WO1993013895A1

WO1993013895A1 - Procede de moulage de pieces en alliage d'aluminium et pieces ainsi produites

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Publication number: WO1993013895A1
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Inventors: Haruo Shiina; Nobuhiro Saito; Takeyoshi Nakamura
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Filing date: 1993-01-12
Publication date: 1993-07-22
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Description

明細書

発明の名称

A 1系合金铸物の铸造方法および A 1系合金铸物発明の分野

本発明は A 1系合金铸物の铸造方法、特に、固相と液相とが共存する铸造材料を調製し、次いでその铸造材料を用いて加圧下で铸込みを行う A 1系合金铸物の铸造方法および A 1系合金铸物に関する。

こで、前記铸造材料とは、 A 1系亜共晶合金組成の溶湯を冷却して調製された半凝固材料、または A 1系亜共晶合金組成、 A 1系共晶合金組成または A 1系過共晶合金組成の固体材料を加熱して調製された半溶融材料を意味する。このような铸造方法は、铸物の铸造品質を改善することを狙って開発されたものである。

従来の技術

従来、前記のような半凝固材料を用いた踌造方法としては、特開昭 6 0 - 1 5 2 3 5 8号公報に開示された方法が知られている。

本発明者等は、 A 1系亜共晶合金組成の铸造材料を用いたこの種铸造方法について種々検討を加えた結果、ゲート通過時における铸造材料の性状、キヤビティに充塡された铸造材料に対する加圧力、铸造材料である半凝固材料調製時の溶湯の平均降温速度、半溶融材料の調製に用いられる固体材料において、形状係数 Fが F≥ 0 . 1である初晶 or— A 1の面積率等が铸物の铸造品質および機械的特性に影響を与えると共に寿造条件の管理にも影響を与え、また前記加圧力はばり発生等の操業上の問題の要因にもなり、その上、铸物の铸造品質および機械的特性を損うことなく、その生産性を向上させるためには、ゲート通過時における铸造材料の速度を適切に設定すること等が必要である、ということを究明し，た。

前記半溶融材料において、固相が球状を呈し、且つ液相中に均一に分散していれば、その半溶融材料は優れた揺変性（変形能）を有するため、加圧下での鐯造法の適用によって緻密な金属組織を備えた高強度な铸物を得ることができる。

この観点から、面体材料として、溶湯を冷却しながら強撹拌して固相の球状化を図った鐯造材料を用いる铸造法、即ち、チクソキャスティング法が開発されている。

しかしながら、この铸造法においては溶湯の強撹拌工程を必須工程とするので、その作業が繁雑であり、この点の改善が望まれていた。

そこで、通常の涛造法により得られた铸造部材に熱間押出し加工を施すことにより粗大粒子およびデンドライトを破砕して方向性のある粒状結晶構造を備えた 1次固体材料を調製する工程と、 1次固体材料に延伸等の歪付与処理を施して方向性を緩和された粒状結晶構造を有する 2次固体秫料を調製する工程と、 2次固 #：材料を加熱して半溶融材料を調製する工程と、半溶融材料を用いて加圧下で成形加工を行う工程とを順次行う高強度構造部材の製造方法が提案されている（特開昭 6 0 - 1 4 9

7 5 1号公報参照）。

前記従来法は、方向性のある粒状結晶構造を備えた 1次固体材料に歪付与処理を施すことによって半溶融材料における固相の球状化を狙つたものであるが、前記歪付与処理によつては粒状結晶構造の方向性を十分に除去することができないため、半溶融材料においてその固相に方向性が残留し、それに起因して加圧下での成形加工において半溶融材料が本来の流れとは別な方向への流れを生じ、その結果、構造部材に線状の割れが発生する、といった問題があった。

また本発明者等は、 A 1系共晶合金組成および A 1系過共晶合金組成の铸造材料を用いた前記铸造方法について種々検討を加えた結果、固体 5 材料における初晶の最大粒径 dが铸型の耐久性および鐯物の機械的特性に影響を与える、ということを究明した。

さらに、急冷凝固 A 1合金粉末は、その合金組成の設定自由度が高く、また合金元素を多量に添加し得ることから、高強度、特に優れた高温強度を有し、また剛性の高い材料として実用化されている。

1。急冷凝固 A 1合金粉末は、前記のように優れた機械的特性を有する反面、難加工性である、といった欠点を有するため、この種の粉末より、その機械的特性を損うことなく構造部材を得るためには、主として熱間押出し加工が適用されている。

しかしながら熱間押出し加工によったのでは構造部材の形状自由度が . ₅ 低く、したがって要求形状の構造部材を得ることができない、という問題があった。

そこで、比較的形状自由度の高い構造部材の製造方法として、特開平 2 - 2 6 8 9 6 1号公報に開示された方法が提案されている。

この方法においては、前記 A 1合金粉末をるつぼに投入して、加熱下 z o で固相と液相とが共存した半溶融材料を調製し、次いでその半溶融材料を金型に移して加圧下で成形加工を行う、といった手段が採用されている。このような半溶融材料を用いる理由は、急冷凝固 A 1合金粉末の持つ機械的特性を極力失わないようにするためである。

ところが、前記方法においては前記 A 1合金粉末の集合物内に無数の空隙が存するため次のような問題のあることが判明した。

即ち、それら空隙が、加熱時において前記粉末相互間の熱伝導を妨げるため半溶融材料の均熱度が悪化し易く、その結果、加圧下での成形過程で半溶融材料の流れがその全体に亘つて均一に行われず、部材の形状が複雜である場合には欠け等の成形不良を発生し易い。また前記空隙に起因して部材に巣を生じ易いため、十分な高強度化を達成することができないことがある。

発明の要約

本発明の第 1の目的は、ゲート通過時における鐯造材料の性状を特定することによって、涛物の鐯造品質および機械的特性を向上させることのできる前記鐃造方法を提供することにある。

前記目的を達成するため本発明によれば、固 Ϋ|と液相とが共存する A 1系亜共晶合金組成の铸造材料を調製し、次いで前記铸造材料を用いて加圧下で铸込みを行い、その際、前記铸造材料を、その粘度!が 0. 1 P a - s e c≤^≤20 00 P a · s e c、またレイノルズ数 R eが R e ^ 1 500の条件にて铸型のゲートを通過させる、 A 1系合金涛物の铸造方法が提供される。

前記のように粘度^を設定すると、铸造材料によるガスの巻込み、したがって铸物における気孔の究生を防止してその鐯造品質を向上させることができる。ただし、铸造材料の粘度^が^ < 0. l P a · s e cになると、その材料の低粘度化に伴いそれが乱流状態となってガスを巻込み易くなる。一方、粘度〃が；/ > 20 0 0 P a - s e cになると、 ί寿造材料の高粘度化に伴いその変形抵抗による圧力損失が大きくなるため、铸造材料のゲート通過が困難となってキヤビティにおいて未充填箇所が発生し、結果的に鐃物に欠けが生じる。

铸造材料における粘度//の最適範囲は l P a ' s e c≤# 1 0 0 0 P a · s e cである。その理由は、このような粘度範囲は、従来の铸型温度制御機構を持つ加圧铸造装置によって容易に実現し得るからである, ただし、粘度/が^ < 1 P a · s e cといったように低くなると、ゲート通過時における铸造材料の速度を低速で、且つ精密に制御しなければならず、このような制御は、従来の加圧铸造装置では難しくなる。一方、粘度^が^ > 1 0 0 0 P a · s e cといったように高くなると、铸造材料が鏵型により冷却されることもあつて急激に高粘度化するが、これを防ぐためには铸型の温度を高く制御しなければならず、このような制御は、従来の加圧铸造装置では難しい。

また铸造材料のレイノルズ数 R eを前記のように設定すると、铸造材料を層流状態にしてガスの巻込みおよび湯境（コールドシャツト）の発生を防止することができる。ただし、レイノルズ数 R eが R e > l 5 0 0になると、铸造材料が乱流状態となってガスを巻込み易くなる。

レイノルズ数 R eの最適範囲は R e 1 0 0である。その理由ば、このような铸造材料におけるレイノルズ数 R eは従来の加圧铸造装置により容易に実現し得るからである。ただし、レイノルズ数 R eが R e > 1 0 0になると、キヤビティの形状およびゲ一トの形状によっては慣性力の影響が大きくなってキヤビティに対する铸造材料の充塡がスムーズに行われず、ガスの巻込み、湯境等が発生するおそれがある。

また本発明の第 2の目的は、ゲート通過時における铸造材料の速度およびキャビティに充塡された铸造材料に対する加圧力を特定することによって、铸物の生産性、铸造品質および機械的特性を向上させると共に操業上の問題を回避することのできる前記鏵造方法を提供することにある。

前記目的を達成するため本発明によれば、前記条件に加え、ゲート通過時における前記鐯造材料の速度 Vが 0. 5mZs e c V≤20m/ ； s e cであり、また铸型のキヤビティに充壞された前記铸造材料に対する加圧力 Pが 10 MP a≤P 1 20MP aである、 A 1系合金铸物の铸造方法が提供される。

前記のように速度 Vおよび加圧力 Pを設定すると、鐯物の生産性および鐯造品質を向上させると共に操業上の不具合を面避することができる。

0 ただし、速度 Vが V<0. 5mZs e cになると、キヤビティへの鐯造材料の充瑱時間が長くなるため、铸造材料の温度低下に伴いその粘度が増してキヤビティ内に未充塡箇所が生する。一方、速度 Vが V〉20 mZs e cになると、铸造材料がゲートから噴出流となってキヤビティに注入され、キヤビティにおける涛造材料の充瑱順]^が奥部領域、それ 5 に次ぐ入口側領域となるため湯境、ガスの巻込み等が発生する。

また加圧力 Pについては、その加圧力 Pが P< 10 MP aになると、高粘度な铸造材料を十分に加圧することができなくなるため、キヤビティ内に未充塡箇所が発生する。一方、加圧力 Pが P〉 l 2 O MP aになると、鏵型の分割面に多量のばりが発生したり、スリーブおよび加圧プ。ランジャ間に鐯造材料が侵入する等操業上の不具合が発生し、また装置の大型化を招来する。

さらに本発明の第 3の目的は、溶湯の平均降温速度を特定することによって、铸物の機械的特性を向上させると共に铸造条件の管理を容易にすることのできる前記鐯造方法を提供することにある。前記目的を達成するため本発明によれば、前記铸造材料が、 A 1系亜共晶合金組成の溶湯を冷却して調製された半凝固材料であり、前記半凝固材料の調製に当り、前記溶湯の平均降温速度 R, を 0. l 'C/s e c ≤R. I O 'CZs e cに設定する、 A 1系合金铸物の铸造方法が提供 ⁵ される，

前記のように溶湯の平均降温速度を設定すると、铸造条件の管理を比較的容易にして铸造品質が良好で、且つ優れた機械的特性を有する铸物を得ることができる。ただし、溶湯の平均降温速度 R, が R, < 0. 1 'C/s e cになると、铸造材料の調製および铸造に長時間を要するた ¹⁰ め組織の粗大化および铸物に欠け等の铸造欠陥を生じる。また初晶 or— A 1の粗大化を招来して铸物の機械的特性等が損われる。一方、平均降温速度が > 1 Q 'C/s e cになると、溶の要求粘度を維持するための時間幅が狭くなるため、铸造条件の管理が難しくなつて実用 .性が失われる。

i s さらにまた本発明の第 4の目的は、固体材料において、形状係数 Fが F≥ 0. 1である初晶なー A 1の面積率を特定することによって、铸物の铸造品質を向上させることのできる前記铸造方法を提供することにある。

前記目的を達成するため本発明によれば、前記铸造材料が、 A 1系亜 ²⁰ 共晶合金よりなる固体材料を加熱して調製された半溶融材料であり、前記固体材料として、形状係数 Fが F≥ 0. 1である初晶 or— A 1の面積率 R aを R a 8 0 %に設定されたものを用いる、 A 1系合金铸物の铸造方法が提供される。

形状係数 Fは、初晶 α— A 1の断面積を A (計測値）、周辺長を L (計測値）としたとき、 F = 4 TT A Z L ² と定義されるもので、周辺長 Lの真円の面積 L ² Z 4 7Γに対する初晶 or— A 1の断面積 Aの割合、即ち、初晶 or— A 1の円形度を示す。したがって、形状係数 Fは真円において最大値 1 . 0をとり、初晶 α— A 1の断面形状が扁平化したり、凹凸の激しい形状になる程小さな値をとる。

前記のように初晶 or— A 1の形状係数 Fおよびその面積率 R aを特定すると、固体材料から得られた涛造材料のゲート通過時における粘度// を前記要求粘度 ^に合致させることが可能となり、これにより錄造品質の良好な鏵物を得ることができる。ただし、形伏係数 Fが F < 0 . 1で。ある初晶 or— A 1の面積率 R aが R a > 2 0 %になると、涛造材料のゲ一ト通過時における粘度が前記要求粘度よりも高くなり、その結果、铸物の铸造品質が低下する。

本発明の第 5の目的は、優れた伸び、靱性、疲労強度等を備えた亜共晶合金組成を有する A 1系合金铸物を提供することにある。

s 前記目的を達成するため本発明によれば、形状係数 Fが F≥0 . 1である初晶 α— A 1の面積率 R aを R a≥ 8 0 %に設定され、また前記初晶 or— A 1の最大粒径 d , を d _t ≤ 3 0 0 / mに設定された金属組織を備えている、前記鐯造方法によって製造された A 1系合金铸物が提供される。

。前記铸造方法による A 1系合金 ί寿物は、ゲ一ト通過中において涛造材料としての半凝固材料が剪断力を受けて初晶一 A 1の球状化が行われることもあって、前記のような金属組織を備え、優秀な機械的特性を示す。ただし、形状係数 Fが F≥ 0 . 1である初晶 or— A 1の面積率 R a が R a < 8 0 %になると、初晶 or— A 1の球状化が不足するため i寿物の疲労強度、伸びおよび靱性が低下する。また初晶 α— A 1の最大粒径 d が d > 3 0 0 mである場合にも铸物の疲労強度が低下する。

また本発明の第 6の目的は、 A 1系亜共晶合金組成の 1次固体材料における粒状結晶構造の方向性を十分に除去することによって線状の割れ等の欠陥のない高強度な A 1系合金铸物を得ることのできる前記铸造方法を提供することにある。前記目的を達成するため、本発明によれば、前記铸造材料は、固相と液相とが共存する半溶融材料であり、その半溶融材料は、インゴットに熱間加工および冷間加工の一方を施して方向性のある粒状結晶構造を備えた 1次固体材料を調製し、次いで前記堰 1次固体材料に焼なまし処理を施して方向性を除去された粒状結晶構造を備えた 2次固体材料を調製し、その後前記 2次固体材料を加熱して調製される、 A 1系合金铸物の铸造方法が提供される。

1次固体材料の調製工程において、インゴットは通常の铸造法によつて製造され、したがってインゴットの金属組織は粗大粒子およびデンドライトを有する。熱間加工および冷間加工としては、押出し加工、鍛造加工、圧延加工等が適用され、この加工によって粗大粒子およびデンドライトの破砕が行われるので、方向性のある粒状結晶構造を備えた 1 次固体材料を得ることができる。

2次固体材料の調製工程において、焼なまし処理条件は、 A 1系合金の種類によって異なる力く、例えば、処理温度は 3 5 0〜5 0 0て、処理時間は 2〜4時間であり、その後炉冷または空冷が行われる。この焼なまし処理を 1次固体材料に施すことによって、苒結晶等により方向性を除去された粒状結晶構造を有する 2次固体材料を得ることができる。半溶融材料の調製工程においては、加熱時間の短縮と均熱熱とを狙つて低周波誘導加熱炉が用いられる。

このようにして得られた半溶融材料を用いて鐃造を行うと、健全で、且つ緻密な金属組織を備えた高強度な A 1系合金铸物を得ることができる。

さらに本発明の第 7の目的は、 A 1系共晶合金組成および A 1系過共晶合金組成の固体材料における初晶の最大粒径 d z を特定することによつて、鐯型の耐久性および A 1系合金铸物の機械的特性を向上させることのできる前記鏵造方法を提供することにある。

前記目的を達成するため本発明によれば、 A 1系共晶合金および A 1 系過共晶合金のいずれか一方よりなる固体材料を加熱して固相と液相とが共存した半溶融材料を調製し、次いで前記半溶融材料を加圧下で鐯型のゲートを通過させてキャビティに充塡する A 1系合金铸物の铸造方法において、前記固体材料として初晶の最大粒径 d ₂ が d ₂ ≤ 1 0 0 / m であるものを用いる、 A 1系合金鐯物の铸造方法が提供される。

前記のように固体材料において、その初晶の最大粒径 d ₂ を d ₂ I 0 0 // mに設定すると、 ϋ造時における可動および固定金型よりなる鐃型の摩耗を抑制してその铸型の耐久性を向上させると共に鐯物の機械的特性を向上させることができる。ただし、最大粒径 d ₂ が d ₂ > 1 0 0 mになると、前記摩耗が発生し易くなる。

初晶の最大粒径 d ₂ の最適範囲は d _z 0 mである。このように初晶の最大粒径 d _z を設定すると、前記摩耗の回避の外に、铸物の機械加工性および靱性を向上させることができる。

さらにまた本発明の第 8の目的は、急冷凝固 A 1合金粉末の集合体における空隙を極力減少させて半溶融材料の均熱度を良好にし得るようにした前記铸造方法を提供することにある。

前記目的を達成するため本発明によれば、前記固体材料として急冷凝固 A 1合金粉末に成形固化加工を施して得られた高密度固体材料を用いる、 A 1系合金铸物の铸造方法が提供される。

5 固体材料の相対密度 Dは 7 0 %≤D 1 0 0 %といったように高く設定される。このように固体材料の相対密度 Dを高くすると、その気孔率がゼロか、または極めて低くなるので、固体材料における熱伝導が効率良く、且つ均一に行われて半溶融材料の均熱度を良好にすることができ、また铸物における巣の発生を極力抑制することができる。これにより、

« ο 急冷凝固 A 1合金粉末の有する優れた機械的特性を備え、しかも形状自由度の高い高強度な A 1系合金涛物を得ることができる。ただし、固体材料の相対密度 Dが Dぐ 7 0 %では、半溶融材料の均熱度が悪化し、また铸物に巣が発生し易くなる。

本発明における上記およびその他の目的、特徴および利点は添付図面

« 5 に沿って以下に詳述される好適な実施例の説明から明らかとなろう。

図面の簡単な説明

図 1は加圧铸造装置の縦断面図、図 2は時間と、加圧プランジャのストロークおよび半凝固材料に対する加圧力との関係を示すグラフ、図 3 は铸物の金属組織の第 1例を示す顕微鏡写真、図 4はゲ一ト通過時にお 2 0 ける半凝固材料の速度と粘度との関係を示すグラフ、図 5はゲート通過時における半凝固材料の速度と、半凝固材料に対する加圧力との関係を示すグラフ、図 6は寿物の金属組織の第 2例を示す顕微鏡写真、図 7はゲート通過時における半溶融材料の速度と粘度との関係を示すグラフ、図 8はゲート通過時における半溶融材料の速度と、半溶融材料に対する加圧力との閬係を示すグラフ、図 9は錶物の金属組織の第 3例を示す顕微鏡写真、図 1 0は比較例における铸物の金属組織を示す顕微鏡写真、図 1 1は鐃物の金属組織の第 4例を示す顕微鏡写真、図 1 2はゲート通過時における半溶融材料の速度と粘度との関係を示すグラフ、図 1 3はゲート通過時における半溶融材料の速度と、半溶融材料に対する加圧力との関係を示すグラフ、図 1 4は铸物の金属組織の第 5例を示す顕微鏡写真、図 1 5は固体材料の金属組織を示す顕微鏡写真、図 1 6は比較例における铸物の金属組織を示す顕微鏡写真である。

好適な実施例の説明

。図 1は、 A 1系合金涛物の铸造に用いられる加圧铸造装置の概略を示す。その加圧铸造装置の鐯型 1は、固定金型 2と、それと対向する可動金型 3とよりなり、両型 2 , 3は熱簡金型用合金工具鐧（J I S S K D 6 1相当材）より構成される。雨型 2 , 3により断面円形の成形用キャビティ 4およびその一端に連通するゲート 5が形成され、そのゲート

5 5は固定金型 2の铸造材料用装入口 6に連通する。固定金型 2に、装入口 6に連通するスリーブ 8が設けられ、そのスリーブ 8に装入口 6に揷脱される加圧プランジャ 9が摺動自在に嵌合される。キヤビティ 4は、ゲート 5に連通する比較的容量の大きな入口側頷域 4 a、その領域 4 a に連通する比較的容量の小さな中間部領域 4 bおよびその領域 4 bに連

：。通する比較的容量の大きな奥部領域 4 cよりなる。

A 1系合金涛物の涛造に当っては、次の各工程が順次実施される。

( a ) 固相と液相とが共存した铸造材料を調製する。

( b ) 装入口 6に铸造材料を装入する。

( c ) 加圧ブランジャ 9を装入口 6に挿入してその加圧ブランジャ 9 により铸造材料をゲ一ト 5を通じてキヤビティ 4に高速逐次充塡する。

(d) 加圧プランジャ 9をストロ一ク終端に保持することによって、キヤビティ 4に充塡された铸造材料に加圧力を付与し、その加圧下で铸造材料を凝固させて鏵物を得る。

〔 I〕 A 1系亜共晶合金組成の铸物の铸造方法

A 1系亜共晶合金には、 A 1— S i系、 A 1— M g系、 A 1— C u系、

A 1— Ca系、 A 1— Ga系等の亜共晶合金が該当する。

例えば、 A 1— S i系亜共晶合金としては、 S i含有量が 1 1. 7重量％未満の合金が用いられ、この A 1— S i系亜共晶合金は、例えば、

6. 5重量％ S i≤7. 5重量％、 F e≤0. 20重量％、 Cu≤0.

20重量％、 Mn≤0. 10重量％、 0. 40重量％ Mg≤0. 70 重量％、 0. 04重量％^1^≤0. 20重量％、といった組成を有する。

前記化学成分において、 S iは、熱処理により Mg₂ S iを折出して铸物の強度向上に寄与する。ただし、 S iの含有量が S iぐ 6. 5重量では強度向上効果が少なく、一方、 S i >7. 5重量％では、铸物の衝撃値および靱性が低下する。

F eは、铸物の高温強度向上および铸型、特に金型に対する ί寿造材料の焼付き防止に寄与する。この高温強度向上機構は、 A l F eMri金属間化合物の分散強化による。ただし、 F eの含有量が F e>0. 20重量％では ί寿物の伸びおよび靱性が低下する。

C uは、熱処理により A 1₂ C uを折出して铸物の強度向上に寄与する。ただし、 Cuの含有量が Cu>0. 20重量％では ί寿物の耐食性が低下する。 Mnは、鐯物の高温強度向上に寄与し、また A l F e金属間化合物を塊状化する機能を有する。ただし、 Mnの含有量が Mn>0. 10重量 %では鐃物の伸びおよび靱性が低下する。

Mgは、前記のように S iと協働して铸物の強度向上に寄与する。ただし、 M gの含有量が M gく 0. 40重量％では強度向上効果が少なく、 —方、 Mg>0. 70重量％では铸物の伸びおよび靱性が低下する。

T iは、前記含有量において結晶粒の微細化に寄与する。

( 1 ) 鐃造材料として、溶湯より得られる半凝固材料を用いる場合について

I o 溶湯から半凝固材料を調製するための冷却条件において、溶湯の平均降温速度は、前記のように、 0. 1 'CZs e c R, 1 0 /s e cに、また半凝固材料の粘度 / は 0. l P a * s e c≤T/≤2000 P a . s e cにそれぞれ設定される。このように冷却条件を設定すると、鐯造条件の管理を比較的容易にして铸造品質が良好で、且つ優れた機裱的特性を有する铸物を得ることができる。半凝固材料の粘度//は、铸込み時のそれと同一に設定されている。その粘度；/が <0. l P a · s e cになると、半凝固材料の取扱い性が悪化し、一方、粘度//が// > 2000 P a · s e cになると、前記のように铸物の铸造品質が低下する。

鏡込みの際のゲート 5通過時における半凝固材料の性状、即ち、半凝面材料の粘度は、前記のように 0. l P a ' s e c

00 P a · s e cに、またレイノルズ数 R eは前記のように、 R e 1500 にそれぞれ設定される。

涛物の涛造品質を向上させるためには、前記半凝固材料のレイノルズ数 R eと共に铸型 1における断面積拡大率 R sが問題となる。ここで、断面積拡大率 R sは、図 1においてゲート 5の断面積を S。とし、またキヤビティ 4における入口側領域 4 aの断面積をとしたとき、 R s = S , ZS。で表わされる。

断面積拡大率 R sは、 R s ^ l Oに設定される。このように断面積拡大率 R sを設定すると、半凝固材料によるガスの巻込みおよび湯境の発生を防止することができる。ただし、断面積拡大率 R sが R s > 1 0になると、半凝固材料がゲート 5から噴出流となってキヤビティ 4に注入され、その充塡順序が奥部領域 4 c、それに次ぐ入口側領域 4 aとなる

I o ため湯境が発生する。

断面積拡大率 R sの最適範囲は 1 ≤R s≤ 5である。その理由は、このような断面積拡大率 R sは従来の加圧铸造装置により容易に実現し得るからである。ただし、断面積拡大率 R sが R s > 5になると、実質的にゲート 5の断面積が小さくなるため、ゲート 5における半凝固材料の凝固がキヤビティ 4における半凝固材料の最終凝固に先行し、その結果、押湯効果を得ることができなくなって、入口側領域 4 aおよび奥部領域 4 cに対応する铸物の両厚肉部に引けを発生するおそれがある。一方、断面積拡大率 R sが R s < 1になると、ゲート 5の断面積がキヤビティ 4の入口側領域 4 aの断面積に略等しくなるため、ゲート 5に対応した

Z 0 スクラップ部分の増加に伴い踌物の歩留りが低下する、といった操業上の問題を生じる。

ゲート 5通過時における半凝固材料の速度 Vは、前記のように 0. 5 m/s e c≤ V≤ 2 0 m/ s e cに、またキヤビティ 4に充塡された半凝固材料に対する加圧力 Pは、前記のように、 1 0 M P a≤ P 1 2 0 MP aにそれぞれ設定される。

前記のような条件下で得られた A 1系合金捧物は、ゲート 5通過中において半凝固材料が剪断力を受けて初晶 _α— A 1の球状化が行われることもあって、形状係数 Fが F≥0. 1である初晶 or— A 1の面積率 R a を Ra 80%に設定されると共に初晶一 A 1の最大粒径 (1, を di ≤300 #mに設定された金属組織を備え、優れた伸び、靱性、疲労強度等を有する。 A I -S i系亜共晶合金組成の溶湯には、初晶 α— A 1 の球状化を狙って S r、 S bおよび N aから選択される一種の添加元素を添加してもよい。

i o 以下、具体例について説明する。

Al -S i系亜晶合金組成の溶湯として、袠 1の組成を有するものを加熱および冷却機構を備えた制御炉を用いて調製した。

【表 1】

鐯型 1において、そのゲート 5の断面積 S。とキヤビティ 4の入口側領域 4 aの断面積との間に成立する断面積拡大率 R s (Sx /So ) を R s = 4に設定した。

先ず、溶湯を制御炉内において、平均降温速度 R_t を R, =iて Zs e cに設定して冷却し、これにより固相の体積分率 V ίが V f = 70% の半凝固材料を調製した。

前記半凝固材料を铸型 1の装入口 6に装入し、次いで加圧ブランジャ 9により半凝固材料をゲート 5を通じてキヤビティ 4に高速逐次充填した。この場合、加圧プランジャ 9の移動速度は約 7 S mm/ s e cに設定され、ゲート 5通過時における半凝固材料の速度 Vは V = 3 mZ s e c、粘度〃は/ - 3 0 0 P a · s e c、レイノルズ数 R eは R e = 0 . 2 1 であった。

また図 1に示すように、铸型 1におけるゲート 5の下部位置 G、キヤビティ 4の入口側領域 4 aの上部位置 U 1および下部位置 L 1ならびに

1 o

奥部領域 4 cの上部位置 U 2および下部位置 L 2の温度上昇開始点を測定することによって、半凝固材料の充塡挙動を調べたところ、その充塡順序は、 G→L 1→U 1→L 2と略同時に U 2、であり、涛造欠陥の発生を回避する上で理想的であることが確認された。

加圧ブランジャ 9をストローク終端に保持して、キヤビティ 4に充塡

I 5

された半凝固材料に加圧力を付与し、その加圧下で半凝固材料を凝固させて铸物を得た。この場合、半凝固材料に対する加圧力 Pは P - 3 0 M P aであり、铸型 1の分割面 1 0に発生するばりは極めて少ないことが確認された。

図 2は、前記铸込み作業における時間と加圧プランジャのストローク

Z 0

および半凝固材料に対する加圧力との関係を示す。図中、線 aは前記ストロークに、また線 bは前記加圧力にそれぞれ該当する。図 2より、加圧プランジャ 9のストローク終端近傍で半凝固材料に対する加圧力が急激に上昇することが判る。この上昇開始時の加圧力は 1 0 M P aであり、これが铸物 A , を得るための最低加圧力である。図 3は、前記铸造方法により得られた铸物の金属組織を示す顕微鏡写真（ 1 0 0倍）である。図中、その大部分の領域を占める薄灰色の粒祅部分が初晶 or— A 1であり、その最大粒径 dが d = 3 0 0 ^/ mであることが判る。このように微細な初晶ー A 1を有する涛物 A , は優れた疲労強度を備えており、この種金属組織は、半凝固材料がゲート 5通過時において剪断力を受け、また加圧下で凝固することによって得られる。また形状係数 Fが F≥0 . 1である初晶 α— A 1の面積率 R aは R a = 9 8 %であり、このように設定することによって铸物 A , の疲労強度、伸びおよび靱性を向上させることができる。さらに、この鐃物には、図 3から明らかなように、湯境、ガスの巻込みによる気孔等の発生がなく、またキヤビティ 4への半凝固材料の未充堪に起因した欠けの発生もないもので、したがって、この鏡物 A , は優れた鐃造品質を有することが判明した _β

次に、加圧ブランジャ 9の移動速度を変えることにより、ゲート 5通過時における半凝固材料の速度 Vおよびレイノルズ数 R eを変え、他の条件を前記鐯造方法と同一に設定して実施例による铸物 Α_ζ , A₃ および比較例による铸物 , B ₂ を铸造した。

表 2は、実施例による涛物 A , 〜A ₃ および比較例による鐯物 B _t ， B ₂ と、前記速度 Vおよびレイノルズ数 R eとの関係を示す。【表 2】

1 0

図 4は、ゲート 5通過時における半凝固材料の速度 Vと、ゲート通過時における半凝固材料の粘度との関係を示す。図中、線 cはゲート 5 通過時におけるレイノルズ数 R eが R e = 1 5 0 0の場合に該当し、したがって、線 cを舍み、且つその線 cよりも上方の領域が層流領域であり、また線 cよりも下方の領域が乱流領域である。

図 5は、ゲート 5通過時における半凝固材料の速度 Vと、キヤビティ 4に充塡された半凝固材料に対する加圧力 Pとの関係を示す。

前記のように铸造品質の向上等の観点より、前記速度 Vは 0. 5 mZ

Z 0

s e c≤ V≤ 2 0 m/ s e c、前記粘度 //は 0. l P a ' s e c ^〃 2 0 0 0 P a ' s e c、レイノルズ数 R eは R e 1 5 0 0、前記加圧力 Pは 1 0 M P a≤ P≤ 1 2 0 M P aであることが望ましい。表 2 , 図 4. 図 5から、実施例による铸物 A, 〜A₃ においては前述の'各条件が満たされていることが判る。比較例による铸物 B, においては、前記速度 Vが下限値（0. 5 m/ s e c ) を下回っているため、キヤビティ 4への半凝固材料の充填順序が、図 1において、 G→L 1→Ό 1→L 2→U 2となり、その結果、キャビティ 4の奥部頜域 4 cにおける上部位置 U 2に半凝固材料の未充璦箇所が発生し、それに対応して鐯物には欠けが生じていた _β 比較例による鐯物 Β₂ においては、前記速度 Vが上限値（2 O m/s e c ) を上面っているため、キヤビティ 4への半凝固材料の充塡順序が、図 1において、 G→U2→L 2— L 1→U 1となり、その結果、キヤビティ 4 の入口側領域 4 aおよび奥部領域 4 cにおいて半凝固材料が部分的に早期に凝固し、それに対応して铸物 B₂ には湯境が生じていた。また半凝固材料が噴出流となってキヤビティ 4に注入されるため铸物 B₂ にガスの巻込みによる気孔の癸生が認められた。

比較のため、涛物 Β₃ , B₄ を表 3の条件のみを変えて前記铸造方法により涛造した。両铸物 B₃ , B 4 は図 4にも表示されている。

【表 3】

比較例による铸物 B₃ においては、半凝固材料の高粘度化に起因して欠けの発生が認められた。また比較例による铸物 B₄ においては、半凝固材料の低粘度化に起因して乱流によるガスの巻き込み、したがって気孔の発生が認められた。

比較のため、前記加圧力 Pを P = 9 O MP aに設定し、他の条件を前 ' 記と同様に設定して前記铸造方法により、前記実施例による铸物〜 A₃ に対応する铸物 A₄ 〜A₆ および前記比較例による铸物 B, , B₂ に対応する铸物 B ₅ , B₆ を踌造した。それら铸物 A₄ 〜A₆ および B 5 , Β₆ は、図 4, 図 5に示されており、前記铸物 A, 〜Α₃ および Β 1 , Β₂ にそれぞれ対応した铸造品質を有することが確認された。即ち、 ° 铸物 Α₄ 〜Α₆ には铸造欠陥の発生はなく、一方、铸物 B_s には欠けが発生し、また铸物 B₆ には湯境および気孔の発生が認められた。

表 4は、比較例による铸物 B, 〜B, を铸造する場合の各種条件と铸造欠陥の種類を示す。それら条件において、溶湯の平均降温速度と半凝固材料の粘度のみが前記範囲を逸脱している。

镕溢半凝固材料

' 物 ^造欠陥平均降温速度速度 V 粘 μ レイノノレ加圧力 P の種類

R , ( *C /sec) m/sec) ( Pa · sec) ズ数 R e (Mpa)

B 7 0.01 3 3000 0.021 90 欠け

B B 0.01 0.7 3000 0.005 90 欠け

B , 0.01 10 3000 0.071 90 欠け

表 5は、実施例による铸物 A, (図 3 ) と比較例による铸物 B,。， B Hとの、 F≥ 0. 1である初晶 α— A 1の面積率 R aと疲労強度との関係を示す。铸物 B,o, B_ltは铸物 Α, と同一組成を有するが、铸物 B₁₀ は重力金型铸造法により、また铸物 B , ,は溶湯鍛造法によりそれぞれ铸造されたものである。铸物 Β₁₀, Β,,における初晶 o— A 1は略デンドライト状である。表中、応力振幅 5 aは破断回数 1 0⁸ 回における値を示す。破損確率 0. 5は 1 0個のテストビースのうち 5偭が破損する場合を、また破損確率 0. 1とは 1 0個のテストビースのうち 1個が破損する場合をそれぞれ意味する。

【表 5】

表 5より、実施例による铸物は、比較例による铸物 Β ,。， Β ,,に比べて優れた疲労強度を有することが明らかである。

表 6は、铸物 Α, (図 3 ) と铸物 Β _ιο, Β ,,との、 F≥ 0. 1である初晶 o— A 1の面積率 R aと他の機械的特性との関係を示す。【表 6】

表 6より、実施例による铸物 A, は、比較例による鐯物 B ,。， B Hに比べて優れた伸びおよび靱性を有することが明らかである。

(2 ) 铸造材料として、面体材料より得られる半溶融材料を用いる場合について

固体材料の金属組織において、形状係数 Fが F≥0. 1である初晶 α 一 A 1の面積率 R aは、前記のように、 R a≥ 80%に設定され、また初晶 or— A 1の最大粒径 dは d≤ 3 00 ί πιに設定される。このように初晶 α— A 1の最大粒径 dを設定すると、涛物の疲労強度を向上させることができる。ただし、最大粒径 dが d > 3 0 0 //πιになると、前記効果を得ることができない。固体材料より半溶融材料を得る場合において、その加熱条件は次のように設定される。

固体材料の平均昇温速度 R₂ は R₂ ≥ 0. 2'C/s e c、半溶融材料における内外部間の均熱度 ΔΤは ΔΤ^土 1 0て、半溶融材料の粘度は 0. l P a * s e c ^〃≤2000 P a * s e cである。このように加熱条件を設定すると、半溶融材料の調製および取扱いを能率良く行い、また涛物の铸造品質を向上させることができる。ただし、固体材料の平均昇温速度 R₂ が R₂ <0. 2'C/s e cになると、半溶融材料の調製に長時間を要するため、初晶 α— A 1の粗大化を招来して铸物の機械的特性等が損われる。平均昇温速度 R₂ の最適範囲は R₂ ≥ 1. O'C/s e cである。その理由は、平均昇温速度 R₂ が R₂ < 1. O'C/s e c になると、生産性の低下、金属組織の粗大化、表面酸化等を招き易くなるからである。

また半溶融材料における内外部間の均熱度 ΔΤが ΔΤ>± 1 0てになると、半溶融材料において粘度が部分的に異なるため、溶け出し部分が発生したり、またキヤビティ 4における未充塡箇所、したがって铸物における欠けの発生を招来する。均熱度の最適範囲は厶 T≤±3'Cである。その理由は、このような範囲においては半溶融材料の自動的取扱いが可能であり、これにより铸物の生産性を向上し得るからである。

半溶融材料の粘度^は、铸込み時のそれと同一に設定されている。その粘度； /が// <0. 1 P a · s e cになると、溶け出し部分が発生して半溶融材料の取扱い性が悪化し、一方、粘度^が > 2 0 00 P a · s e cになると、前記のように ί寿物の铸造品質が低下する。

铸込みの際のゲート 5通過時における半溶融材料の性状、即ち、半溶融材料の粘度^は、前記同様に、 0. l P a ' s e c ^# 2000 P a · s e cに、またレイノルズ数 R eは、前記同様に、 R e≤ 1 500 に設定される。鏵型 1における断面積拡大率 R sは、前記同様に、 R s ≤ 10に設定される。さらに、ゲート 5通過時における半溶融材料の速度 Vは、前記同様に、 0. SmZs e c V S OmZs e cに、またキヤビティ 4に充瑱された半溶融材料に対する加圧力 Pは、前記同様に、 10MP a≤P≤ l 2 0 M P aにそれぞれ設定される。

以下、具体例について説明する。この例においては、図 1に示す加圧铸造装置が用いられた。

A 1— S i系亜兵晶合金よりなる固体材料として、前記表 1と同様の組成を有するものを選択した。この材料の金属組織において、形状係数 Fが F≥0. 1である初晶 or— A 1の面積率 R aは R a = 80%であり、また初晶 or— A 1の最大粒径 dは d = 200 mであった。

先ず、固体材料を加熱炉内に設置し、次いでその平均昇温速度 R₂ を R₂ = 1. 3 'CZs e cに設定して加熱し、これにより内外部間の均熱度 ΔΤが ΔΤ=6て、固相の体積分率 V f が V f =70%の半溶融材料を調製した。この固相は前記固体材料と同様の金属組織を保有していた。前記半溶融材料を铸型 1の装入口 6に装入し、次いで加圧プランジャ 9により半溶融材料をゲート 5を通じてキヤビティ 4に高速逐次充塡した。この場合、加圧ブランジャ 9の移動速度は約 78mm/s e cに設定され、ゲート 5通過時における半溶融材料の速度 Vは V== 3 mZs e c、粘度^は// = 3 00 P a ' s e c、レイノルズ数 R eは R e = 0. 2 1 であった。

また図 1に示すように、涛型 1におけるゲート 5の下部位置 G、キヤビティ 4の入口側領域 4 aの上部位置 U 1および下部位置 L 1ならびに奥部領域 4 cの上部位置 U 2および下部位置 L 2の温度上昇開始点を測定することによって、半溶融材料の充塡挙動を調べたところ、その充塡順序は、 G→L 1 -→U 1→L 2と略同時に U 2、であり、铸造欠陥の発生を回避する上で理想的であることが確認された。

加圧プランジャ 9をストローク終端に保持して、キヤビティ 4に充塡された半溶融材料に加圧力を付与し、その加圧下で半溶融材料を凝固させて铸物 A ₇ を得た。この場合、半溶融材料に対する加圧力 Pは P - 3 0 M P aであり、铸型 1の分割面 1 0に発生するばりは極めて少ないことが確認された。この铸込み作業における時間と加圧ブランジャのストロークおよび半溶融材料に対する加圧力との関係は図 2と同じである。図 6は、前記铸造方法により得られた铸物 A ₇ の金属組織を示す顕微鏡写真（ 1 0 0倍）である。図中、その大部分の領域を占める薄灰色の粒状部分が初晶 o— A 1であり、その最大粒径 dが d = 2 0 0 であることが判る。このような金属組織が得られる理由は、半溶融材料の固相における初晶 or— A 1の最大粒径 dが d = 2 0 0〃mであり、また液相から晶出する初晶 α— A 1は、液相がゲート 5通過時において剪断力を受け、また加圧下で凝固することから、その微細化が達成されるからである。また形状係数 Fが F≥ 0 . 1である初晶ー A 1の面積率 R a は R a = 9 8 %であり、このように設定することによって鐯物 A ₇ の伸びおよび靱性を向上させることができる。さらに、この铸物 A ₇ には、図 6から明らかなように、湯境、ガスの巻込みによる気孔等の発生がなく、またキヤビティ 4への半溶融材料の未充塡に起因した欠けの発生もないもので、したがって、この铸物 A ₇ は優れた铸造品質を有することが判明した。

次に、加圧ブランジャ 9の移動速度を変えることにより、ゲート 5通過時における半溶融材料の速度 Vおよびレイノルズ数 R eを変え、他の条件を前記铸造方法と同一に設定して実施例による鐯物 A₈ ， A, および比較例による铸物 B₁₂, B₁₃を铸造した。

表 7は、実旅例による鐃物 A, 〜A, および比較例による铸物 B,₂, B₁₃と、前記速度 Vおよびレイノルズ数 R eとの関係を示す。

【表 7】 t o

図 7は、ゲト 5通過時における半溶融材料の速度 Vと、ゲート通過 0 時における半溶融材料の粘度//との関係を示す。図中、線 cはゲート 5 通過時におけるレイノルズ数 R eが R e - 1 50 0の場合に該当し、したがって、線 cを舍み、且つその線 cよりも上方の領域が層流領域であり、また線 cよりも下方の領域が乱流領域である。

図 8は、ゲート 5通過時における半溶融材料の速度 Vと、キヤビティ 4に充填された半溶融材料に対する加圧力 Pとの関係を示す。

前記のように铸造品質の向上等の観点より、前記速度 Vは 0. 5mZ s e c≤V≤20 / s e c、刖言己粘度は 0. l P a ， s e c≤ 2000 P a ' s e c、レイノルズ数 R eは R e 1 5 00、前記加圧力 Pは 1 0MP a≤P≤ 1 20 MP aであることが望ましい。表 7 , 図 7, 図 8から、実施例による铸物 A₇ 〜A, においては前述の各条件が満たされていることが判る。

比較例による铸物 B₁₂においては、前記速度 Vが下限値（0. 5m/ s e c ) を下面っているため、キヤビティ 4への半溶融材料の充塡順序が、図 1において、 G→L 1→U 1→L 2→U 2となり、その結果、キャビティ 4の奥部領域 4 cにおける上部位置 U 2に半溶融材料の未充塡箇所が発生し、それに対応して铸物 B₁₂には欠けが生じていた。比較例による铸物 B₁₃においては、前記速度 Vが上限値（2 Om/s e c ) を上回っているため、キヤビティ 4への半溶融材料の充塡順序が、図 1において、 G— U 2— L 2→L 1→U 1となり、その結果、キヤビティ 4 の入口側領域 4 aおよび奥部領域 4 cにおいて半溶融材料が部分的に早期に凝固し、それに対応して铸物 B₁₃には湯境が生じていた。また半溶融材料が噴出流となってキヤビティ 4に注入されるため铸物 B₁₃にガスの巻込みによる気孔の発生が認められた。

比較のため铸物 B₁₄, B₁₅を、表 8の条件のみを变えて前記铸造方法により铸造した。両涛物 B₁₄, B ,_sは図 7にも表示されている。【表 8】

比較例による铸物 B "においては、半溶融材料の高粘度化に起因して欠けの発生が認められた。また比較例による铸物 B _{1 S}においては、半溶融材料の低粘度化に起因して乱流によるガスの巻き込み、したがって気孔の究生が認められた。

比較のため、前記加圧力 Pを P - 9 0 MP aに設定し、他の条件を前記と同様に設定して前記铸造方法により、前記実施例による鐯物 A₇ 〜 A, に対応する鐃物 A_{1 ()}〜A₁₂および前記比較例による铸物 B _{1 Z}, B _l3 に対応する铸物 B ", B ₁₇を捧造した。それら涛物 A,₀〜A₁₂および B , 6, B ₁₇は、図 7，図 8に示されており、前記铸物 A₇ 〜A₉ および B ,₂, B ₁₃にそれぞれ対応した铸造品質を有することが確認された。即ち、铸物 A,。〜A₁₂には铸造欠陥の発生はなく、一方、铸物 B ₁₆には欠けが発生し、また涛物 B ₁₇には湯境および気孔の発生が認められた。

表 9は、比較例による鐯物 B ₁₈~B₂。を铸造する場合の各種条件と鐯造欠陥の種類を示す。それら条件において、固体材料の、形状形数 Fが F≥ 0. 1である初晶 o — A ίの面積率 R aと半溶融材料の粘度//が本発明範囲を逸脱している。 % 固体材料半溶融材料 CO 铸造欠陥

物 F ≥0.1 である速度 V 粘度レイノノレ加圧力 P の種類

初晶 α - A 1 の面 (m/sec) ( Pa · sec) ズ数 R e (Mpa)

積率 R a (%)

Β 1 β 30 3 3000 0.02 90 欠け

Β 1 9 30 0.7 3000 0.005 90 欠け

Β 2 0 30 10 3000 0.07 90 欠け

( 3 ) 鐃造材料として、固体材料より得られる他の半溶融材料を用い * る場合について

この半溶融材料は、インゴットに熱間加工および冷間加工の一方を施

して方向性のある粒状結晶構造を備えた 1次固体材料を調製し、次いで

1次固体材料に焼なまし処理を施して方向性を除去された粒状結晶構造

を備えた 2次固体材料を調製し、その後 2次固体材料を加熱して調製さ

れる。

1次固体材料の調製工程において、インゴットは通常の涛造法によつ

て製造され、したがってィンゴットの金属組織は粗大粒子およびデンド i o

ライトを有する。

熱間加工および冷間加工としては、押出し加工、鍍造加工、圧延加工

等が適用され、この加工によって粗大粒子および Xンドライトの破砕が

行われるので、方向性のある粒状結晶構造を備えた 1次固体材料が得ら

れる。

I 5 2次固体材料の調製工程において、焼なまし処理条件は、 A 1系合金

の種類によって異なるが、例えば、処理温度は 3 5 0〜5 0 0て、処理

時間は 2〜4時間であり、その後炉冷または空冷が行われる。この焼な

まし処理を 1次固体材料に施すことによって、再結晶等により方向性を

除去された粒状結晶構造を有する 2次固体材料が得られる。

半溶融材料の調製工程においては、加熱時間の短縮と均熱加熱とを狙 ,· つて低周波誘導加熱炉が用いられる。

半溶融材料を用いた加圧铸造法の実施に当っては、図 1と同様の装置

が用いられる。

A 1系合金としてば、例えば、 A 1— S i系合金が用いられ、その組成範囲は下記の通りである。

0. 1重量％≤S i≤0. 25重量％

0. 9重量％≤F e≤ 1. 3重量％

1. 9重量％ Cu 2. 7重量％

1. 3重量％≤Mg^ l. 8重量％

0. 9重量％ N i≤ 1. 2重量％

A 1 =残部

前記化学成分において、 S iは、铸物の強度および耐摩耗性向上に寄与する。ただし、 S iの含有量が S i <0. 1重量％では前記効果が少なく、一方、 S i >0. 25重量では靱性が低下する。 A 1系亜共晶合金組成の場合は、 S iの含有量は S i < 1 1. 7重量％に設定される c

F eは、铸物の高温強度向上および金型に対する半溶融材料の焼付き防止に寄与する。ただし、 6の舍有量が？ 6<0. 9重量％では前記効果が少なく、一方、 F e〉l. 3重量％では铸物の伸びおよび靱性が低下する。

Cuは、熱処理により A 1₂ Cu金属間化合物を折出して铸物の強度向上に寄与する。ただし、じ 1の舍有量が〇 11< 1. 9重量％では強度向上効果が少なく、一方、 C u > 2. 7重量％では踌物の耐食性が低下する。

Mgは、 S iと共働して铸物の強度向上に寄与する。ただし、 Mgの含有量が Mgぐ 1. 3重量％では強度向上効果が少なく、一方、 Mg> 1. 8重量％では铸物の伸びおよび靱性が低下する。

N iは、铸物の耐熱性向上に寄与する。ただし、 N iの含有量が N i < 0. 9重量％では前記効果が少なく、一方、 N i > 1. 2重量％では铸物の伸び、靱性等が低下する。

2次固体材料より半溶融料を得る場合において、その加熱条件は次のように設定される。

2次固体材料の平均昇温速度 R₂ は、前記同様に、 R_z ≥ 0. 2てノ S e cに、半溶融林料における内外部間の均熱度 ΔΤは、前記同様に、厶 T ± 10てに、半溶融材料の粘度は、前記同様に、 0. l P a - s e c≤p≤ 2 0 0 0 P a - s e cにそれぞれ設定される。ただし、 2 次固体材料の平均昇温速度 R ₂ が R₂ < 0. 2 'C/s e cになると、半溶融材料の調製に長時間を要するため、金属間化合物の粗大化を招来して成形性が低下すると共に金型の摩耗が発生し易くなり、また鐃物の機狨的特性等が損われる。

鐯込みの際のゲート 5通過時における半溶融材料の性状、即ち半溶融材料の粘度//は、前記同様に、 0. l P a ' s _e c ^ 2 0 0 0 P a . s e cに、またレイノルズ数 R eは、前記同様に、 R e≤ 15 0 0にそれぞれ設定される。半溶融材料の速度 Vは 0. 2niZs e c≤V 3 0 m/s e cに設定される。このように速度 Vを設定すると、適当な加圧力を以て半溶融材料をキャビティ 4にスムーズに充塡することができる。ただし、速度 Vが Vく 0. 2 m/s e cでは、キヤビティ 4への半溶融材料の充瑱時間が長くなるため、生産性が低下する。一方、速度 V が V> 3 O mZs e cでは、半溶融材料の粘度^が高い場合、大きな加圧力を必要とするため実用性に欠ける。 - 铸型 1における断面積拡大率 R sは、前記同様に、 R s≤ l 0に設定される。またキヤビティ 4に充填された半溶融材料に対する加圧力 Pは、前記同様に、 I 0 MP a≤ P≤ 1 2 0 MP aに設定される。以下、具体例について銳明する。

先ず、焼なまし処理による効果を確認するため次のような実験を行つ we

ィンゴットとして、表 1 0に示す A 1一 S i系合金組成のものを選定した。このインゴットは通常の铸造法により得られたもので、その金属組織中には粗大粒子およびデンドライトが存在している。

【表 1 0】

I o

ィンゴットに機械加工を施して、直径 2 4 0 mm、長さ 3 0 O mtnのビレットを製作し、そのビレツトを用いて、押出し温度 4 0 0て、最大加圧 ^{1 5} 力 2 5 0 0 t 0 n、押出し比 1 2の条件下で熱間押出し加工を行って、粗大粒子およびデンドライトを破砕することにより、方向性のある粒状結晶構造を備えた直径 7 0 mmの 1次固体材料を調製した。

1次固体材料を加熱炉に設置し、その材料に 4 5 0て、 2時間、炉冷の焼なまし処理を施して、再結晶等により方向性を除去された粒状結晶 0 構造を有する 2次固体材料を調製した。

2次固体材料を低周波誘導加熱炉に設置して、平均昇温速度 R _z = 1 . 3 'C / s e cにて 6 0 0てに加熱し、これにより内外部間の均熱度 Δ T = 6て、固.相の体積分率 V f = 7 0 %の半溶融材料を調製した。

その半溶融材料を水冷して凝固体を得、その凝固体の金属組織を調べた。

図 9は、凝固体の金属組織を示す顕微鏡写真（ 1 0 0倍）であり、本図より、凝固体の金属組織が、緻密で、且つ球状化された方向性のない粒状結晶構造を有することが判る。

焼なまし処理を行わない比較例として、前記 1次固体材料を低周波誘導加熱炉に設置し、前記と同一条件の下で加熱を行って、前記と同一の均熱度 Δ Τおよび固相の体積分率 V f を有する半溶融材料を調製した。その半溶融材料を水冷して比較例凝固体を得、その比較例凝固体の金属組織を調べた。

図 1 0は、比較例凝固体の金属組織を示す顕微鏡写真（ 1 0 0倍）であり、本図と図 9とを比較すると明らかなように、図 1 0の比較例凝固体の金属組織が粗く、且つ球状化の程度も小さく、しかも方向性のある粒状結晶構造を有することが判る。

次に、铸物の鐯造方法について説明する。

If型 1において、そのゲート 5の断面積 S。とキヤビティ 4の入口側領域 4 aの断面積 S , との間に成立する断面積拡大率 R s ( S , / S o ) を R s = 4に設定した。

先ず、ィンゴットとして、前記表 1 0に示す A 1— S i系合金組成のものを選定した。このィンゴットは、通常の铸造法により得られたものである。

インゴットに機械加工を施して、直径 2 4 0關、長さ 3 0 0匪のビレットを製作し、そのビレツトを用いて、押出し温度 4 0 0て、最大加圧力 2 5 0 0 t ₀ n、押出し比 1 2の条件下で熱間押出し加工（熱間加ェ）を行って、直径 7 0 mmの 1次固体材料を調製した。 1次固体材料を加熱炉に設置し、その材料に 4 5 0て、 2時間、炉冷の焼なまし処理を施して 2次固体材料を調製した。

2次固体材料を低周波誘導加熱炉に設置して、平均舁温速度 R₂ = 1. 3 'CZs e cにて 6 0 O 'Cに加熱し、これにより内外部間の均熱度△ T - 6 、固相の体積分率 V f = 7 0 %の半溶融材料を調製した。

この半溶融材料を铸型 1の装入口 6に装入し、次いで加圧ブランジャ 9により半溶融材料をゲート 5を通じてキヤビティ 4に充塡した。この場合、加圧ブランジャ 9の移動速度は約 7 8mm/s e cに設定され、ゲート 5通過時における半溶融材料の速度 Vは V== 3. O mZs e c、粘度//は〃 = 3 0 0 P a ' s e c、レイノルズ数 R eは R e = 0. 2 1であった。

また図 1に示すように、铸型 1におけるゲート 5の下部位置 G、キヤビティ 4の入口側領域 4 aの上部位置 U 1および下部位置 L 1ならびに奥部領域 4 cの上部位置 U 2および下部位置 L 2の温度上昇開始点を測定することによって、半溶融材料の充塡挙動を調べたところ、その充塡順序は、 G→L 1→U 1→L 2と略同時に U 2、であり、铸造欠陥の発生を回避する上で理想的であることが確認された。

加圧ブランジャ 9をストローク終端に保持して、キヤビティ 4に充塡された半溶融材料に加圧力を付与し、その加圧下で半溶融材料を凝固させて铸物を得た。この場合、半溶融材料に対する加圧力 Pは P = 3 0〜 9 0 MP aであり、铸型 1の分割面 1 0に発生するばりは極めて少ないことが確認された。この铸込み作業における時間と加圧プランジャのストロ一クおよび半溶融材料に対する加圧力との関係は図 2と同じである _c このようにして得られた铸物についてその性状を目視観察したところ- その鐯物には線状の割れ、ガスの卷込みによる気孔等の発生がなく、またキヤビティ 4への半溶融材料の未充填に起因した欠けの発生もないことが確認された。したがって、この铸物は健全で、且つ緻密な金属組織を有し、高強度であることが判明した。これは、 1次固体材料に焼なまし処理を施して粒状結晶構造の方向性を除去したことに起因する。

焼なまし処理を行わない比較例として、前記 1次固体材料を低周波誘導加熱炉に設置し、前記と同一条件の下で加熱を行って、前記と同一の均熱度 ΔΤおよび固相の体積分率 V f を有する半溶融材料を調製した。

この半溶融材料を用いて前記鐯造方法と同一条件下で比較例铸物を得た。

このようにして得られた比較例鏡物について、その性状を目視観察したところ、比較例鐯物には線状の割れが発生していることが確認された。これは、半溶融材料において、その固相に方向性が残留していることに起因する。

〔 I〕 A 1系共晶合金組成または A 1系過共晶合金組成の铸物の铸造方法

A 1系共晶合金および A 1系過共晶合金には、 A 1— S i系、 A 1— Mg系、八 1ーじ11系、 A l— C a系、 A 1— G a系等の共晶合金および過共晶合金が該当する。

( 1 ) インゴッ卜よりなる固体材料を用いた鐯造方法について例えば、 A l—S i系共晶合金としては、 S i含有量が 1 1. 7重量 %の合金が用いられ、また A l— S i系過共晶合金としては、 S i舍有量が 1 1. 7重量％を超える合金が用いられる。この A 1— S i系過共晶合金は、例えば、 1 6. 0重量％ S i 1 8. 0重量％、 F e≤0. 50重量％、 4. 0重量％≤Cu≤5. 0重量％、 Mn≤ 1. 0重量％、 0, 45重量％≤Mg≤0. 65重量％、 T i≤0. 20重量％、といつた組成を有する。

前記化学成分において、 S iは、初晶 S iを晶出して铸物の耐摩耗性向上に寄与する。ただし、 S iの含有量が S i < 16. 0重量％では耐摩耗性向上効果が少なく、一方、 S i >18. 0重量％では機械加工性が悪くなる。

F eは、铸物の高温強度向上および涛型、特に金型に対する半溶融材料の焼付き防止に寄与する。この高温強度向上機構は、 A l F eMn金属間化合物の分散強化による。ただし、 F eの含有量が F e>0. 50 重量％では铸物の伸びおよび靱性が低下する。

Cuは、熱処理により Al ₂ C uを折出して铸物の強度向上に寄与する。ただし、 Cuの含有量が Cu<4. 0重量％では強度向上効果が少なく、一方、 Cu>5. 0重量％では铸物の耐食性が低下する。

Mnは、铸物の高温強度向上に寄与し、また A 1 F e金属間化合物を塊状化する機能を有する。ただし、 Mnの含有量が Μη>1. 0重量％では铸物の伸びおよび靱性が低下する。

Mgは、 S iと共働して铸物の強度向上に寄与する。ただし、 Mgの含有量が M gぐ 0. 45重量％では強度向上効果が少なく、一方、 M g >0. 65重量％では铸物の伸びおよび靱性が低下する。

T iは、前記含有量において結晶粒の微細化に寄与する。

半溶融材料の調製に用いられる固体材料において、その初晶 S iの最大粒径 d₂ は、前記のように、 d₂ ≤ 100 //mに設定される。このように初晶の最大粒径 d_z を設定すると、铸造時における可動および固定金型 3, 2、特に、そのスリーブ 8の摩耗を抑制することができる。初晶 S iの最大粒径 d₂ の最適範囲は、前記のように、 d₂ 0 mである。

また固体材料としては、急冷凝固 A 1合金粉末を用いた成形固化法を適用して得られる初晶 S iの最大粒径 d₂ が d₂ ぐ 2 mのような固体材料を用いることもできる。この種固体材料は、例えば、 17. 0重量 %≤S i≤ 18. 0重量％、 2. 0重量％ Cu 2. 5重量％、 0. 3重量％ Mg 0. 5重量％、 4. 0重量％ F e 4. 5重量％、 1. 8Μ%≤Μη≤2. 2重量％および残部 A 1、といった組成を有する。

固体材料より半溶融材料を得る場合において、その固体材料の平均昇温速度 R₂ は、前記同様に、 R₂ 0. 2'CZs e c、半溶融材料における内外部間の均熱度 ΔΤは、前記同様に、 ΔΤ^±10て、半溶融材料の粘度^は、前記同様に、 0. l P a ' s e c≤/ 2000 P a - s e cである。

铸込みの際のゲート 5通過時における半溶融材料の粘度 /は、前記同様に、 0. l P a ' s e c 2000 P a ' s e cに設定され、またレイノルズ数 R eは R e 150ひに設定される。断面積拡大率 R s は、前記同様に、 R s 10に設定され、またゲート 5通過時における半溶融材料の速度 Vは前記同様に、 0. 5mZs e c V 20ni/s e cに、さらにキヤビティ 4に充填された半溶融材料に対する加圧力 P は、前記同様に 10MP a P 120MP aにそれぞれ設定される。以下、具体例について説明する。

A 1— S i系過共晶合金よりなる固体材料として、表 11の組成を有するものを選択した。この材料は、初晶 S iの最大粒径 d_z が d ₂ が d 2 == 8 0 / mである、といった金属組織を備えている。

【表 1 1】

铸型 1において、そのゲート 5の断面積 S。とキヤビティ 4の入口側領域 4 aの断面積 S₁ との間に成立する断面積拡大率 R s (S, /So

) を R s - 4に設定した。

先ず、固体材料を加熱炉内に設置し、次いでその平均昇温速度 R₂ を

R₂ = 1. 3 'CZs e cに設定して加熱し、これにより内外部間の均熱度 ΔΤが ΔΤ== 6て、固相の体積分率 V f が V f = 7 0 %の半溶融材料を調製した。この固相は前記固体材料と同様の金属組織を保有している。前記半溶融材料を铸型 1の装入口 6に装入し、次いで加圧プランジャ

9により半溶融材料をゲート 5を通じてキヤビティ 4に充塡した。この場合、加圧ブランジャ 9の移動速度は約 7 8mm/s e cに設定され、ゲ —ト 5通過時における半溶融材料の速度 Vは V = 3 m/s e c. 粘度// は〃 = 30 0 P a ' s e c、レイノルズ数 R eは R e = 0. 2 1であつた。

また図 1に示すように、 ί寿型 1におけるゲ一ト 5の下部位置 G、キヤビティ 4の入口側領域 4 aの上部位置 U 1および下部位置 L 1ならびに奥部領域 4 cの上部位置 U 2および下部位置 L 2の温度上昇開始点を測定することによって、半溶融材料の充塡挙動を調べたところ、その充塡順序は、 G→L 1→U 1→L 2と略同時に U2、であり、鐯造欠陥の発生を面避する上で理想的であることが確認された。

加圧プランジャ 9をストローク終端に保持して、キヤビティ 4に充塡された半溶融材料に加圧力を付与し、その加圧下で半溶融材料を凝固させて鐯物 A₁₃を得た。この場合、半溶融材料に対する加圧力 Pは P- 3 0 MP aであり、鐃型 1の分割面 10に発生するばりは極めて少ないことが確認された。この铸込み作業における時間と加圧プランジャのストロークおよび半溶融材料に対する加圧力との関係は、図 2と同じである。図 1 1は、前記鐃造方法により得られた涛物 A₁₃の金属組織を示す顕微鏡写真（ 100倍）である。

図中、黒点部分が初晶 S iであり、その最大粒径 d₂ が d₂ =8 0 fi mであることが判る。このような金属組織が得られる理由は、半溶融材料の固相における初晶 S iの最大粒径 d ₂ が d₂ =80 //mであり、また液相から晶出する初晶 S iは、液相がゲート 5通過時において剪断力を受け、また加圧下で凝固することから、その微細化が達成されるからである。

また、この铸物 A , ₃には、図 1 1から明らかなように、湯境、ガスの

Z 0

巻込みによる気孔等の発生がなく、またキヤビティ 4への半溶融材料の未充塡に起因した欠けの発生もないもので、したがって、この铸物 Ai は優れた涛造品質を有することが判明した。

比較のため、 A l—S i系過共晶合金よりなる固体材料として、表 1 1の組成を有し、且つ初晶 S iの最大粒径がそれぞれ d_z = 1 0 0 〃m、 1 50 μτη^ 2 0 0 mである三種のものを用いて、前記铸造方法と同一条件下で三種の鐯物 AH, B ₂₁, B _Z2を鐯造した。

また各铸物 A₁₃, A,4, B₂₁, B _2Zの靱性を調べるため、それらに T 6処理を施し、その処理後の各铸物 A₁₃, A, 4. Β ζχ, Β ₂₂についてシャルビー衝撃試験を行った。 Τ 6処理条件は、 5 0 0て、 5時間の 1次加熱、水冷、 1 8 0て、 5時間の 2次加熱である。

さらにスリーブ 8の摩耗状況を調べるため、前記 4種の固体材料を用いた各铸造作業を同一条件下で 5 0 0回宛行い、スリーブ 8の内面状態を目視観察した。表 1 2は、シャルビー衝撃試験等の結果を示す。 o 【表 1 2】

初晶 S i のシャルビ一スリーブの m 物最大粒径衝撃値内面状態

( m ) ( J/cm²) 実施例 A ₁₃ 8 0 0. 5 0 良好実施例 A ₁₄ 1 0 0 0. 4 7 良好比較例 B ₂₁ 1 5 0 0. 4 1 線状傷発生比較例 B _2Z 2 0 0 0. 3 7 線状慯発生表 12から明らかなように、固体材料における初晶 S iの最大粒径 d 2 を d₂ I 0 0 / mに設定することによって、倭れた靱性を有する涛物 Aw, A "を得ることができ、また铸型 1の耐久性向上させることができる。

次に、加圧ブランジャ 9の移動速度を変えることにより、ゲート 5通過時における半溶融材料の速度 Vおよびレイノルズ数 R eを変え、他の条件を前記铸造方法と同一に設定して実施例による铸物 A , _s, A ₁6および比較例による鏵物 B₂₃, B_2<を铸造した。

表 13は、実施例による铸物 A₁₃, A,s, A₁₆および比較例による铸物 B²³, B"と、前記速度 Vおよびレイノルズ数 R eとの関係を示す。

【表 13】

図 12は、ゲート 5通過時における半溶融材料の速度 Vと、ゲート通過時における半溶融材料の粘度;/との関係を示す。図中、線 cはゲート 5通過時におけるレイノルズ数 R _eが R _e = i 5 00の場合に該当し、したがって、線 cを含み、且つその線 cよりも上方の領域が層流領域であり、また線 cよりも下方の領域が乱流領域である。

図 1 3は、ゲート 5通過時における半溶融材料の速度 Vと、キヤビティ 4に充塡された半溶融材料に対する加圧力 Pとの関係を示す。

前記のように铸造品質の向上等の観点より、前記速度 Vは 0. 5 m/ s e c≤ V≤ 20 m/ s e c、 B'Jsti粘度は 0. l P a * s e c≤/ ≤ 2000 P a ' s e c、レイノルズ数 R eは R e≤ 1 5 00、前記加圧力 Pは 1 0MP a P 1 20 M P aであることが望ましい。

表 1 2, 図 1 2, 図 1 3から、実施例による铸物 , A.5, A₁₆においては前述の各条件が満たされていることが判る。

比較例による铸物 B₂₃においては、前記速度 Vが下限値（0. 5mZ s e c ) を下回っているため、キヤビティ 4への半溶融材料の充塡順序が、図 1において、 G→L 1→U 1 -→L 2→U 2となり、その結果、キャビティ 4の奥部領域 4 cにおける上部位置 U 2に半溶融材料の未充塡箇所が発生し、それに対応して铸物 B₂₃には欠けが生じていた。

比較例による铸物 B_2<においては、前記速度 Vが上限値（ 2 O m/s e c ) を上回っているため、キヤビティ 4への半溶融材料の充塡順序が、図 1において、 G→U 2→L 2→L 1→U 1となり、その結果、キヤビティ 4の入口側領域 4 aおよび奥部領域 4 cにおいて半溶融材料が部分的に早期に凝固し、それに対応して铸物 B_Z4には湯境が生じていた。また半溶融材料が噴出流となってキヤビティ 4に注入されるため铸物 B_Z4 にガスの巻込みによる気孔の発生が認められた。

比較のため、铸物 B₂₅, B₂₆を表 1 4の条件のみを変えて前記铸造方法により铸造した。両铸物 B₂₅, B_Z6は図 1 2にも表示されている。【表 14】

比較例による鐃物 B_zsにおいては、半溶融材料の高粘度化に起因して欠けの発生が認められた。また比較例による ϋ物 B₂₆においては、半溶融材料の低锆度化に起因して乱流によるガスの巻込み、したがって気孔の発生が認められた。

比較のため、前記加圧力 Pを P = 9 0 MP aに設定し、他の条件を前記と同様に設定して前記铸造方法により、前記実施例による鐯物 A₁₃, A_l5, ₁₆に対応する铸物八₁₇〜八₁₉ぉょび前記比較例にょる鐯物8₂₃, B "に対応する铸物 B_Z7, B_Z8を铸造した。それら铸物 A_f7〜A₁₉は図 1 3に、また B_Z7, B_Z8は図 1 2. 図 1 3にそれぞれ示されており、前記铸物 A₁₃, A, 5, A₁₆および B₂₃, B₂₄にそれぞれ対応した铸造品質を有することが確認された。即ち、铸物 Α₁₇〜Α₁₉には铸造欠陥の発生はなく、一方、铸物には欠けが発生し、また涛物 Β₂₈には湯境および気孔の発生が認められた。

( 2 ) 固体材料として、急冷凝固 A 1合金粉末に成形固化加工を施して得られた高密度固体林料を用いる場合について高密度固体材料の調製において、急冷凝固 A 1合金粉末を用いた成形固化加工法としては、通常の粉末冶金法で適用される圧縮成形加工法またはその圧縮成形加工に次いで熱間押出し加工を行う二段加工法が適用される。

また半溶融材料の調製に当っては、加熱時間の短縮と均熱加熱とを狙つて低周波誘導加熱炉が用いられる。

半溶融材料を用いた加圧铸造法の実施に当っては、図 1と同様の装置が用いられる。

急冷凝固 A 1合金粉末としては、例えば、ァトマイズ法により得られたものが用いられる。その A 1合金粉末は、下記の各化学成分と残部 A 1とよりなる。

1 7. 0重量％ S i 1 8. 0重量％

4. 0重量％ F e≤ 4. 5重量％

2. 0重量％ C u 2. 5重量％

1. 8重量％ Mn≤ 2. 2重量％

0. 3重量％≤M g≤ 0. 5重量％

A 1合金粉末の製造時における冷却速度 R ₃ は R₃ ≥ 1 0² 'C/s e cに設定され、これにより初晶 S iの最大粒径 d ₂ が d ₂ ≤ 1 0 0〃m で、金属間化合物の最大粒径 d ₃ が d ₃ ≤ 1 5 // mである A 1合金粉末が得られる。ただし、前記冷却速度 R₃ が R₃ < 1 0² 'CZs e cでは、急冷凝固法独特の微細金属組織を備えた A 1合金粉末を得ることができず、そのため半溶融材料調製時における粘度コントロールが難しくなる。このことは、金属間化合物の最大粒径 d ₃ が d ₃ 〉 1 5 μ πιとなった場合についても言える。 A 1合金粉末の各化学成分において、 S〖は、涛物の耐摩耗性、ヤング率等を向上し、また熱膨脹係数を低下させる効果を有する。ただし、 S iの含有量が S i < 17. 0重量％では前記効果が少なく、一方、 S i >18. 0重量％では機械加工性が悪化する。

F eは、涛物の高温強度およびャング率を向上させると共に鐃型 1に対する半溶融材料の焼付きを防止する効果を有する。この高温強度向上機構は、 A 1 F e Mn金属間化合物の分散強化による。ただし、 F eの含有量が F e < 4. 0重量％では前記効果が少なく、一方、 F e > 4. 5重量％では鐯物の伸びおよび靱性が低下する。

Cuは、熱処理により Al₂ Cu金属間化合物を折出して鐯物の強度を向上させる効果を有する。ただし、 Cuの含有量が Cu<2. 0重量 %では強度向上効果が少なく、一方、 Cu>2. 5重量％では铸物の耐食性が低下する。

Mnは、铸物の高温強度を向上させる効果を有し、また Al F e金属間化合物を塊状化する機能を有する。ただし、 Mnの含有量が Mnぐ 1. 8重量％では前記効果が少なく、一方、 Μη>2. 2重量％では铸物の伸びおよび靱性が低下する。

Mgは、 S ίと共働して鐯物の強度を向上させる効果を有する。ただし、 M gの含有量が M g < 0. 3重量％でば強度向上効果が少なく、一方、 Mg>0. 5重量％では铸物の伸びおよび靱性が低下する。

固体材料の相対密度 Dは、前記のように、 70% D≤100%といつたように高く設定される。

固体材料より半溶融材料を得る場合において、その加熱条件は次のように設定される。固体材料の平均昇温速度 R₂ は、金属間化合物の粗大化防止上、前記同様に、 R₂ ≥ 0. 2'C/s e cに、加熱保持温度 Tは固相線温度 T_S と液相線温度 T との間の温度、即ち T_S ぐ T<TL に- 加熱保持時間 tは、極力短い方が望ましく、固体材料の大きさにもよるが、 t≤3 0分間に、半溶融材料における均熱度 ΔΤは ΔΤ≤ 4 に、

⁵ 半溶融材料の粘度は、前記同様に、 0. l P a ' s e c≤// 2 0 0 0 P a · s e cにそれぞれ設定される。このように加熱条件を設定すると、半溶融材料の調製および取扱いを能率良く行い、また铸物の品質を向上させて、その機械的特性を良好にすることができる。

加熱保持温度 Tは、 T Ts +0. 5 (T_L -TS ) てであることが

'。望ましい。 T〉T_S + 0. 5 (T_L -Ts ) てでは、金属間化合物の粗大化を招来して前記同様の不具合を生じる。また加熱保持時間 tが t > 30分間では、前記同様に金属間化合物の粗大化を生じる。

さらに半溶融材料における均熱度 ΔΤが ΔΤ〉4 ΐになると、半溶融材料において粘度が部分的に異なるため、溶け出し部分が発生したり、

¹⁵ またキヤビティ 4における未充塡箇所、したがって铸物における欠けの発生を招来する。均熱度の最適範囲は ΔΤ^ 3てである。その理由は、このような範囲においては半溶融材料の自動的取扱いが可能であり、これにより铸物の生産性を向上し得るからである。

铸込みの際のゲート 5通過時における半溶融材料の性状、即ち半溶融 0 材料の粘度//は、前記同様に、 0. l P a ' s e c ^/ 2 0 00 P a • s e cに、またレイノルズ数 R eは R e 1 5 0 0に、さらに半溶融材料の速度 Vは、前記同様に、 0. S mZs e c V S OmZs e c にそれぞれ設定される。また断面積拡大率 R sは、前記同様に、 R s≤ 1 0に設定され、さらに、キヤビティ 4に充塡された半溶融材料に対する加圧力 Pは、前記同様に、 10MP a P≤120MP aに設定される a

以下、具体例について説明する。

先ず、固体材料の相対密度 Dと半溶融材料の均熱度 Δ Tとの関係について考察する。

急冷凝固 A 1合金粉末として、表 15の組成を有するものを選定した。

【表 15】

I o

この A 1合金粉末は、アトマイズ法により得られたもので、その製造時における冷却速度 R₃ は R₃ = 10² 〜2 X 10 * 'CZs e c、初晶 S iの最大粒径 d ₂ は d ₂ 100 m、金属間化合物の最大粒径 d ₃ は d₃ =7 固相線温度 T_s は T_s = 510て、液相線温度 T\ は

T_L = 690てであった。

A 1合金粉末を用いて圧縮成形加工を行うことにより圧粉体を成形し次いでその圧粉体に、押出し温度 420て、最大加圧力 2500 t 0 n. 押出し比 12の条件下で熱間押出し加工を施して相対密度 Dが D=l 0 0%の固体材料を得た。

また前記熱間押出し加工において、押出し比を変えることによって、相対密度 Dが D = 90%、 80%、 70%の 3種の固体林料を製造した, 次いで、固体材料に機械加工を施して直径 70 mm. 長さ 100關の短円柱状固体テストビースを製作した。

その後、固体テストビースを内径 7 O mm、深さ 1 0 O mmのアルミナ製るつぼに嵌入し、そのるつぼを低周波誘導加熱炉内に設置して、急速に均熱加熱する出カバターンにて固体テストビースを 5 7 0てまで加熱し、得られた半溶融テストビースの温度分布を測定した。各半溶融テストビースについて、測定温度の最大値と最小値との差を均熱度 Δ Tとして求めたところ、表 1 6の結果を得た。表 1 6において、比較例は、前記 A 1合金粉末を前記るつぼに充填して、前記と同一寸法の固体テストビースを得、その固体テストビースに前記と同一条件下で加熱処理を施して半溶融テストビースを調製した場合である。

【表 1 6】固体テストビースの半溶融テストビース

相対密度 D ( % ) の均熱度 Δ Τ CC ) 実施例 A 2 0 1 0 0 3 o

A Ζ , 9 0 ύ

A 2 2 8 0 3

A 2 3 7 0 4 比較例 B 2 9 6 0 7

B 3 0 5 0 8 表 1 6より、実施例半溶融テストビースは比較例半溶融テストピースに比べて優れた均熱度 ΔΤを有することが判る。これは、実施例においては、相対密度 Dの高い固体テストビースが用いられたことに起因する次に、前記 A 1合金粉末を用いた铸物の製造方法について説明する。先ず、 A 1合金粉末を用いて圧縮成形加工を行うことにより圧粉体を成形し、次いでその圧粉体に、掙出し温度 420'C、最大加圧力 250 0 t 0 n、押出し比 1 2の条件下で熱間押出し加工を施して固体材料を得た。

この固体林料においては、 A 1合金粉末相互間が焼結されており、その相対密度 Dは D= 10 0%、初晶 S iの最大粒径 d₂ は d₂ 1 0 0 //m 金属間化合物の最大粒径 d 3 は d₃ =7 / πιであった。

鐯型 1において、そのゲート 5の断面積 S。とキヤビティ 4の入口側領域 4 aの断面積 S, との間に成立する断面積拡大率 R s (S, /So ) を R s = 4に設定した。

次いで、固体材料を低周波誘導加熱炉内に設置して加熱し、その際、平均昇温速度 R_z = 1. 3'CZs e c、加熱保持温度 T- 567'C、加熱保持時間 t = l分間に設定して、均熱度 ΔΤ-3て、固相の体積分率 V f =7 0%の半溶融材料を調製した。この固相は前記固体材料と同様の金属組織を保有している。

前記半溶融材料を鐯型 1の装入口 6に装入し、次いで加圧ブランジャ 9により半溶融材料をゲ一ト 5を通じてキヤビティ 4に充塡した。この場合、加圧プランジャ 9の移動速度は約 78關 e cに設定され、ゲ一ト 5通過時における半溶融材料の速度 Vは V = 3. 0 m "s e c、粘度〃は〃 = 3 00 P a - s e c、レイノルズ数 R eは R e = 0. 2 1であった。

また図 1に示すように、铸型 1におけるゲート 5の下部位置 G、キヤビティ 4の入口側領域 4 aの上部位置 U 1および下部位置 L 1ならびに奥部領域 4 cの上部位置 U .2および下部位置 L 2の温度上昇開始点を測 ⁵ 定することによって、半溶融材料の充塡挙動を調べたところ、その充塡順序は、 G→L 1→U 1→L 2と略同時に U 2、であり、铸造欠陥の発生を回避する上で理想的であることが確認された。

加圧プランジャ 9をストローク終端に保持して、キヤビティ 4に充塡された半溶融材料に加圧力を付与し、その加圧下で半溶融材料を凝固さ i。せて铸物を得た。この場合、半溶融材料に対する加圧力 P = 3 0〜9 0 M P aであり、金型 1の分割面 1 0に発生するばりは極めて少ないことが確認された。一

図 1 4は、前記加圧铸造法により得られた铸物の金属組織を示す顕微鏡写真（ 4 0 0倍）であり、また図 1 5は、前記固体材料の金属組織を i s 示す顕微鏡写真（ 4 0 0倍）である。

図 1 4 , 図 1 5において、濃灰色の点状部分が金属間化合物である。図 1 4より金属間化合物の最大粒径 d ₃ は、 d ₃ = 1 5 // mであり、図 1 5のそれと比較すると若干大きくなることが判る。このような金属組織が得られる理由は、半溶融材料の固相における金属間化合物の最大粒径 d ₃ が d ₃ = 7 mであり、また液相から晶出する金属間化合物は、液相がゲート 5通過時において剪断力を受け、また加圧下で凝固することから、その微細化が達成されるからである。

また、この铸物には、図 1 4から明らかなように、湯境、ガスの巻込みによる気孔等の発生がなく、またキヤビティ 4への半溶融材料の未充填に起因した欠けの発生もないもので、したがって、この鐯物は優れた品質を有することが判明した。

機椟的特性を比較するため、室温、 2 0 0ておよび 3 0 0てにおける前記鐃物と前記固体材料（押出し部材）との引張強さび B およびひ. 2

%耐力を測定したところ、表 1 7の結果を得た。

【表 1 7】

i o

袠 1 7から明らかなように、室温下においては、鐯物よりも固体材料の方が強度的にはやや優れているが、高温下においては、雨者は略同一である。

したがって、前記加圧鐯造法によれば、優れた高温強度を有し、また熱間押出し加工法に比べて形状自由度を高めた涛物を提供することがでさる。

比較のため、前記 A 1合金粉末をるつぼに充塡して相対密度 Dが D = 6 0 %の固体材料を調製し、次いでそのるっぽを低周波誘導加熱炉内に設置して前記と同一加熱条件下で均熱度 Δ Τ = 7て、固相の体積分率 V f = 7 0 %の半溶融材料を調製した。半溶融材料を铸型 1の装入口 6に装入して前記と同一涛造条件下で比較例涛物を得た。図 1 6は比較例铸物の金属組織を示す顕微鏡写真（ 1 0 0倍）であり. 本図より比較例铸物には巣（黒色部分）が発生していることが判る。この巣は、固体材料の相対密度 Dが低く、その材料に無数の空隙が存在していたことに起因する。

1 0

Z 0

Claims

請求の範囲

(1) 面相と液相とが共存する A 1系亜 ¾晶合金組成の铸造材料を調製し- 次いで前記鐯造材料を用いて加圧下で鐯込みを行い、その際、前記錄造材料を、その粘度//が 0. l P a - s e c≤//≤ 2 0 0 0 P a · s e c, またレイノルズ数 R eが R e≤ 1 5 0 0の条件にて涛型のゲートを通過させることを特徴とする A 1系合金铸物の鐯造方法。

(2) 前記ゲート通過時における前記鐯造材料の速度 Vが 0. SmZs e c^V 20 niZs e cであり、また前記 If型のキヤビティに充填された前記铸造材料に対する加圧力 Pが 1 0 MP a P 1 2 0 MP aであ

X 0

る、クレイム (1)記載の A 1系合金涛物の铸造方法。

(3) 前記錄造材料は、 A 1系亜共晶合金組成の溶湯を冷却して調製された半凝固材料であり、前記半凝固材料の調製に当り、前記溶湯の平均降温速度 R L を 0. 1 ΐ/s e c R _T ≤ 1 0てノ s e cに設定する、クレイム (1)または (2)記載の A 1系合金涛物の鐯造方法。

(4) 前記ゲートの断面積を S。とし、また前記キヤビティにおける入口側領域の断面積を S _T として、断面積拡大率 R sを R S - S L /S。で表わしたとき、その断面積拡大率 R sは、 R s ^ l Oに設定される、クレイム (3)記載の A 1系合金涛物の铸造方法。

(5) 形状係数 Fが F≥0. 1である初晶 α— A 〖の面積率 R aを R a≥

Z 0

8 0 %に設定され、また前記初晶 — A Iの最大粒径 d , を ≤ 3 0 0 mに設定された金属組織を備えている、クレイム (1), (2), (3)または (4)記載の涛造方法によって製造された亜共晶合金組成を有する A 1系合金涛物。

(6) 前記涛造材料は、 A 1系亜兵晶合金よりなる固体材料を加熱して調製された半溶融材料であり、前記固体材料として、形状係数 Fが F≥ 0. 1である初晶 or— A 1の面積率 R aを R a≥ 8 0 %に設定されたものを用いる、クレイム (1)または (2)記載の A 1系合金铸物の铸造方法。

(7) 前記ゲートの断面積を S。とし、また前記キヤビティにおける入口側領域の断面積を S , として、断面積拡大率 R sを R s = S , /S o で表わしたとき、その断面積拡大率は、 R s ^ l 0に設定される、クレイム (6)記載の A 1系合金铸物の踌造方法。

(8) 前記固体材料の平均昇温速度 R_z は R₂ ≥ 0. 2 'C/sec であり、また前記半溶融材料における内外部間の均熱度 ΔΤは厶土 1 0てである、クレイム (7)記載の A 1系合金铸物の铸造方法。

(9) 前記固体材料における初晶 α— A 1の最大粒径 d , は d ≤ 3 0 0 μπιである、クレイム (6)記載の A 1系合金铸物の铸造方法。

00) 前記铸造材料は、固相と液相とが共存する半溶融材料であり、その半溶融材料は、ィンゴットに熱間加工および冷間加工の一方を施して方向性のある粒状結晶構造を備えた 1次固体材料を調製し、次いで前記 1 次固体材料に焼なまし処理を施して方向性を除去された粒状結晶構造を備えた 2次固体材料を調製し、その後前記 2次固体材料を加熱して調製される、クレイム (1)記載の A 1系合金铸物の铸造方法。

(10 前記ゲート通過時における前記半溶融材料の速度 Vが 0. Z mZse c V≤ 3 0 mZsec であり、また前記キヤビティに充塡された前記半溶融材料に対する加圧力 Pが 1 O M P a ≤ P 1 2 O M P aである、クレイム 00)記載の A 1系合金铸物の铸造方法。

02) 前記 2次固体材料より前記半溶融 ί料を得る場合において、その 2 次固体材料の平均昇温速度 R₂ は R_z ≥ 0. 2 'C /sec であり、また前記半溶融材料における内外部間の均熱度 ΔΤは ΔΤ^土 1 0てである、クレイム (11)記載の A 1系合金铸物の鏵造方法。

03) 前記ゲートの断面積を S。とし、また前記キヤビティにおける入口側領域の断面積を S _t として、断面積披大率 R sを R _S =S _t /So で表わしたとき、その断面積拡大率 R sは、 R s ^ l Oに設定される、クレイム (12)記載の A 1系合金铸物の铸造方法。

A 1系共晶合金および A 1系過兵晶合金のいずれか一方よりなる固体材料を加熱して固相と液相とが共存した半溶融材料を調製し、次いで前記半溶融材料を加圧下で鐯型のゲートを通過させてキャビティに充塡する A 1系合金铸物の铸造方法において、前記固体材料として初晶の最大粒径 d₂ が d_z ≤ 100〃mであるものを用いることを特徴とする A 1系合金鐃物の铸造方法。

03 前記半溶融材料を、その粘度^が 0. 1 P a · s e 0 0

O P a ' s e c、またレイノルズ数 R eが R e 1 500の条件にて前記ゲートを通過させる、クレイム (14)記載の A 1系合金铸物の铸造方法。 m 前記ゲート通過時における前記半溶融材料の速度 Vが 0. SmZs e c≤ V≤ 20 m/s e cであり、また前記キヤビティに充塡された前記半溶融材料に対する加圧力 Pが 1 0 MP a P≤ 1 20 MP aである、クレイム (14)または 03記載の A 1系合金涛物の涛造方法。

Z 0

07) 前記ゲートの断面積を S。とし、. また前記キヤビティにおける入口側領域の断面積を S_t として、断面積拡大率 R sを R s

/S。で表わしたとき、その断面積拡大率 R sば、 R s ^ l Oに設定される、クレイム (16)記載の A 1系合金 ί寿物の涛造方法。

08) 前記固体材料の平均昇温速度 R₂ は R₂ ≥0. 2て Zs e cであり、また前記半溶融材料における内外部間の均熱度 ΔΤは ΔΤ≤± 1 O 'Cである、クレイム (17)記載の A 1系合金錶物の铸造方法。 09) 前記固体材料として、急冷凝固 A 1合金粉末に成形固化加工を施して得られた高密度固体材料を用いる、クレイム 04)記載の A 1系合金铸物の涛造方法。

前記急冷凝固 A 1系合金粉末における金属間化合物の最大粒径 d ₃ は d₃ 1 5 //mである、クレイム Q9)記載の A 1系合金铸物の铸造方法。

(21) 前記高密度固体材料の相対密度 Dは 7 0%≤D 1 0 0%である、クレイム Ι2Φ記載の A 1系合金铸物の铸造方法。

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(22) 前記半溶融材料を、その粘度//が 0. 1 P a · s e c≤ 2 0 O O P a . s e c、またレイノルズ数 R eが R e≤ 1 5 0 0の条件にて前記ゲートを通過させる、クレイム 09), または（21)記載の A 1系合金铸物の铸造方法。

(23) 前記ゲート通過時における前記半溶融材料の速度 Vが 0. 2 mZ s e c ^V S O mZs e cであり、また前記キヤビティに充塡された前記半溶融材料に対する加圧力 Pが 1 0 MP a P 1 2 0 MP aである、クレイム（22)記載の A 1系合金铸物の铸造方法。

(24) 前記ゲートの断面積を S。とし、また前記キヤビティにおける入口側領域の断面積を S , として、断面積拡大率 R sを R s =S , /So 0 で表わしたとき、その断面積拡大率 R sは、 R s ^ l Oに設定される、クレイム（23)記載の A 1系合金铸物の铸造方法。

(25) 前記固体材料の平均昇温速度 R₂ は R₂ ≥ 0. 2 'CZs e cであり、また加熱保持温度 Tは T_s <T<T_L (T_s ：固相線温度、 1 ：液相線温度）であり、さらに加熱保持時間 tは t 3 0分間であり、さらにまた前記半溶融材料における内外部間の均熱度 ΔΤは ΔΤ≤4ΐである、クレイム（24)記載の A 1系合金铸物の鐯造方法。