JPH07138688A - アルミニウム合金鍛造部材 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【目的】 ＶＴＲのドラム用に使用される熱処理型アル
ミニウム合金が鋳造後冷間鍛造までの間に時効しないよ
うにして鍛造性を高め、鍛造後の熱処理により十分硬化
するようにし、かつ切削性を良好にする。 【構成】 Ｓｉ：０．１〜３．０％、Ｃｕ：１〜５％、
Ｍｇ：０．３〜２．０％、Ｍｎ：０．１〜１．０％とＮ
ｉ：０．１〜３．０％の１種又は２種、Ｆｅ：０．１〜
１．０％及びＴｉ０．００５〜０．２０％を含有し、Ｆ
ｅ，Ｍｎ及びＮｉの含有量（％）が１≦Ｆｅ（％）＋Ｍ
ｎ（％）＋Ｎｉ（％）≦５の関係式を満足し、かつＭ
ｇ，Ｓｉ，Ｆｅ及びＭｎの含有量（％）が［Ｍｇ（％）
−１．７３｛Ｓｉ（％）−０．５（Ｆｅ（％）＋Ｍｎ
（％））｝］≦０．４を満足し、残部がＡｌ及び不可避
的不純物からなり、ネットワーク状金属間化合物組織を
有するアルミニウム合金鍛造部材。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】この発明は、冷間鍛造アルミニウ
ム合金に関するものであり、さらに詳しく述べるなら
ば、冷間鍛造性にすぐれ、鍛造後の熱処理による硬化が
大きく、切削性にも優れたアルミニウム合金鍛造部材に
関するものである。この発明の合金部材は、磁気テープ
の接触部品である例えばＶＴＲシリンダーすなわちテー
プ案内用固定又は回転ドラム、あるいはＯＡ機器のコネ
クテティングロッドなどの冷間鍛造により製造される部
品に用いられ、冷間鍛造性及び耐摩耗性さらに好ましく
は切削性が優れたアルミニウム合金部材である。

【０００２】

【従来の技術】従来、ＶＴＲのドラムなど磁気テープ接
触部品は鍛造により製造され、またその素材であるアル
ミニウム合金としては２２１８合金（Ｓｉ：０．９％，
Ｃｕ：３．５〜４．５％，Ｍｇ：１．２〜１．８％，Ｆ
ｅ：１％，Ｍｎ：０．２％）が典型的なものであった。
この合金は、磁気テープに対する耐摩耗性、テープ走行
性、機械的強度及び切削性が良好であるのでＶＴＲシリ
ンダーとして適しているとされていた。

【０００３】冷間鍛造用アルミニウム合金としては特公
平２−５６４１６号で提案されている如き非熱処理型合
金、すなわち焼入及び焼戻を行わない合金と、特開平３
−３９４５３号、特開平３−３９４５４号で提案されて
いる熱処理型合金に分けられる。本発明は後者に属する
ものである。冷間鍛造性を改良した熱処理型アルミニウ
ム合金は、特開平３−３９４５４号にて提案されてお
り、その組成は、Ｍｇ：０．３〜１．８％、Ｓｉ：０．
１〜０．９％，Ｃｕ：３〜４．５％を含有するもの、及
び特開平３−３９４４１号にて提案されているように、
さらに，Ｃｒ：０．０２〜０．１８％，Ｚｒ：０．０２
〜０．１８％を含有するものである。前者のアルミニウ
ム合金は、鍛造前にＯ処理を施し、その後の冷却速度を
制御して組織調整を行い、鍛造時の硬度を低くして冷間
鍛造性を向上させ、また時効硬化を利用して耐摩耗性を
付与している。また、後者の合金はＣｒ，Ｚｒを使用し
て結晶の微細化を図り以て鍛造性を改良している。

【０００４】

【発明が解決しようとする課題】前述のように２２１８
合金は優れた性能を示しまた冷間鍛造が可能であるが、
６０６１合金等より硬いために、ＶＴＲシリンダーを多
数個連続鍛造すると金型の寿命が短くなる。さらに、鋳
造された２２１８合金は均熱処理後徐冷、面削、切断、
潤滑剤塗布の処理を順次経た後に鍛造に供されるが、均
熱処理後短時間で鍛造を施さないと常温時効が起こって
冷間鍛造ができなくなるために、通常切断後Ｏ処理を行
って冷間鍛造に供される。

【０００５】しかしながらＯ処理を施された２２１８合
金はＣｕ含有量が高いため、鍛造まで例えば数１０日あ
るいは１カ月以上放置すると時効が起こって冷間加工性
が劣化する。これに対して、本発明は、鋳造材料を均熱
処理後にほとんど常温時効しない状態で鍛造し、かつ強
度や耐摩耗性は従来と同等レベルのアルミニウム合金鍛
造部材を提供することを第一の目的とする。

【０００６】また、前述のように従来遅時効性アルミニ
ウム合金が提案されているが、これらの成分系は基本的
にはＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系であり、Ｃｕ含有量が低くく、
時効性がさほど高くはなく、また基本系に重金属元素で
あるＭｎを強化元素として添加しているが、冷間鍛造性
を確保するためにその上限を０．３％又は０．６％に制
限している。このような組成のアルミニウム合金を冷間
鍛造後切削すると切り粉の処理性が悪く、切削性が優れ
ない。これに対して、本発明は、ほとんど常温時効しな
いために鍛造時には柔らかく、強度や耐摩耗性は従来と
同等レベルであり、かつ特定の晶出物を生成させること
により機械加工時の切削性に優れたアルミニウム合金鍛
造部材を提供することを第二の目的とする。

【０００７】一般に、アルミニウム合金では晶出物を特
定のものとして切り粉を分断させると、工具の寿命が短
くなることがあると言われる。よって本発明は、第二の
目的を達成するとともに切削工具に構成刃先を生ぜず切
削工具の寿命を長く保つことができるアルミニウム合金
鍛造部材を提供することを第三の目的とする。

【０００８】

【課題を解決するための手段】本発明の目的を達成する
冷間鍛造アルミニウム合金部材は、重量百分率で、Ｓ
ｉ：０．１〜３．０％、Ｃｕ：１〜５％、Ｍｇ：０．３
〜２．０％、Ｍｎ：０．１〜１．０％とＮｉ：０．１〜
３．０％のうち１種又は２種、Ｆｅ：０．１〜１．０％
及びＴｉ０．００５〜０．２０％を含有し、Ｆｅ，Ｍｎ
及びＮｉの含有量（％）が１≦Ｆｅ（％）＋Ｍｎ（％）
＋Ｎｉ（％）の関係式を満足し、かつＭｇ，Ｓｉ，Ｆｅ
及びＭｎの含有量（％）が［Ｍｇ（％）−１．７３｛Ｓ
ｉ（％）−０．５（Ｆｅ（％）＋Ｍｎ（％））｝］≦
０．４を満足し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からな
り、Ｆｅ，Ｍｎ，Ｎｉ等を多量に添加しネットワーク状
金属間化合物晶出物を含むものを基本とする。本発明の
合金部材は、冷間鍛造性と切削性が優れ、鍛造後の熱処
理による硬化が大きいことを特徴とする。

【０００９】

【作用】以下本発明における合金組成の限定理由を説明
する。ＳｉはＭｇとともにＭｇ2 Ｓｉとして時効析出し
合金強度を高めかつ耐摩耗性を向上する。Ｓｉの含有量
が０．１％未満ではこれらの効果がなく、３％を超える
と時効析出硬化は飽和しまた切削時バイト摩耗を促進し
てその寿命を縮める。したがってＳｉの含有量は０．１
〜３％の範囲内とする必要がある。

【００１０】Ｃｕは、Ａｌ，ＭｇとともにＡｌ−Ｃｕ−
Ｍｇ系金属間化合物として析出し、合金強度を高める。
Ｃｕの含有量が１％未満では時効硬化の効果が発揮され
ず、５％を超えると時効硬化が飽和しまた耐食性が悪化
するようになる。したがって、Ｃｕの含有量は１〜５％
の範囲内とする必要がある。

【００１１】Ｍｇは，Ｓｉとともに時効によりＭｇ2 Ｓ
ｉとして析出し、さらにＣｕ−ＡｌとともにＡｌ−Ｃｕ
−Ｍｇ系金属間化合物として析出し、合金強度を高め
る。Ｍｇの含有量が０．３％未満では時効硬化の効果が
発揮されない。一方Ｍｇが２．０％を超えるとＭｇ2 Ｓ
ｉは完全に固溶せず、粗大な化合物相として合金中に存
在し、冷間鍛造部材を切削する時にバイトに接触して容
易に破壊され、表面欠陥となる。したがって、Ｍｇの含
有量は０．３〜２．０％の範囲内とする必要がある。

【００１２】Ｍｎは熱処理過程で再結晶の核として働
き、結晶粒の微細化をもたらす。また、ＭｎとＦｅ，Ｓ
ｉとの共存下で生じる晶出化合物が本発明において重要
である。通常の鋳造においてデンドライト間にネットワ
ーク状に晶出する化合物の存在により、切削加工時の切
り粉の処理性が良くなる。さらに数μｍ程度の微細な晶
出物が多く存在することにより、バイトのクリーニング
効果が期待でき、構成刃先の形成を抑えられる。さら
に、Ｔ６処理時の再結晶粒の微細化、耐摩耗性の向上も
期待できる。Ｍｎを単独使用する場合、その添加量は
０．１％以下ではその効果も少なく、逆に１％を超える
と巨大晶出物が発生する可能性があり、Ｍｎ単独使用す
る場合その添加量では切削加工表面の欠陥となる。

【００１３】ＮｉはＡｌ中への固溶量が少なく、Ｃｕ，
Ｆｅとの共存下で生じる晶出物は耐摩耗性の向上に寄与
する。Ｍｎと同様デンドライト間にネットワーク状に晶
出するＮｉの化合物は切削性の向上に寄与する。Ｎｉ添
加量は０．１％未満では耐摩耗性への寄与が認められ
ず、またネットワークも晶出しないので切削性も改善さ
れない。Ｎｉ量が３．０％を超えるとネットワーク組織
は認められるが、耐食性が著しく悪くなる。よってＮｉ
添加量は単独使用の場合は０．１〜３．０％が適当であ
る。

【００１４】ＦｅはＭｎ，Ｎｉと同様Ｓｉ，Ｍｇの共存
下で金属間化合物として晶出し、耐摩耗性の向上に寄与
する。ＦｅはＡｌ地金から０．８％を上限として、不可
避的不純物として混入してくるが、耐摩耗性、切削性の
観点から不純物を加味して０．１〜１．０％の範囲にと
どめるべきである。１．０％を超えると鋳造の際に割れ
の原因となる。

【００１５】以上説明したとおり、Ｆｅ，Ｍｎ，Ｎｉは
Ｓｉ，Ｍｇの共存下で金属間化合物として晶出し、耐摩
耗性の向上や切削性の向上に寄与する。これらのうち、
ＦｅはＡｌ地金から必ず入ってくるが、その他にＭｎ又
はＮｉの内少なくとも１種を使用して鋳造性や鍛造性を
損なうことなく切削性を改善することができる。Ｆｅ，
Ｍｎ，Ｎｉを含む微細な金属間化合物のネットワーク組
織を得るには（Ｆｅ＋Ｍｎ＋Ｎｉ）の合量を１％以上に
する必要がある。切削性を重視する場合はＭｎのみを使
用し、好ましくはＭｎ：０．７〜１．０％を使用するの
が好ましい。耐摩耗性を重視する場合はＭｎよりもむし
ろＮｉを使用するのが良い。耐摩耗性と切削性をバラン
ス良く具備させるにはＭｎとＮｉの双方を共用するのが
よい。

【００１６】耐摩耗性や切削性向上に寄与するＦｅ，Ｍ
ｎ，Ｎｉを含む金属間化合物はＳｉ，Ｍｎとの共存下で
晶出する。Ｍｇ及びＳｉはインゴットの均熱・徐冷中に
最も結合し易く、結合してＭｇ2Ｓｉ化合物相となる。
その量比はＭｇ：Ｓｉ＝１．７３：１であるので、下記
（１）式は均熱・徐冷中に結合しない残存Ｍｇ量を表
す。 残存Ｍｇ量＝Ｍｇ（％）−１．７３×有効Ｓｉ（％） ・・・・・（１） ここで、Ｆｅ，Ｍｎを含む場合有効Ｓｉ（％）とは、Ｆ
ｅ，Ｍｎが晶出する時もしくは均熱時にこれらの化合物
生成に消費されるＳｉ量を差し引いたものであり、
（２）式で計算される。 有効Ｓｉ（％）＝Ｓｉ（％）−０．５｛（Ｆｅ（％）＋Ｍｎ（％）｝ ・・・・・（２） Ｎｉのみを添加した場合はＮｉ量は（２）式の計算には
影響せずＦｅ量のみを考慮すればよい。

【００１７】（１）式で表される量関係にあるＭｇとＳ
ｉ量は均熱・徐冷中に結合するために、鋳造後冷間鍛造
までの時効硬化には関係しないと考えてよい。これに対
して、残存Ｍｇ量で表されるＭｇは鋳造後冷間鍛造まで
に常温でＣｕと結合してＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系Ｇ．Ｐ．ゾ
ーンを形成して硬化する。すなわち、残存Ｍｇ量＞０は
Ｇ．Ｐ．ゾーン形成の駆動力に相当する。残存Ｍｇ量＞
０であるＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金でＡｌ−Ｃｕ−
Ｍｇの析出を終了させるためには無限長の徐冷時間が必
要であり、通常１０℃／ｈ程度の冷却速度で行われる冷
却ではＣｕ，Ｍｇの固溶量が下がり切らない、すなわち
析出が遅れる。残存Ｍｇ量が０．４％を超えると、Ｇ．
Ｐ．ゾーンが容易に形成されるために、冷間鍛造の前に
硬化が起こり易い。これに対して残存Ｍｇ量を０．４％
以下とすることによりＧ．Ｐ．ゾーンが形成されても硬
化の程度は小さく、冷間鍛造までに軟質状態を保つこと
ができる。本発明による有効Ｓｉ含有量とＭｇ含有量と
の関係を図１に示す。

【００１８】ＭｎとＮｉの何れか一方又は両方とＦｅ
を，Ｍｇ及びＳｉとともに合金中に含有させることによ
り晶出化合物が生成する。これらの晶出化合物は冷間鍛
造後も存在し、耐摩耗性を向上させまた結晶粒子を微細
に保つことにより強度を向上させる。これらの元素は下
限０．１％未満、Ｎｉを含めた合計量で１％未満ではネ
ットワーク状に晶出しないためにこれらの効果がなく、
一方Ｆｅ，Ｍｎが１．０％を超えると晶出物が粗大化し
て、合金が脆くなる。

【００１９】ＭｎとＮｉの何れか一方又は両方とＦｅ
が，Ｍｇ及びＳｉとともに合金中に含有されることによ
り生成する晶出化合物は、α- Ａｌのデンドライトの間
特にデンドライト境界に晶出してネットワーク状形態を
呈する。すなわち合金断面視で表れる晶出物のうち近接
するものを順次つないだ曲線が網目状になる。またこれ
ら晶出化合物は均熱処理によってもほとんど固溶せず、
鋳造時の形態を維持し、また押出しなどの方向性が強い
加工を経なければ冷間鍛造後の素材にも残存している。
このようなネットワーク状晶出化合物の存在により切削
加工時切り粉が被加工材から離れ易くなり、また切り粉
どうしも分断され切削性が向上する。ネットワーク状晶
出物は上述のようにＦｅ，Ｍｎ及びＮｉ含有量を限定す
ることにより通常の鋳造条件で生成されるが、好ましく
は冷却速度が早い連続鋳造を行うことによりネットワー
ク構造が顕著になる。

【００２０】Ｔｉは、微量の添加により鋳造組織を粒状
・微細化して冷間鍛造性を高める。Ｔｉの含有量が０．
００５％未満であるとその効果が得られず、また０．２
％を超えると初晶ＴｉＡｌ3 が晶出して切削表面欠陥と
なる。したがって、Ｔｉの含有量は０．００５〜０．２
％の範囲内とする必要がある。

【００２１】本発明は上記組成を基本成分とするが、こ
れに０．０００１〜０．０５％のＢを添加してもよい。
Ｂは、微量の添加により鋳造組織を粒状・微細化して冷
間鍛造性を高める。Ｂの添加量が１ｐｐｍ未満ではその
効果がなく、５００ｐｐｍを超えるとＴｉＢ2 の粗大粒
子が混入して切削加工表面の欠陥となる。したがって、
Ｂの添加量は１〜５００ｐｐｍである必要がある。

【００２２】上記成分以外は本発明においては不純物元
素であり、その中にはＣｒ，Ｚｒ，Ｓｎ，Ｐｂ，Ｂｉの
ように本発明の合金成分の効果を実質的に劣化させるこ
となく公知の作用を発揮するものも含まれる。すなわ
ち、０．３％以下のＣｒ，Ｚｒは耐摩耗性の向上と再結
晶粒の微細化にある程度有効であり、初晶化合物を生成
しない。２％未満のＰｂ，Ｓｎ，Ｂｉ切削時の切り粉の
分断性を若干向上させる。

【００２３】

【作用】本発明は、Ｆｅ，Ｍｎ，Ｎｉを含む金属間化合
物のネットワークを利用して切削性を改善するものであ
る。ＭｎとＮｉの何れか一方又は両方とＦｅを含む上記
のネットワーク晶出物とは別にかつこれより平均寸法で
微細に多数存在させることにより、微細晶出化合物がバ
イトをクリーニングして構成刃先の形成を抑える効果が
期待できる。さらに、これら微細晶出化合物がＴ6 処理
時に形成される再結晶組織を微細化する効果及び製品の
耐摩耗性向上効果も期待することができる。これらの微
細化合物はインゴットを均熱処理することに鋳造時に晶
出する化合物より平均寸法で小さく形成することができ
る。微細化合物の寸法は典型的には数μｍ〜サブμｍで
ある。以下、実施例により本発明を説明する。

【００２４】

【実施例】表１に組成を示す合金を溶製し、直径６７ｍ
ｍのインゴットに連続鋳造したもの及び直径８インチの
ビレットに鋳造して直径６２．５ｍｍの丸棒に熱間押出
したものを素材とし、厚さ９．５ｍｍに切断し、切断素
材をＯ処理し後ＶＴＲドラム用に冷間鍛造し、Ｔ6 処理
を施した後目標仕上粗さ（Ｒa ＝０．５μｍ以下）の表
面に切削してＶＴＲドラムを得た。詳細な工程を図２に
示す。

【００２５】

【表１】 試験に供した合金組成（重量％） No. Si Cu Mg Fe Ni Mn Ti B 残存Mg 備考 1 0.4 3.6 0.6 0.2 1.7 − 0.01 0.0005 0.1 発明例 2 1.0 3.6 1.3 0.2 1.7 − 0.01 − 0 発明例 3 1.0 3.6 0.6 0.4 − 0.8 0.01 0.0005 0 発明例 4 1.0 3.6 0.6 0.4 1.0 0.8 0.01 0.0005 0.1 発明例 5 0.5 3.6 1.3 0.2 1.7 − 0.01 0.0005 0.6 比較例 6 0.4 3.6 0.6 0.2 1.7 − − − 0.1 比較例 7 0.4 3.6 0.2 0.2 1.7 − 0.01 0.0005 0.1 比較例 8 0.4 0.4 0.6 0.2 1.7 − 0.01 0.0005 0.1 比較例 9 0.4 3.6 2.5 0.2 1.7 − 0.01 0.0005 2.0 比較例 10 5.0 3.6 0.6 0.2 1.7 − 0.01 0.0005 0 比較例 11 0.4 3.6 0.6 0.4 − 0.8 0.01 0.0005 0.6 比較例 12 0.4 3.6 0.6 0.2 − − 0.01 0.0005 0.1 比較例

【００２６】表１において、Ｎｏ．５は２２１８合金で
あり、残存Ｍｇ量が多く本発明の範囲外のものである。
Ｎｏ．６はＴｉ，Ｂがなく、鋳造組織が柱状組織であっ
た。Ｎｏ．７はＭｇ含有量が少なく、Ｎｏ．８はＣｕ含
有量が少ない。Ｎｏ．９はＭｇ含有量が多いために粗大
Ｍｇ2 Ｓｉが発生した。Ｎｏ．１０はＳｉ含有量が多
い。Ｎｏ．１１は残存Ｍｇが本発明の範囲外である。Ｎ
ｏ．１２はＭｎ，Ｎｉが含有されていない。表２に試験
に供した試料が連続鋳造か押出かの区分及び性能の評価
を示す。

【００２７】

【表２】 製法 net 硬度（Ｈｆ） 鍛造 T6硬度 切削性 表面 備考 No. 区分 work Ｏ処理後 １月後 性 HRB 欠陥 1A 連鋳 ○ ２８ ３２ ○ ７５ ○ ○ 発明例 1B 押出 × ２８ ２８ ○ ７０ × ○ 比較例 2 連鋳 ○ ３５ ３５ ○ ７５ ○ ○ 発明例 3 連鋳 ○ ３５ ３７ ○ ７０ ○ ○ 発明例 4 連鋳 ○ ３７ ３７ ○ ７０ ○ ○ 比較例 5 連鋳 ○ ５０ ６５ × ７０ ○ ○ 比較例 6 連鋳 ○ ３０ ３２ △ ７５ ○ ○ 比較例 7 連鋳 ○ ２８ ２８ ○ ６０ × × 比較例 8 連鋳 ○ ２８ ２８ ○ ６５ × × 比較例 9 連鋳 ○ ５５ ７０ × ７０ ○ × 比較例 10 連鋳 ○ ４０ ４０ ○ ７５ × ○ 比較例 11 連鋳 ○ ３５ ５０ △ ７０ ○ ○ 比較例 12 連鋳 △ ３０ ３２ ○ ７５ × × 比較例

【００２８】ネットワーク組織が存在する（○）、不存
在である（×）、あるいは明瞭でない（△）のいずれか
の状態はＴ6 処理後の観察により確定した。２２１８合
金に相当するＮｏ．５およびＮｏ．９はＯ処理後の硬度
が高すぎるために、ＶＴＲドラムとして所定の寸法、形
状が得られなかった。Ｎｏ．６は冷間鍛造による成形は
可能であったが、割れが起こった。Ｎｏ．１１は冷間鍛
造による成形は可能であったが、金型寿命が短かった。
Ｎｏ．１Ｂは冷間鍛造性は良好であったが切り粉の処理
性が不良であった。Ｎｏ．７，８はＣｕ，Ｍｇの量が少
ないためにＴ6 処理の強度が低くくまた構成刃先が形成
されバイトの寿命が短くなった。さらに構成刃先により
切削表面に筋が発生し、表面性状が不良であった。Ｎ
ｏ．１０はＳｉ量が多く、切削時のバイト摩耗が大きく
バイト寿命が短かった。Ｎｏ．１２は晶出物の源である
Ｆｅ，Ｎｉ，Ｍｎの合計量が少ないためにネットワーク
構造が顕著でなく切り粉の処理性が不良であり、晶出物
が少ないためにクリーニング効果が得られず構成刃先が
形成されバイトの寿命が短くなり、切削表面に筋が発生
した。Ｎｏ．１Ａ，２，３，４は本発明の実施例であ
り、すべての性能が良好であった。

【００２９】図３及び４はそれぞれＮｏ．１Ｂ（押出状
態）及びＮｏ．１Ａ（鍛造状態）の顕微鏡組織を示す
（倍率１５０倍）。図３では、晶出物は押出方向に配列
されている。このような組織の晶出物は切り粉の処理性
を改善する効果をもたない。図４では、ネットワーク状
晶出物が見られる。

【００３０】

【発明の効果】以上説明したように本発明によると、冷
間鍛造前の室温長期放置においても時効による硬度上昇
が全くないか、あるいはあっても極めて少ない。このた
めに本発明のアルミニウム合金は柔らかい状態で冷間鍛
造することができ、鍛造の効率が良く、成形形状が自在
でありかつ金型寿命も長い。さらに、冷間鍛造後Ｔ6 処
理をすることによりＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系金属間化合物及
びＭｇ2 Ｓｉ系金属間化合物を析出させ、強度を従来の
合金と同等にあるいは同等以上に高めることができる。
加えてＦｅ，Ｍｎ，Ｎｉなどの晶出物をネットワーク状
に保つことによっても強度を高め、耐摩耗性を高めると
ともに、切削性を改良することができる。

【００３１】さらに、本発明によると、切り粉の処理性
が良好になるので、ＶＴＲ等の部品の切削能率を高める
ともに表面の仕上げ粗さを小さくし、画像の再生・録画
性能の向上が期待される。また、ＶＴＲ等の部品の表面
欠陥が少なくなるので、部品の仕上面が極めて平滑にな
り、この結果画像の再生・録画性能の一層の向上が期待
される。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明における有効Ｓｉ含有量とＭｇ含有量の
範囲を示すグラフである。

【図２】本発明において試験に供した材料の加工及び処
理工程を示すフローチャートである。

【図３】比較例にかかるアルミニウム合金の実施例の金
属組織を示す写真である（倍率１５０倍）。

【図４】本発明にかかるアルミニウム合金の金属組織を
示す写真である（倍率１５０倍）。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量百分率で、Ｓｉ：０．１〜３．０
   ％、Ｃｕ：１〜５％、Ｍｇ：０．３〜２．０％、Ｍｎ：
   ０．１〜１．０％とＮｉ：０．１〜３．０％のうち１種
   又は２種、Ｆｅ：０．１〜１．０％及びＴｉ：０．００
   ５〜０．２０％を含有し、Ｆｅ，Ｍｎ及びＮｉの含有量
   （％）が１≦Ｆｅ（％）＋Ｍｎ（％）＋Ｎｉ（％）の関
   係式を満足し、かつＭｇ，Ｓｉ，Ｆｅ及びＭｎの含有量
   （％）が［Ｍｇ（％）−１．７３｛Ｓｉ（％）−０．５
   （Ｆｅ（％）＋Ｍｎ（％））｝］≦０．４の関係式を満
   足し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなり、ネット
   ワーク状金属間化合物晶出物を含むことを特徴とするア
   ルミニウム合金鍛造部材。
2. 【請求項２】 重量百分率で、Ｓｉ：０．１〜３．０
   ％、Ｃｕ：１〜５％、Ｍｇ：０．３〜２．０％、Ｍｎ：
   ０．１〜１．０％とＮｉ：０．１〜３．０％のうち１種
   又は２種、Ｆｅ：０．１〜１．０％、Ｔｉ：０．００５
   〜０．２０％、及びＢ：０．０００１〜０．０５％を含
   有し、Ｆｅ，Ｍｎ及びＮｉの含有量（％）が１≦Ｆｅ
   （％）＋Ｍｎ（％）＋Ｎｉ（％）の関係式を満足し、か
   つＭｇ，Ｓｉ，Ｆｅ及びＭｎの含有量（％）が［Ｍｇ
   （％）−１．７３｛Ｓｉ（％）−０．５（Ｆｅ（％）＋
   Ｍｎ（％））｝］≦０．４の関係式を満足し、残部がＡ
   ｌ及び不可避的不純物からなり、ネットワーク状金属間
   化合物晶出物を含むことを特徴とするアルミニウム合金
   鍛造部材。