JPH0297638A - 磁気テープ接触部品用アルミニウム合金 - Google Patents

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］ この発明は、アルミニウム合金に関するものであり、さ
らに述べるならば、ｖ　’ｒ　ｒｔやＤＡＴ等の磁気記
録再生装置における磁気テープ走行用ドラム、磁気テー
プ走行ガイドローラ、ガイドビンなどの素材材質として
好適な磁気テープ接触部品用アルミニウム合金に関する
。

［従来の技術］ ＶＴＲのような磁気記録再生装置においては、磁気テー
プをドラム上を走行させなから映像や音声信号の記録・
再生を行っているが、このドラムには一般にアルミニウ
ム合金が採用されている。

これは、非磁性、軽重が金属アルミニウムの基本的性質
であり、かつ各種合金元素の添加により耐摩耗性が改良
されるからである。上記ドラムは磁性ヘットを装着して
磁気テープと接触して回転する回転磁気ヘッド部と、さ
らに磁気テープに接触している固定または回転式のテー
プ案内ドラムとから構成されている。これらの回転磁気
ヘッド部及びテープ案内ドラムが直接接触している磁気
テープ面は走行中にその磁気テープ面を損なってはなら
ず、かかる要求に応じるためにアルミニウム合金の性質
が極めて重要であることは良く認識されており、その性
質は磁気テープ走行性との概念で把握されている。特に
、再生画像の鮮明度、色むら等を改善向上するために、
磁気テープ走行性をアルミニウム合金の材質面と磁気テ
ープ走行面の加工性の両面から改善することが強く要望
されている。上記磁気テープ走行性に影響を与える磁気
テープ接触部品用アルミニウム合金の性質として要求さ
れている性質は次のとおりである。

（イ）磁気テープによる摩耗が少ないこと。すなわち耐
摩耗性が良好であること。上記ドラム等が摩耗すると、
磁気テープがドラムの磁気テープ案内面に貼り付くとい
う現象で磁気テープの送りに円滑さを欠くことになるか
ら耐摩耗性が必要であることは言うまでもない。

（ロ）磁気テープとの摩擦係数が小さいこと。これは磁
気テープを無理なく安定に走行させるために要求される
性質である。

（ハ）機械的性質か良好であること。これはｖ　’Ｉ’
　Ｒ等のドラムか軽量小型加工部品として優れた機械的
性質を要求されるからである。

（ニ）被切削性が良好であること。ＶＴＲ等のドラムは
切削加工により最終的に仕上げられ、その仕上面の平滑
性か極めて重要である。さらに仕上加工の際に、テープ
の摺動面にＡｌ基地中に分散して存在する共晶Ｓｉなど
の第二相の破砕や脱落による有害な孔欠陥が生じてはな
らない。このような欠陥が生じると、特に、上述した耐
摩耗性と低摩擦係数の２点の特質を損なうことになるか
らである。なお、アルミニウム合金は、通常、熱処理の
際の残留応力によって、円筒度、真円度等の寸法精度が
影響されるから、熱処理による残留応力の発生を小さく
することも重要である。

（ホ）塑性加工性、とりわけ冷間鍛造性が優れているこ
と。これは要求される性能を存した製品の生産性向上の
ために要求される性質である。

（へ）熱膨張係数が他のアルミニウム合金と比較して小
さいこと。

しかしながら、これらの機器の小型軽量化が進む状況の
中で、部品の素材に対する要求がますます過酷になり、
上記のような特性のままでは、ＶＴＲやＤＡＴに用いる
素材としては不満足なものとなっており、上記の性質の
いくつかをさらに改善することが強く要請されるように
なっている。

しかしながら、従来公知の技術によっては、かかる課題
は充分に解決しえない。

例えば、特公昭５８−３３６１２号公報、特開昭６２−
８６１４２号公報及び特開昭５２−８９５１２号公報に
よると、Ｓｉ含有量をＡｌ−Ｓｉ系の過共昂域とし、初
晶Ｓｉをアルミニウム基地中に分散させることにより耐
摩耗性及び機械的郷土を高め、これらの性質を損なわな
いようにＭｇによって快削性を具備した点で従来の技術
水学を一歩越えるものであったが、硬質の初晶Ｓｉがア
ルミニウム基地から剥離する傾向を有する点で耐摩耗性
が不安定であることがこれらのアルミニウム合金の一つ
の難点である。また、このＡ（２−Ｓｉ−ＣＬＩ−Ｍｇ
合金は切削加工の際に工具の寿命が短く、加工表面粗さ
も不充分で、仕上寸法精度が良くない点し難点である。

さらに、この合金は過共晶Ｓｉ含有量からして鋳造合金
であり、組成加工による特性改良あるいは欠陥の減少を
期し難い。なお、上記特開昭５２−８９５１２号は金型
等によってＶＴＲ用ドラムを鋳造することを記載してい
るが、その組成及び金型鋳造を以てしては共晶組織のＳ
ｉ結晶の粒子径が大きくなることは止むを得ず、切削仕
上加工時に共晶Ｓｉの脱落が起きるだけでなく、Ｍｇの
添加による快削性が粗大Ｓｉ結晶により損なわれてしま
うであろう。

一方、共晶Ｓｉ粒子径を微細にする技術としては、特公
昭５８−３３６１２号公報や、特開昭６２−８６１４２
号公報に開示されているように、鋳塊に塑性加工を与え
て共晶Ｓｉを微細に分断する技術があるが、それらの工
程を経ても共晶Ｓｉの脱落を防止するには充分とは言い
難い。

［発明が解決しようとする課題〕 本発明者等は、上記したような現状に鑑み、特にＶＴＲ
等の磁気テープと接触する部材として求められる多面的
特性を兼備した実用性の高いアル、ミニラム合金を開発
することを技術的課題として種々研究の結果、本発明に
到達したものである。

本発明者が特に技術的課題とした点は、ＶＴＲ用ドラム
として高度かつ安定した耐摩耗性を有するとともに、金
属材料では一般にこれと相反するとされている被切削性
も兼備させ、切削バイトによって加工したときに共晶Ｓ
ｉなどの第二相粒子の剥離や脱落がないという第１点、
摩耗しにくい材料であってしかも動摩擦係数が小さいた
めに磁気テープの走行が安定であるという性質を具備す
る第２点、高Ｓｉ含有量でなくとも撥水性を良好とする
第３点、及び、従来のＡ＆−Ｓ　ｉ　−Ｃｕ−Ｍｇ系、
ＡＩＪ−Ｃｕ−Ｍｇ系の何れよりも機械仕上面粗度（精
度）が良好となるという第４点を同時に満足する磁気テ
ープ接触部品用アルミニウム合金を提供する点である。

［課題を解決するための手段］ 上記のような課題を解決するために、発明者１よ鋭意研
究を重ねた結果、次のような知見を得た。

すなわち、Ａｌ−Ｓｉ系合金は、機械的性質の改善のた
めにＣｕやＭｇが添加され、熱処理によってその特徴を
現出するのであるが、基本的に成分組成をＡｌ−Ｓｉ系
合金の共晶点近傍からそれより下の範囲に押さえ、鋳造
の段階において、組織中に上記のような熱処理によって
粗大化する可能性のある初晶Ｓｉの発生を防ぐとともに
、またＡＩ２基地中に散在する共晶Ｓｉや金属間化合物
からなる第二相粒子の径を細径化し、かつ粒子径を一定
の粒度分布の範囲に押さえることにより、上記のような
課題を解決することができる。すなわち、共晶Ｓｉや金
属間化合物からなる第二相粒子の形態をＶＴＲドラムの
切削性及び仕上がり面の状況と結び付けて考える場合に
は、従来から用いられてきた平均粒子径なる概念だけで
把握するのは不充分である。発明者等によれば、粗大な
第二相粒子こそが切削性及び仕上がり面の状態を損なう
ものであって、たとえ平均粒子径が小さくとも、一部に
粗大な粒子を含むものであるならば良好な結果が得られ
ないことが明らかにされた。換言すれば、これらの特性
に対しては、粒子径の分布の様子と、その平均粒子径こ
そが重要な関連を持つのであって、この粒子径分布を適
切に制御してこそ優れたテープ摺動部材としての特性が
得られるのである。

すなわち、従来のように共晶Ｓｉの粒子径を単に平均値
として上限を設定するときには、当然粒子径分布のばら
つきが生しることとなり、たとえ細径の粒子が相当数含
まれていても、粗大な粒子ち婆れに相応する数品用して
いる場合がある。すると、切削加工をするときに粒子径
の異なる粒子の全体に適合した加工条件を設定するのは
困難となり、その結果、特に粗大な粒子の脱落を招いて
しまい、上記のような（イ）ないしくホ）の磁気テープ
接触部品用のアルミニウム合金に要求されろ性質を満足
できない。しかし、上記のように共晶Ｓｉ並びに金属間
化合物からなる第二相粒子の粒子径の分布を厳密に管理
することにより上記性質を満足させることが可能となる
。これをさらに具体的に言えば、基本的添加元素として
Ｓｉを２０〜１２．５％（重量％、以下同様）、銅を１
．０〜６．５％、Ｍｇを０．１〜！、８％を含み、残部
がＡ［及びその他の不純物からなるアルミニウム合金に
おいて、Ａρ−Ｓｉ共品組織中のＳｉ及び金属間化合物
よりなる晶出物（第二相粒子）の粒子径を、平均値か２
．０μｍ以下、粒子径が３．５μｍを越える粒子の数が
全第二相粒子のうち１０％以下となるように設定するこ
とにより上記課題を解決するようにしたらのである。

ここで言う粒子径とは、後述するように、素材のある切
断面に現れた粒子の断面積と同一の面積の円の直径を算
出するという方法によって測定され、規定されるもので
ある。

なお、上記元素以外に、強度及び耐力の改良を目的とず
ろ成分として、Ｆ　ｅ、Ｍ　ｎ、　Ｚ　ｎ、　Ｚ　ｒ、
　ＣｒＮｌを、切削性の改良を目的とするＰｂ、Ｓｎ、
Ｂｉ。

ｓｂを、共晶Ｓｉを微細化ずろ丸めの成分としてＮａ、
Ｓｒを、ｌ基地を構成するα品を微細化！Ｉ−ろ成分と
してＴ　ｉ、Ｂをそれぞれ所定の量添加ずろことが有効
である。

以下、これらの成分の限定理由について説明する。

（１）Ｓｉ Ｓｉはそれ自身が共晶組織の構成相として優れた性質を
何する他、他の合金成分と結合した金属間化合物として
相乗作用を果し、主に合金に耐摩耗性を付与する。なお
、本発明においてはＳｉ含有量は過共晶側にならないよ
うに定められており、このため合金の塑性加工性は極め
て良好なものとなっている。従来の高濃度Ｓｉ含有アル
ミニウム合金は冷間鍛造が可能であっても、製品及び／
又は素材の形状に制限があり、複雑な加工はできなかっ
たが、本発明によると、わずかな取代でＶＴＲ用ドラム
等の磁気テープ接触部品を製作できるようになり、理想
的な冷間鍛造性が発揮される。

また、Ｓｉは金属Ａｌの熱膨張率を低下させ、かつ撥水
性を向上さける元素である。Ｓｌの含有量が２％未満で
は耐摩耗性が不充分であり、Ｓｉの含有量が１２．５％
を越えると塑性加工性、特に冷間鍛造性が極端に低下す
る。

（２）Ｃｕ ＣｕはΔρ合金基地に固溶して合金の強度を高めかつ波
切削性を改良する元素であり、さらに合金に熱処理性を
付与することによってもこれらの性質を改良する。その
含有量が０，５％未満では強度及び波切削性が不充分で
ある他、熱処理性ら顕著ではない。一方、Ｃｕの含有量
が６％を越えると合金塊の鋳造性が劣化し、特に熱間割
れを起こしやすいという障害があり、合金の成形加工時
の塑性加工性ら劣化する。

（３）Ｍｇ Ｍｇは合金基地に固溶するとともに週刊のＳｌ等と結合
してＭｇｙＳｉ等の析出物として合金中に存在する。Ｍ
ｇは合金の機械的強度、特に耐力向上に寄与し、合金に
熱処理性を付与する他、Ｃｕとともに基地中に固溶して
いることによる相乗効果により、合金の波切削性を一層
向」ニさせる。その他ＭｇｔＳｉを生成したことにより
、Ｍｇａ：Ｓｉの相乗効果が現れ、合金の動摩擦係数を
一層低下させることによって磁気テープとのなじみ性が
格段と良好になる。Ｍｇ含有量がＯ１５未満ではこの上
うな効果が少なく、１．８％を越えると合金溶湯の酸化
がＭｇのために促進され、また塑性加工性も劣化するの
で好ましくない。

（４）Ｆｅ、Ｍｎ、Ｚｎ、Ｚｒ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｂ
これらの元素は、いずれも下記含有量範囲において、合
金の基地を強化し、強度及び耐力を向上さ０るとともに
、さらに組織を一層微細化し、特にＡｌ−Ｓｉ共品を積
極的に形成させる効果があり、この結果、切削加工後の
テープ接触面の一層の緻密平滑化かもたらされ、テープ
との動摩擦係数、なじみ性の向上に貢献する。

その含有量は、Ｆｅ：０．１〜１．２％、Ｍｎ：０゜１
〜１．２％、Ｚｎ：０．１〜１．２％、Ｃｒ：Ｏ−１゜
２％、Ｚｒ：０．０１〜０．３％、Ｎｉ：０．１〜２．
５％か適当である。これらの元素はその下限値未満では
上記の効果がなく、上限値を越えると加工性（切削性及
び塑性加工性）か有害な影響を受ける。

Ｔ　ｉ、Ｂは、特に鋳塊での結晶粒を微細化して第二相
晶出物あるいは低融点金属を均一分散させ、かつ表面仕
上がり性を改善する効果があり、含有量がＴｉで０．３
％及びＢで０．１％をそれぞれ越えると、Ａｌとの間に
巨大な金属間化合物を晶出して、鍛造性、表面仕上がり
性を害する。一方、Ｔｉで０．００５％及びＢで０．０
００３％をそれぞれ下回ると、微細化効果が現れない。

従って、Ｔｉ量は０．００５〜０４３％、及びＢ量は０
．０００３〜０．１％の範囲とする。

（５）Ｐｂ、Ｂｉ、Ｓｎ これらの元素は低融点軟質金属であり、かつＡｔ’中へ
の固溶量が少なく、単独又は化合物として存在し、それ
によって合金の被切削性を著しく改善する。被切削性の
向上とは、切削抵抗の減少、切粉の分断微細化と切削仕
上面の精度向上を意味し、単独より、２Ｍ以上の方がよ
り効果的である。

これらの元素の少なくとも１種を０．１〜２．０％含ま
せることにより上記の効果を得ることができる。これら
の元素は総量で０．１％未満では上記特性に対して効果
がなく、２．０％以上では塑性加工性及び靭性が極端に
低下するため得策ではない。

（６）Ｎ　ａ、Ｓ　ｒ、　Ｓ　ｂ これらの元素は、鋳造組織の共晶Ｓｉを微細化するいわ
ゆる改良処理剤であり、いずれか１種の添加が有効であ
る。その含有量は０．００１％未満では効果がなく、０
．２％以上では効果が飽和して添加の意味がない。

次に、上記のような組成からなる合金の性質に及ぼす金
属組織の影響について、製造過程との関連で説明する。

鍛造等の塑性加工により、本発明の合金部品を製造する
基本的な製造過程は、アルミニウムに各種成分を添加し
て合金を溶製し、これを鋳造して鋳塊とした後、均質化
熱処理を行い、次いで焼鈍処理を行って焼鈍材（０材）
を製造する。そして、必要であれば、基地金属及び共晶
Ｓｉの結晶粒をさらに微細化させるために押出しなどの
塑性加工を行う。このような素材を冷間又は温間で鍛造
成形し、所定の強度及び硬度を得るための溶体化処理及
び人工時効（Ｔ６）処理を行った後、切削成形をして製
品とする工程となる。

これらの過程で金属組織に与える影響の大きい点が以下
の通りである。

■鋳塊の６品の大きさは熱処理感受性に大きく影響し、
２次技の平均太さが１０μｍを越え、その１０５以上が
２０μｍを越えると、低温側での均質化処理が不充分と
なり、α品内の溶質の濃度差、粗大に晶出した溶質元素
が不均質に残る。従って、その後の０材段階で充分な焼
鈍軟化状態にならず、変形能が悪くなって冷間鍛造時に
割れが生じやすくなるだけでなく、Ｔ６処理工程での焼
入れが甘くなり、その後の焼戻し処理で充分な機械的強
度が得られないなどの問題を残す。

■熱処理前の鋳塊の共晶Ｓｉは、鋳造時における凝固速
度が遅いとＡａとの層状のラメラ−組織又は不安定な粒
子状となっている。熱処理工程でこの共晶組織に熱が加
わると、共晶Ｓｉは互いに融合していくつかのまとまっ
た共晶Ｓｉとなるが、この時、熱処理前の共晶Ｓｉ粒子
の粒子径分布が一定の範囲を越えていると熱処理後にお
いて目的とする粒子径分布を得ることができない。

上記のように鋳塊においてα品を微細化し、二次技間隔
を狭め、かつ共晶Ｓｉをも微細化するためには、溶製し
たＡ４合金を！５℃／ｓｅｃ以上の急激な冷却速度によ
って連続鋳造する鋳造方法が最適であり、その代表的な
技術として特公昭５４４２８４７号に開示されているい
わゆるホットトップ鋳造法が挙げられる。このような鋳
造方法を行うことにより、上述した押出し加工などの工
程を省くことができることは言うまでもない。

■鋳塊における粒子径が所定の分布範囲にあっても、０
材を製造する際の熱処理温度や、Ｔ６６処理の溶体化温
度によって、共晶Ｓｉが更に凝集する状況に差ができ、
これらを一定の温度以上に加熱すれば、共晶Ｓｉが更に
粗大化する。そして、粗大化した共晶Ｓｉは、粒子径が
３．５μｍを越えると急激に脱落しやすくなり、特に粒
子径が３゜５μｍを越えるものの割合が１０％を超え、
かつ平均粒子径が２μｍを超えるときには磁気テープ接
触部品用ドラム素材として要求される種々の性質を具備
させることができない。

このような粗大化を防止するためには、鋳造後の均質化
処理及び塑性加工後のＴ６処理の温度を４９０℃未満に
押さえることにより達成されることが分かった。

［実施例コ 以下、ＶＴＲ用シリンダを対象として、本発明の実施例
及び比較のために行った実験例をらとに、本発明を詳述
する。

第１表（次頁）のサンプルＮ０１１〜ＩＯは本発明の実
施例であり１．ｌをベースとして、基本成分としてはＳ
ｉを２．８〜１１．５％、Ｃｕを１．０〜４．５％、Ｍ
ｇを０．５〜１．５％それぞれ添加した。

その他の成分を第１グループとして、素材の強度及び耐
力を向上させる元素、すなわち、Ｆｅ。

Ｍｎ、Ｚｎ、Ｚｒ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｔ　ｉ、Ｂ、第２グル
ープとして、切削性を向上さける元素、すなわちＰｂ、
Ｂｉ。

Ｓｎ、第３グループとして、鋳造組織の共晶Ｓｉを微細
化する改良処理剤であるＮａ、Ｓｒ、Ｓｂを適宜加えて
溶製した。そして、気体加圧式ホットトップ鋳造法を適
用して冷却速度２５°Ｃ／ｓｅｃにて円柱棒（６７ｍｍ
φ）に連続的に鋳造し、鋳塊を得た。

第１表のサンプルＮｏ、１１〜１７は比較例であり、成
分組成はいずれも本発明の範囲に含まれるものである。

これを溶製後、Ｎｏ、１１は気体加圧式ホットトップ鋳
造法で２５℃／ｓｅｃの冷却速度で６７ｍ５＋φに鋳造
し、Ｎｏ、１２〜１７は通常の連続鋳造方法により冷却
速度６℃／ｓｅｃの速さで２００ｍｍφのビレットを連
続的に鋳造し、それぞれ鋳塊を得た。

サンプルＮｏ、６とＮｏ、１４について代表的な顕微鏡
組織写真を第１図及び第２図に、６品の二次枝の太さの
分布を第３図に示す。また、鋳塊のミクロ組織を１６０
０倍に拡大した顕微鏡写真を第４図及び第５図に示す。

この図をもとに測定した共晶Ｓｉの大きさの分布を第６
図に示す。実施例のサンプルＮｏ、１〜１０の鋳塊の金
属組織は、６品の二次技の太さの平均が１０μｍ以下で
あり、鋳塊の共晶Ｓｉの大きさは平均で１．Ｏμ−以下
、その９０％が１．５μ四以下であった。一方、比較例
はサンプルＮｏ、１１は実施例と同様に微細であったが
、サンプルＮｏ、１２〜１７の鋳塊においては、６品の
二次枝の太さは２０〜３０μｍであり、さらに鋳塊の共
晶Ｓｉの大きさは平均で２．８〜４゜０μ鋤、その大き
さの分布においては１０％以上が１．５μｍを越えてい
た。

これらの鋳塊は、第２表（次頁）に示すＡないしＩの工
程を経たものである。実施例のサンプルＮｏ、１＝ＩＯ
は、均質化処理及びＴ６処理の溶体化処理を４８０℃以
下で行っており、押出工程を通さずに細径連続鋳造棒を
使用している。一方、比較例のサンプルＮｏ、１２〜１
６は押出し加工して２００ｍｍφから６７ＩＩＩφの細
径棒とし、サンプルＮｏ、ＩＩは押出工程を経ずに、ま
た、Ｎｏ、Ｉ７は２００ｍｍφのビレットから直径６７
ａｍφの細径棒を直接切削加工して作成し、いずれも均
質化処理又はＴ６処理の少なくとも一方において５０５
℃以上の温度で熱処理を行っている。

焼鈍（０材）処理後、（イ）硬度測定用試験片、（ロ）
冷間鍛造性評価用据込テスト試験片をそれぞれ切り出し
、サンプル加工した。

又、（ル）テープ走行性、（ヌ）真円度、（ヂ）表面粗
さなとの切削性の評価のための試験片は、ＯＩｔ処理後
の鋳造材を第７図に示すＶＴＲドラムの形状に冷間鍛造
成形し、さらに切削成形した。その後、各工程でＴ　６
処理を行った後、それぞれの試験に供した。ＶＴＲドラ
ム形状の試験片は、Ｔ６処理１ｌｒｉの寸法諸元が、Ｄ
＝６３ｍｍ、　ｄ＝４０．５ｍｍ、１【１＝　Ｉ　６ｎ
＋ｍ、　Ｈ！−８ｍｍであり、Ｔ６処理後さらにダイヤ
モンドバイトにより仕上げ切削して全面を鏡面状態とし
た。

さらにＴ６処理後、（ハ）硬度測定、（ニ）、（ポ）引
張試験（ＪＩＳ４号）、及びミクロ組織観察用に試験片
を加工した。

各試験法の概要は次のとおりである。

（イ）、（ハ）硬度（０材、Ｉ６材） ０材はロックウェル硬度計のＢスケールで、またＴ　６
材はブリネル硬度計にて荷重５００ｋｇで測定した。

（ニ）、（ホ）引張試験 インストロン試験機にて、引張速度５　ｍｍ／ｍｉｒ＋
ニて実施した。

（チ）表面粗さ 表面粗さ計によりダイヤモンド切削加工工具面の事Ｈさ
を測定した。

（ル）テープ走行性 １５００時間ＶＴ［’（用磁気テープを走行させた後、
再生画像の安定性をＶ　Ｔ　Ｒにより試験した。

（ヌ）真円度 冷間鍛造、Ｔ　６熱処理、切削仕上げ加工後に仕上げ面
外周を三次元測定機により真円度を測定した。

（ロ）冷間鍛造性 第８図（ａ）に示すウェッジ試験片＋（Ｌ−１５０＋ｎ
ｎ＋、　ｔｏ＝　Ｉ　５ｍｍ、　ｔ＋−＝　３ｍｍ、　
Ｗ＝　２０ｍｍ）を第８図（ｂ）の如く金敷２上に置き
、０　、５　ｔｏｎハンマー３により厚さｔ。をｔ。”
に鍛伸し、鍛伸後の試験片４の割れにより限界加工率を
次式により算出した。

限界加工率−（ｔｏ　　ｔｏ’）／ｌｏＸ　Ｉ　００（
す）共晶Ｓｉの脱落の宜無 天然ダイヤモンドの切削工具で、切削速度２００　ｍ／
ｍｉｎ、切込み０．０５ｍｍの条件で切削し、その而を
走査型電子顕微鏡観察することにより、共晶Ｓｉの脱落
の有無並びに切削表面の状態を確認した。その例をサン
プルＮｏ、６とＮｏ、Ｉ４について第９図及び第１０図
に示す。

（へ）、（ト）共晶Ｓｉの粒径測定 連鋳材の共晶Ｓｉは顕微鏡観察用に供試材を研摩した後
、走査型電子顕微鏡によって５０００倍の写真撮影を行
い、その写真を画像解析処理装置にかけ、粒子の切断面
積に相当する円の直径で粒子径を表すＨｅｙｗｏｏｄ径
（円相当径）で粒径分布、平均粒子径を求めた。１゛６
処理後の共晶Ｓｉを主とする第二相粒子は、１６００倍
の顕微鏡組織を直接画像解析することにより、同じ考え
かたに基づいた粒子径の分布と平均粒子径を求めた。使
用した画像解析装置はニレコ社製ルーゼックス５０００
である。このようにして得た顕＠鏡写真をサンプルＮｏ
、６とＮｏ、Ｉ４について第１１図及び第１２図に、ま
た、粒径分布の結果を第１３図に示す。

これらの試験の結果を第３表にまとめて示す。

なお、粒径分布については、細径から起算した累積度数
分布とし、度数が９０％を越える粒径を算出して示した
。

以下、第３表及び第９図ないし第１３図をもとに、実施
例と比較例の差異を検証する。

第９図及び第１θ図はそれぞれ実施例（サンプルＮｏ、
６）と比較例（サンプルＮｏ、Ｉ４）の切削加工後の金
属表面組織を示しているが、両図において、切削方向は
いずれも上方から下方へ向かっている。第９図において
暗色は共晶Ｓｉ粒子であり、白色はＡｌ−Ｃｕ系金属間
化合物粒子である。第１Ｏ図において黒色は切削刃によ
る共晶Ｓｉの破砕、脱落によって生じた空洞であり、そ
の上下の暗色は共晶Ｓｉ粒子の残部である。粒子の一部
が切削方向に向かって引き伸ばされたような形状の暗色
部分は、切削刃により破砕された共晶Ｓｉによる引っ掻
き疵である。また、同図において白色粒子はＡ（２−Ｃ
ｕ系金属間化合物粒子である。これらの図から、本願の
実施例においては、比較例のような第二相粒子の破砕や
脱落がほとんど見られないのが分かる。

第１３図によれば、サンプルＮｏ、６（実施例）の共晶
Ｓｉ粒径分布は細径側に分布が偏っており、分布の山が
シャープに突出しているのに対し、サンプルＮｏ、１４
（比較例）の方は粒径が細径から大径まで全体的に分布
しており、分布の山６低い。

実施例においてはいずれも粒径分布において全数のうち
９０％以上のものが１．８μｍ以下の乙ので占められて
いるのに対し、比較例においては、累積粒径分布におい
て割合が９０％を越える粒径は冷却速度を高くした気体
加圧式ホットトップ鋳造法を用いたサンプルＮ０．１１
において４．３μｍであり、通常の冷却速度の連続鋳造
法を用いたものにおいてはいずれも５．２μｍ以上であ
る。また、実施例では粒径の平均値が１．３μｍ以下で
あるのに対し、比較例では２．８μｍ以上である。すな
わち、鋳造における冷却速度及び熱処理温度の高低によ
り共晶Ｓｉの粒径分布及び平均値に明確に差ができてい
ることが分かる。

実施例と比較例では、（イ）、（ハ）の硬度試験、（ロ
）冷間鍛造性試験及び（ニ）、（ホ〉引張試験の結果に
おいては、通常冷却速度において連続鋳造を行った後に
押出し加工を施さなかったサンプルＮｏ、１７が冷間鍛
造性と伸びが悪いことを除いて特筆すべき差異はない。

しかし、切削加工を行った後の（チ）表面粗さ、（す）
共晶Ｓｉの脱落の有無、（ヌ）真円度など、全般に機械
加工性を表す指標となる試験結果、及びＶＴＲ等に実際
に用いられる場合の適性の評価の基準となる（ル）テー
プ走行性は実施例の方が圧倒的に良好であることが分か
る。

これは、それぞれの実施例において共晶Ｓｉ及び金属間
化合物を含む第２相粒子の粒径が微細であると同時にば
らつきがなく、３．５μｍを越える大きさのものの割合
が１０％以下に抑えられているから、基地金属自体の微
視的な特性にらばらつきがなく、切削加工が安定して行
なわれる結果、表面粗さ、真円度などのデータが良好と
なる。また、同様の理由から、切削加工において共晶Ｓ
ｉの脱落が防止され、それによって表面の機械的性質も
劣化することなく保持されるから、テープの摺接に伴う
摩耗や摩擦係数の変化も少なく、テープ走行性が確保さ
れているのである。

［発明の効果］ 以上詳述したように、この発明は、添加元素としてＳｉ
を２．０〜１２．５重量％、Ｃｕを１．０〜６．５重量
％、Ｍｇを０．１−１．８重量％を含み、残部がＡｌ及
びその他の不純物からなり、Ａｌ２Ｓｉ共品組織中のＳ
ｉと金属間化合物よりなる晶出物（第二相粒子）の粒径
の平均値が２０μｍ以下であり、粒径分布において粒径
が３，５μｍを越える粒子の数が全第２相粒子のうち１
０％以下てあることを特徴とするものであるので、初晶
Ｓｉの発生を抑制することができ、また八ぐ基地中に散
在する共晶Ｓｉや金属間化合物からなる第二相粒子の径
を細径化し、かつ粒径を一定の粒度分布の範囲に押さえ
ることにより、 （イ）磁気テープに対する耐摩耗性が良好であり、（ロ
）磁気テープとの摩擦係数が小さく、（ハ）機械的性質
が良好で、 （ニ）被切削性が良好で、その仕上面が平滑に保たれ、
さらに仕上加工の際に１．ｌ基地中に分散して存在する
共晶Ｓｉなどの第２相の破砕や脱落による存置な孔欠陥
が生じず、 （ホ）冷間鍛造性などの塑性加工性が優れているような
磁気テープ接触部品用アルミニウム合金を提供すること
ができる。なお、上記元素以外に、強度及び耐力の改良
を目的とする成分として、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｚｎ、Ｚｒ、Ｃ
ｒ、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｂを、切削性の改良を目的とするＰｂ
、Ｂｉ、Ｓｎを、共晶Ｓｉを微細化するための成分とし
てＮａ、Ｓｒ、Ｓｂをそれぞれ所定の量添加することに
より、上記効果を保持しつつ、使用する状況に適合した
性質を有するように設計することが可能である。

【図面の簡単な説明】

第１図はこの発明の一実施例の合金の鋳造状態での金属
組織を示す顕微鏡写真、第２図は比較例の顕微鏡写真、
第３図は鋳造材のα品の２次枝の太さの分布を示すグラ
フ、第４図は第１図を拡大した顕微鏡写真、第５図は第
２図を拡大した顕微鏡写真、第６図は鋳造材の第二相粒
子の粒径分布を示すグラフ、第７図はＶＴＲの磁気テー
プ走行用ドラムを示す図、第８図は鍛造性試験のサンプ
ル及び試験方法を示す図、第９図は実施例の切削加工後
の金属表面組織を示す図、第１Ｏ図は比較例の切削加工
後の金属表面組織を示す図、第１！図は実施例のＴ６処
理後の粒径測定に用いた金属組織を示す顕微鏡写真、第
１２図は比較例のＴ６処理後の粒径測定に用いた金属組
織を示す顕微鏡写真、第１３図は実施例と比較例のＴ６
処理後の粒径分布を示すグラフである。

Claims (5)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量でＳｉ２．０〜１２．５％、Ｃｕ１．０〜６
   ．５％、Ｍｇ０．１〜１．８％を含み、 残部がＡｌ及びその他の不純物からなり、かつ、Ａｌ−
   Ｓｉ共晶組織中のＳｉと金属間化合物よりなる晶出物（
   第二相粒子）の粒子径の平均値が２．０μｍ以下であり
   、粒子径が３．５μｍを越える粒子の数が全第二相粒子
   のうち１０％以下であることを特徴とする磁気テープ接
   触部品用アルミニウム合金。
2. （２）重量でＳｉ２．０〜１２．５％、Ｃｕ１．０〜６
   ．５％、Ｍｇ０．１〜１．８％と、 さらにＦｅ０．１〜１．２％、Ｍｎ０．１〜１．２％、
   Ｚｎ０．１〜２．０％、Ｚｒ０．０１〜０．３％、Ｃｒ
   ０．１〜１．２％、Ｎｉ０．１〜２．５％、Ｔｉ０．０
   ０５〜０．３％、Ｂ０．０００３〜０．１％のうちの１
   種もしくは２種以上を含有し、 残部がＡｌ及びその他の不純物からなり、かつ、Ａｌ−
   Ｓｉ共晶組織中のＳｉと金属間化合物よりなる晶出物（
   第二相粒子）の粒子径の平均値が２．０μｍ以下であり
   、粒子径が３．５μｍを越える粒子の数が全第二相粒子
   のうち１０％以下であることを特徴とする磁気テープ接
   触部品用アルミニウム合金。
3. （３）重量でＳｉ２．０〜１２．５％、Ｃｕ１．０〜６
   ．５％、Ｍｇ０．１〜１．８％と、 さらにＰｂ、Ｂｉ、Ｓｎのうちの１種もしくは２種以上
   を合量で０．１〜２．０％を含有し、 残部がＡｌ及びその他の不純物からなり、かつ、Ａｌ−
   Ｓｉ共晶組織中のＳｉと金属間化合物よりなる晶出物（
   第二相粒子）の粒子径の平均値が２．０μｍ以下であり
   、粒子径が３．５μｍを越える粒子の数が全第二相粒子
   のうち１０％以下であることを特徴とする磁気テープ接
   触部品用アルミニウム合金。
4. （４）重量でＳｉ２．０〜１２．５％、Ｃｕ１．０〜６
   ０５％、Ｍｇ０．１〜１．８％と、 Ｆｅ０．１〜１．２％、Ｍｎ０．１〜１．２％、Ｚｎ０
   ．１〜２．０％、Ｚｒ０．０１〜０．３％、Ｃｒ０．１
   〜１．２％、Ｎｉ０．１〜２．５％、Ｔｉ０．００５〜
   ０．３％、Ｂ０．０００３〜０．１％のうちの１種らし
   くは２種以上と、 さらにＰｂ、Ｂｉ、Ｓｎのうちの１種もしくは２種以上
   を合量で０．１〜２．０％を含有し、 残部がＡｌ及びその他の不純物からなり、かつ、Ａｌ−
   Ｓｉ共晶組織中のＳｉと金属間化合物よりなる晶出物（
   第二相粒子）の粒子径の平均値が２．０μｍ以下であり
   、粒子径が３．５μｍを越える粒子の数が全第二相粒子
   のうち１０％以下であることを特徴とする磁気テープ接
   触部品用アルミニウム合金。
5. （５）Ｎａ、Ｓｒ、Ｓｂのいずれか１種を０．００１〜
   ０．２重量％含有せしめてなる特許請求の範囲第１項な
   いし第４項記載の磁気テープ接触部品用アルミニウム合
   金。