(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｓｉ：０．２％を越え０．８％以下（重量％、以下同じ）、Ｃｕ：０．２〜１．０％、Ｍｇ：０．３〜０．９％、Ｍｎ：０．３〜１．５％、Ｆｅ：０．２５〜０．７％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り、鋳造材を冷間鍛造することにより加工硬化させ、溶体化処理および焼入れ処理を行うことなしに使用することを特徴とする冷間鍛造性に優れた切削用アルミニウム合金。
【請求項２】
Ｓｉ：０．２％を越え０．８％以下、Ｃｕ：０．２〜１．０％、Ｍｇ：０．３〜０．９％、Ｍｎ：０．３〜１．５％、Ｆｅ：０．２５〜０．７％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用アルミニウム合金冷間鍛造材の製造方法。
【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記載の冷間鍛造性に優れた切削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記載の切削用アルミニウム合金冷間鍛造材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【産業上の利用分野】
本発明は、冷間鍛造性に優れた切削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。
【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。
【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、Ｂｉ、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。
【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62-33301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冷間鍛造性に優れた切削用アルミニウム合金および当該アルミニウム合金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請求項１による冷間鍛造性に優れた切削用アルミニウム合金は、Ｓｉ：０．２％を越え０．８％以下、Ｃｕ：０．２〜１．０％、Ｍｇ：０．３〜０．９％、Ｍｎ：０．３〜１．５％、Ｆｅ：０．２５〜０．７％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り、鋳造材を冷間鍛造することにより加工硬化させ、溶体化処理および焼入れ処理を行うことなしに使用することを特徴とし、また、請求項３による冷間鍛造性に優れた切削用アルミニウム合金は、請求項１において、上記の成分に加え、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特徴とする。
【０００８】
請求項２による切削用アルミニウム合金冷間鍛造材の製造方法は、Ｓｉ：０．２％を越え０．８％以下、Ｃｕ：０．２〜１．０％、Ｍｇ：０．３〜０．９％、Ｍｎ：０．３〜１．５％、Ｆｅ：０．２５〜０．７％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し、また、請求項４による切削用アルミニウム合金冷間鍛造材の製造方法は、請求項２において、アルミニウム合金が上記の成分に加え、さらに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0.2 ％を越え0.8 ％以下であり、0.2 ％以下ではその効果が十分でなく、0.8 ％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。
【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0.3 〜0.9 ％の範囲であり、0.3 ％未満ではその効果が不十分であり、0.9 ％を越えると粗大なＭｇ2 Ｓｉ粒子が析出して、強度を低下させ、切削性を害する。
【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、１．５％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、合金マトリックス内に固溶することによって強度を上昇させる。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。
【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。
【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。
【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。
【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−Ｍｇ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。
【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。
【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。
【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。
【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示すように、本発明に従う試験材Ｎｏ．２〜１０、Ｎｏ．１２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。なお、Ｆｅ含有量が０．１％の試験材Ｎｏ．１１は参考例として示すものである。
【００２４】
【表１】
0003832774.tif 000002
【００２５】
【表２】
0003832774.tif 000003
【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。
【００２７】
【表３】
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【００２８】
【表４】
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【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。
【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Ｓｉ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、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。
【００３２】
【表５】
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【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。