜１３μｍである。２μｍ未満は工業的に生産が難しく、１３μｍを超えると切削時にむしれ状欠陥が発生し易くなる。
【００２０】
本発明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。
Ｂｉは、アルミニウムへの固溶量が極めて少ないため、アルミニウムマトリックス中に分散して存在する。Ｂｉは低融点元素であり、切削時の加工発熱によりアルミニウムマトリックス中に分散している低融点元素のＢｉ晶出物の強度が低下し、穴あけ時の切削抵抗を小さくすることができる。Ｂｉの好ましい含有量は０．６〜２．０％の範囲であり、０．６％未満ではその効果が少なく、２．０％を超えるとＢｉ晶出物が多くなり切削表面がむしれ易くなる。Ｂｉのより好ましい含有範囲は１．０を超え１．５％未満である。
【００２１】
Ｃｕは、合金の強度を高めるために添加される成分であり、熱処理により強度を高めると共に切り屑分断性を向上させる。Ｃｕの好ましい含有量は４．０〜６．０％範囲であり、４．０％未満では時効処理における強度上昇が小さい。Ｃｕが６．０％を超えても強度に変化なく、Ａｌ２Ｃｕ晶出物が多くなるために切削表面がむしれ状になり易い。
【００２２】
Ｆｅは、結晶粒を微細化し強度を高める効果がある。Ｆｅの好ましい含有量は０．０４〜０．７％の範囲である。Ｆｅの一部はアルミニウム地金の不純物として含まれている。０．０４％未満は高純度のアルミニウム地金を使用する必要があるため地金コストがあがり工業生産上問題である。０．７％を超えて添加するとＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系晶出物が多く晶出し、切削表面にむしれ状欠陥が発生し易い。
【００２３】
Ｓｉは、結晶を微細化し強度を高めるよう機能する。Ｓｉの好ましい含有量は０．０４〜０．７％の範囲である。Ｓｉの一部はアルミニウム地金の不純物として含まれている。０．０４％未満は高純度のアルミニウム地金を使用する必要があるため地金コストがあがり工業生産上問題である。０．７％を超えてＳｉを添加すると、Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系化合物が多く晶出し、切削表面にむしれ状欠陥が発生し易い。
【００２４】
Ｔｉは結晶粒を微細化する効果があり、凝固時に結晶粒界で凝固する低融点元素の晶出物が微細分散するよう機能する。Ｔｉの好ましい含有量は０．００５〜０．０８％の範囲である。Ｔｉ量が０．００５％未満ではその効果が少なく、０．０８％を超えて添加するとＴｉ系の粗大晶出物が形成され、切削時にむしれの原因となる。Ｔｉ量を０．０３〜０．０８％にすると、より一層の微細化効果が得られる。
【００２５】
Ｍｇは、Ｃｕと共存することにより強度を高める。Ｍｇの好ましい含有量はＭｇ：０．０１〜２．０％の範囲である。Ｍｇはアルミニウムマトリックス中に固溶あるいはＡｌ、Ｃｕと化合物を形成して析出し、強度を高める。０．０１未満ではその効果が少なく、２．０％を超えて含有するとＭｇとＢｉの化合物を形成し、低融点元素としてのアルミニウムマトリックス中の（単体）Ｂｉ量が減少させるため、切削性が低下する。Ｍｇのより好ましい含有範囲は０．０５〜１．５％である。
【００２６】
Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒは結晶粒を微細化し強度を向上するために添加される。Ｍｎの好ましい含有量は０．０１〜０．６０％の範囲である。０．０１％未満ではその効果が小さく、０．６０％を超えると粗大な晶出物を形成し切削時にむしれ状欠陥が生じる原因となる。Ｍｎのより好ましい含有範囲は０．０６〜０．３５％である。
【００２７】
Ｃｒの好ましい含有量は０．０１〜０．２０％の範囲である。０．０１％未満ではその効果が小さく、０．２０％を超えると粗大な晶出物を形成し切削時にむしれ状欠陥が生じる原因となる。Ｃｒのより好ましい含有範囲は０．０６〜０．１８％である。
【００２８】
Ｚｒの好ましい含有量は０．０１〜０．２０％の範囲である。０．０１％未満ではその効果が小さく、０．２０％を超えると粗大な晶出物を形成し切削時にむしれ状欠陥が生じる原因となる。Ｚｒのより好ましい含有範囲は０．０１〜０．１８％である。
【００２９】
本発明のアルミニウム合金の形態としては、鋳造材、押出材、引抜き材、圧延材、鍛造材のいずれでもよく、用途に合わせて熱処理および冷間加工などの調質を選択することができる。
【実施例】
【００３０】
以下、本発明の実施例を比較例と対比して説明すると共に、それに基づいてその効果を実証する。なお、これらの実施例は、本発明の好ましい一実施態様を説明するためのものであって、本発明はこれらに限定されない。
【００３１】
実施例１
半連続鋳造により、表１に示す成分組成（Ａ１〜Ｔ１に示す組成）を有するアルミニウム合金ビレット（直径９０ｍｍ）を造塊した。その際、鋳型を鉛直方向に０．０５ｍｍ、０．１ｍｍまたは０．１５ｍｍの幅で、６０Ｈｚで振動させた。
【００３２】
得られたビレットを、４７０℃の温度で１０ｈの均質化処理を施した後、４５０℃の温度で押出加工を行って直径１６．５ｍｍの押出棒を作製した。その後、５２０℃の温度で溶体化処理を行い、次に直径１４ｍｍまで引抜き加工した後、１６０℃の温度で２０ｈの時効処理を行いＴ８材（試験材）とした。
【００３３】
これらの試験材について、以下の方法により、引張性能、穴あけ切削性を評価し、吸熱ピークの熱量を測定した。また、Ｂｉ晶出物の平均粒径を測定した。結果を表２に示す。
引張性能の評価：ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に準拠した引張試験（試験片はＪＩＳ  Ｚ  ２２０１、金属材料引張試験片４号試験片の備考２．による試験片）を行い、引張強さを測定した。
【００３４】
穴あけ切削試験：試験材から、直径１４ｍｍ、長さ３０ｍｍのサンプルを作製し、直径８ｍｍ、先端角１２０°の市販ドリルで回転数３２５ｒｐｍ、送り量０．４０ｍｍ／ｒｅｖにて、長手方向に深さ１５ｍｍまで穴あけをする際、サンプルのチャックに負荷荷重測定のためにロードセルを取り付け、切削抵抗（スラスト力）を測定した。また、切削後に顕微鏡で観察できるように切断し、切削表面を光学顕微鏡で観察して、むしれ状欠陥の有無を評価した。
【００３５】
吸熱ピークの熱量の測定：示差走査熱量計（ＤＳＣ）を用い、ＪＩＳ  Ｋ  ７１２２に準拠して吸熱ピークの熱量を測定した。なお、昇温速度は４０℃／ｍｉｎとして、室温より４００℃まで昇温し、その際の熱量を測定した。
【００３６】
Ｂｉ晶出物の平均粒径の測定：試験材から採取した試料を研磨した後、研磨面をＥＰＭＡ面分析により倍率６００倍で撮影した。得られたＢｉ晶出物の分布状態の画像から、一般の画像解析処理ソフトを用いてＢｉ晶出物の平均粒径を測定した。
【００３７】
【表１】
0005133037.tif 000002
【００３８】
【表２】
0005133037.tif 000003
【００３９】
表２にみられるように、本発明に従う試験材１〜２２はいずれも、２４０℃未満の温度域には５０ｍＪ／ｇ以上の大きさの吸熱ピークは存在せず、２４０〜３００℃の温度域において５０〜５００ｍＪ／ｇの大きさの吸熱ピークが存在することが確認された。また、Ｂｉ晶出物の平均粒径は２〜１３μｍの範囲内であり、マトリックス全面に微細分散していた。
【００４０】
また、試験材１〜２２はいずれも、穴あけ時の切削抵抗（スラスト力）は９８０Ｎ以下であり良好な切削性を示し、切削の表面にむしれは認められなかった。さらに従来の鉛入り快削合金２０１１−Ｔ８材のＪＩＳの規格である引張強さ３７５ＭＰａ以上の強度を有していた。
【００４１】
比較例１
半連続鋳造により、表３に示す成分組成（Ａ２〜Ｏ２に示す組成）を有するアルミニウム合金ビレット（直径９０ｍｍ）を造塊した。その際、鋳型を鉛直方向に０．１ｍｍの幅、６０Ｈｚで振動させた。なお、試験材２３の作製は鋳型を振動させずに行った。
【００４２】
得られたビレットを、４７０℃の温度で１０ｈの均質化処理を施した後、４５０℃の温度で押出加工を行って直径１６．５ｍｍの押出棒を作製した。その後、５２０℃の温度で溶体化処理を行い、次に直径１４ｍｍまで引抜き加工した後、１６０℃の温度で２０ｈの時効処理を行いＴ８材（試験材）とした。
【００４３】
これらの試験材について、実施例１と同じ方法により、引張性能、穴あけ切削性を評価し、吸熱ピークの熱量を測定した。また、Ｂｉ晶出物の平均粒径を測定した。結果を表４に示す。なお、表３〜４において、本発明の条件を外れたものには下線を付した。
【００４４】
【表３】
0005133037.tif 000004
【００４５】
【表４】
0005133037.tif 000005
【００４６】
表４に示すように、試験材２３はＢｉ晶出物の平均粒径が大きく、２４０〜３００℃の温度域の吸熱ピークの大きさが５００ｍＪ／ｇを越えたため、切削試験においてむしれが生じた。試験材２４はＢｉ晶出物の平均粒径が大きいため、切削試験においてむしれが生じた。試験材２５はＣｕ量が低いために強度が低かった。
【００４７】
試験材２６はＣｕ量が多いため、試験材２８はＢｉ量が多いため、また、試験材２９はＦｅ量が多いため、いずれも切削試験においてむしれが生じた。試験材２７はＢｉ量が少なく２４０〜３００℃の温度域の吸熱ピークの大きさが５０ｍＪ／ｇ未満であったため切削抵抗が大きかった。
【００４８】
試験材３０はＳｉ量が多いため、試験材３１はＴｉ量が少なくＢｉ晶出物の平均粒径が大きいため、また、試験材３２はＴｉ量が多いため、いずれも切削試験においてむしれが生じた。試験材３３はＭｇ量が多いため、切削抵抗が大きかった。
【００４９】
試験材３４はＭｎ量が多いため、試験材３５はＣｒ量が多いため、試験材３６はＺｒ量が多いため、また、試験材３７はＭｎおよびＣｒ量が多いため、いずれも切削試験においてむしれが生じた。試験材３８は２４０℃未満の温度域で５０ｍＪ／ｇ以上の吸熱ピークが認められたため耐熱性に劣った。