JP2794544B2 - チクソキャスティング法 - Google Patents
チクソキャスティング法Info
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- JP2794544B2 JP2794544B2 JP6334149A JP33414994A JP2794544B2 JP 2794544 B2 JP2794544 B2 JP 2794544B2 JP 6334149 A JP6334149 A JP 6334149A JP 33414994 A JP33414994 A JP 33414994A JP 2794544 B2 JP2794544 B2 JP 2794544B2
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明はチクソキャスティング法
に関する。
に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来、チクソキャスティング用合金材
料、例えばＡｌ合金材料としては、鋳物の耐熱性向上を
狙った場合に用いられるＡＡ規格２０００系合金や、鋳
物の高強度、高靱性化を狙った場合に用いられるＡＡ規
格６０００系合金が知られている。
料、例えばＡｌ合金材料としては、鋳物の耐熱性向上を
狙った場合に用いられるＡＡ規格２０００系合金や、鋳
物の高強度、高靱性化を狙った場合に用いられるＡＡ規
格６０００系合金が知られている。
【０００３】チクソキャスティング法の実施に当って
は、Ａｌ合金材料に加熱処理を施して固相（略固体とな
っている相、以下同じ）と液相とが共存する半溶融Ａｌ
合金材料を調製し、次いでその半溶融Ａｌ合金材料を加
圧下で鋳型のキャビティに充填し、その後前記加圧下で
半溶融Ａｌ合金材料を凝固させる、といった方法が採用
される。この場合、液相は共晶組成を有する第１成分よ
りなり、また固相は共晶点よりも高融点の成分を有する
第２成分よりなる。
は、Ａｌ合金材料に加熱処理を施して固相（略固体とな
っている相、以下同じ）と液相とが共存する半溶融Ａｌ
合金材料を調製し、次いでその半溶融Ａｌ合金材料を加
圧下で鋳型のキャビティに充填し、その後前記加圧下で
半溶融Ａｌ合金材料を凝固させる、といった方法が採用
される。この場合、液相は共晶組成を有する第１成分よ
りなり、また固相は共晶点よりも高融点の成分を有する
第２成分よりなる。
【０００４】そして、前記Ａｌ合金材料は、示差熱分析
曲線において、第１成分の溶解による第１山形吸熱部
と、第２成分の溶解による第２山形吸熱部とが存在す
る、といった熱的特性を有する。
曲線において、第１成分の溶解による第１山形吸熱部
と、第２成分の溶解による第２山形吸熱部とが存在す
る、といった熱的特性を有する。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、前記Ａ
ｌ合金材料においては、その示差熱分析曲線に存する第
１山形吸熱部の下降終了点が、第２山形吸熱部の上昇開
始点であることに起因して、チクソキャスティング法の
凝固過程では固相が略凝固を完了した後、液相が凝固を
開始することになるから、液相による第１凝固相と固相
による第２凝固相との接合性が低く、その結果、Ａｌ合
金鋳物の高強度化の要請に十分に応ずることができな
い、といった問題がある。
ｌ合金材料においては、その示差熱分析曲線に存する第
１山形吸熱部の下降終了点が、第２山形吸熱部の上昇開
始点であることに起因して、チクソキャスティング法の
凝固過程では固相が略凝固を完了した後、液相が凝固を
開始することになるから、液相による第１凝固相と固相
による第２凝固相との接合性が低く、その結果、Ａｌ合
金鋳物の高強度化の要請に十分に応ずることができな
い、といった問題がある。
【０００６】本発明は前記に鑑み、第１凝固相と第２凝
固相との間に、融点が第１，第２凝固相の中間値である
第３凝固相が介在する合金材料を用い、これにより高強
度な鋳物を得ることが可能な前記チクソキャスティング
法を提供することを目的とする。
固相との間に、融点が第１，第２凝固相の中間値である
第３凝固相が介在する合金材料を用い、これにより高強
度な鋳物を得ることが可能な前記チクソキャスティング
法を提供することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明は、合金材料に加
熱処理を施して固相と液相とが共存する半溶融合金材料
を調製し、次いでその半溶融合金材料を加圧下で鋳型の
キャビティに充填し、その後前記加圧下で半溶融合金材
料を凝固させるチクソキャスティング法において、前記
合金材料として、示差熱分析曲線において共晶組成を有
する第１成分の溶解による第１山形吸熱部と、共晶点よ
りも高融点の第２成分の溶解による第２山形吸熱部とが
存在し、前記第１および第２山形吸熱部間に、融点が前
記第１成分の融点よりも高いが、前記第２成分の融点よ
りも低い第３成分の溶解による第３山形吸熱部が存在す
るものを用いることを特徴とする。
熱処理を施して固相と液相とが共存する半溶融合金材料
を調製し、次いでその半溶融合金材料を加圧下で鋳型の
キャビティに充填し、その後前記加圧下で半溶融合金材
料を凝固させるチクソキャスティング法において、前記
合金材料として、示差熱分析曲線において共晶組成を有
する第１成分の溶解による第１山形吸熱部と、共晶点よ
りも高融点の第２成分の溶解による第２山形吸熱部とが
存在し、前記第１および第２山形吸熱部間に、融点が前
記第１成分の融点よりも高いが、前記第２成分の融点よ
りも低い第３成分の溶解による第３山形吸熱部が存在す
るものを用いることを特徴とする。
【０００８】
【作用】前記熱的特性を有する合金材料においては、チ
クソキャスティング法の凝固過程で、第２成分がゲル状
態にあるとき第３成分よりなる液相が凝固を開始し、次
いで第３成分がゲル状態にあるとき第１成分よりなる液
相が凝固を開始する。
クソキャスティング法の凝固過程で、第２成分がゲル状
態にあるとき第３成分よりなる液相が凝固を開始し、次
いで第３成分がゲル状態にあるとき第１成分よりなる液
相が凝固を開始する。
【０００９】その結果、鋳物においては、第２成分より
なる第２凝固相と第３成分よりなる第３凝固相との接合
性が良好となり、また第３成分よりなる第３凝固相と第
１成分よりなる第１凝固相との接合性も良好となる。こ
れにより第１，第２凝固相が第３凝固相を介して強固に
接合されるのでその鋳物の高強度化が達成される。
なる第２凝固相と第３成分よりなる第３凝固相との接合
性が良好となり、また第３成分よりなる第３凝固相と第
１成分よりなる第１凝固相との接合性も良好となる。こ
れにより第１，第２凝固相が第３凝固相を介して強固に
接合されるのでその鋳物の高強度化が達成される。
【００１０】
表１はＡｌ合金材料Ａおよびａの組成を示す。Ａｌ合金
材料Ａは、本発明の範囲内に含まれるものであるから、
以後、便宜的に実施例Ａと称し、一方、Ａｌ合金材料ａ
は本発明の範囲内に含まれないものであるから、以後、
便宜的に比較例ａと称す。これは、後述の実施例Ｂおよ
び比較例ｂについても同じである。このような組成を有
するＡｌ合金材料は、常温下で使用されるＡｌ合金鋳物
の鋳造材料として有効である。これら実施例Ａ等は、連
続鋳造法の適用下で鋳造された高品質な長尺連続鋳造材
より切出されたものであって、その鋳造に当っては初晶
α−Ａｌの球状化処理が行われている。実施例Ａ等の寸
法は直径５０mm、長さ６５mmである。
材料Ａは、本発明の範囲内に含まれるものであるから、
以後、便宜的に実施例Ａと称し、一方、Ａｌ合金材料ａ
は本発明の範囲内に含まれないものであるから、以後、
便宜的に比較例ａと称す。これは、後述の実施例Ｂおよ
び比較例ｂについても同じである。このような組成を有
するＡｌ合金材料は、常温下で使用されるＡｌ合金鋳物
の鋳造材料として有効である。これら実施例Ａ等は、連
続鋳造法の適用下で鋳造された高品質な長尺連続鋳造材
より切出されたものであって、その鋳造に当っては初晶
α−Ａｌの球状化処理が行われている。実施例Ａ等の寸
法は直径５０mm、長さ６５mmである。
【００１１】
【表１】 実施例Ａについて示差走査熱量測定（ＤＳＣ）を行った
ところ、図２の結果を得た。図２の示差熱分析曲線ｃに
おいて、共晶組成を有する第１成分の溶解による第１山
形吸熱部ｄ1 と、共晶点よりも高融点の第２成分の溶解
による第２山形吸熱部ｄ2 とが存在し、また第１および
第２山形吸熱部ｄ1 ，ｄ 2 間に、融点が第１成分の融点
よりも高いが、第２成分の融点よりも低い第３成分の溶
解による第３山形吸熱部ｄ3 が存在する。この場合、第
１山形吸熱部ｄ1 のピーク値ｅ1と、第２，第３山形吸
熱部ｄ2 ，ｄ3 のピーク値ｅ2 ，ｅ3 との間にはｅ1 ＞
ｅ2 ，ｅ3 の関係が成立し、また第２，第３山形吸熱部
ｄ2 ，ｄ3 の両ピーク値ｅ2 ，ｅ3 との間にはｅ2 ≒ｅ
3 の関係が成立している。
ところ、図２の結果を得た。図２の示差熱分析曲線ｃに
おいて、共晶組成を有する第１成分の溶解による第１山
形吸熱部ｄ1 と、共晶点よりも高融点の第２成分の溶解
による第２山形吸熱部ｄ2 とが存在し、また第１および
第２山形吸熱部ｄ1 ，ｄ 2 間に、融点が第１成分の融点
よりも高いが、第２成分の融点よりも低い第３成分の溶
解による第３山形吸熱部ｄ3 が存在する。この場合、第
１山形吸熱部ｄ1 のピーク値ｅ1と、第２，第３山形吸
熱部ｄ2 ，ｄ3 のピーク値ｅ2 ，ｅ3 との間にはｅ1 ＞
ｅ2 ，ｅ3 の関係が成立し、また第２，第３山形吸熱部
ｄ2 ，ｄ3 の両ピーク値ｅ2 ，ｅ3 との間にはｅ2 ≒ｅ
3 の関係が成立している。
【００１２】実施例Ａにおいて、第１成分は融点が５７
５℃の共晶ＡｌＳｉであり、また第２成分は融点が６１
９℃のα−Ａｌであり、さらに第３成分は融点が５９４
℃の金属間化合物［Ａｌ15（Ｍｎ、Ｆｅ）Ｓｉ2 および
Ａｌ5 ＦｅＳｉの混合物］である。
５℃の共晶ＡｌＳｉであり、また第２成分は融点が６１
９℃のα−Ａｌであり、さらに第３成分は融点が５９４
℃の金属間化合物［Ａｌ15（Ｍｎ、Ｆｅ）Ｓｉ2 および
Ａｌ5 ＦｅＳｉの混合物］である。
【００１３】また比較例ａについてＤＳＣを行ったとこ
ろ、図３の結果を得た。図３の示差熱分析曲線ｃにおい
て、共晶組成を有する第１成分の溶解による第１山形吸
熱部ｄ1 と、共晶点よりも高融点の第２成分の溶解によ
る第２山形吸熱部ｄ2 とが存在する。
ろ、図３の結果を得た。図３の示差熱分析曲線ｃにおい
て、共晶組成を有する第１成分の溶解による第１山形吸
熱部ｄ1 と、共晶点よりも高融点の第２成分の溶解によ
る第２山形吸熱部ｄ2 とが存在する。
【００１４】比較例ａにおいて、第１成分は融点が５７
５℃の共晶ＡｌＳｉであり、また第２成分は融点が６２
９℃のα−Ａｌである。
５℃の共晶ＡｌＳｉであり、また第２成分は融点が６２
９℃のα−Ａｌである。
【００１５】このように実施例Ａおよび比較例ａにおけ
るα−Ａｌの融点が異なるのは、各α−Ａｌにおける固
溶元素およびその固溶量が異なることに起因し、これは
以下の例においても同じである。
るα−Ａｌの融点が異なるのは、各α−Ａｌにおける固
溶元素およびその固溶量が異なることに起因し、これは
以下の例においても同じである。
【００１６】次に、実施例Ａを誘導加熱装置の加熱コイ
ル内に設置し、次いで周波数 １ｋＨｚ、最大出力 ３
０ｋＷの条件で加熱して、固相と液相とが共存する半溶
融状態の実施例Ａを調製した。この場合、固相率は４０
％以上、６０％以下に設定される。
ル内に設置し、次いで周波数 １ｋＨｚ、最大出力 ３
０ｋＷの条件で加熱して、固相と液相とが共存する半溶
融状態の実施例Ａを調製した。この場合、固相率は４０
％以上、６０％以下に設定される。
【００１７】その後、図１に示すように、半溶融状態の
実施例Ａ（符号５）をチャンバ６に設置し、実施例Ａの
温度ｔ1 ６００℃、加圧プランジャ９の移動速度
０．２０ｍ／sec 、金型温度 ２５０℃の条件で実施例
Ａを加圧しつつゲート７を通過させてキャビティ４内に
充填した。そして、加圧プランジャ９をストローク終端
に保持することによってキャビティ４内に充填された実
施例Ａに加圧力を付与し、その加圧下で実施例Ａを凝固
させてＡｌ合金鋳物Ａを得た。
実施例Ａ（符号５）をチャンバ６に設置し、実施例Ａの
温度ｔ1 ６００℃、加圧プランジャ９の移動速度
０．２０ｍ／sec 、金型温度 ２５０℃の条件で実施例
Ａを加圧しつつゲート７を通過させてキャビティ４内に
充填した。そして、加圧プランジャ９をストローク終端
に保持することによってキャビティ４内に充填された実
施例Ａに加圧力を付与し、その加圧下で実施例Ａを凝固
させてＡｌ合金鋳物Ａを得た。
【００１８】また比較例ａを用い、その温度を５９０℃
に設定したこと以外は前記と同一条件にて鋳造作業を行
ってＡｌ合金鋳物ａを得た。
に設定したこと以外は前記と同一条件にて鋳造作業を行
ってＡｌ合金鋳物ａを得た。
【００１９】次に、両Ａｌ合金鋳物Ａ，ａより試験片を
作製し、それら試験片について常温下で引張り試験を行
ったところ、表２の結果を得た。
作製し、それら試験片について常温下で引張り試験を行
ったところ、表２の結果を得た。
【００２０】
【表２】 表２から明らかなように、実施例Ａを用いて得られたＡ
ｌ合金鋳物Ａは比較例ａを用いて得られたＡｌ合金鋳物
ａに比べて高強度である。
ｌ合金鋳物Ａは比較例ａを用いて得られたＡｌ合金鋳物
ａに比べて高強度である。
【００２１】これは次のような理由による。即ち、図２
に示すような熱的特性を有する実施例Ａにおいては、チ
クソキャスティング法の凝固過程で、第２成分（α−Ａ
ｌ）がゲル状態にあるとき第３成分（金属間化合物）よ
りなる液相が凝固を開始し、次いで第３成分がゲル状態
にあるとき第１成分（共晶ＡｌＳｉ）よりなる液相が凝
固を開始する。
に示すような熱的特性を有する実施例Ａにおいては、チ
クソキャスティング法の凝固過程で、第２成分（α−Ａ
ｌ）がゲル状態にあるとき第３成分（金属間化合物）よ
りなる液相が凝固を開始し、次いで第３成分がゲル状態
にあるとき第１成分（共晶ＡｌＳｉ）よりなる液相が凝
固を開始する。
【００２２】その結果、図４に示すＡｌ合金鋳物Ａの金
属組織において、第２成分よりなる第２凝固相とその第
２凝固相の粒界に分散する第３成分よりなる第３凝固相
との接合性が良好となり、また第３成分よりなる第３凝
固相と第１成分よりなる第１凝固相との接合性も良好と
なる。これにより、第１，第２凝固相が第３凝固相を介
して部分的に強固に接合されるので、そのＡｌ合金鋳物
Ａの高強度化が達成される。実施例Ａのように、第１〜
第３山形吸熱部ｄ1 〜ｄ3 を現出させるためには、その
組成においてＦｅ含有量をＦｅ≧０．２重量％に、また
Ｍｎ含有量をＭｎ≧０．１重量％にそれぞれ設定するの
が望ましい。
属組織において、第２成分よりなる第２凝固相とその第
２凝固相の粒界に分散する第３成分よりなる第３凝固相
との接合性が良好となり、また第３成分よりなる第３凝
固相と第１成分よりなる第１凝固相との接合性も良好と
なる。これにより、第１，第２凝固相が第３凝固相を介
して部分的に強固に接合されるので、そのＡｌ合金鋳物
Ａの高強度化が達成される。実施例Ａのように、第１〜
第３山形吸熱部ｄ1 〜ｄ3 を現出させるためには、その
組成においてＦｅ含有量をＦｅ≧０．２重量％に、また
Ｍｎ含有量をＭｎ≧０．１重量％にそれぞれ設定するの
が望ましい。
【００２３】Ａｌ合金鋳物ａの場合、図５に示すように
第３凝固相が存在せず、その結果、第１，第２凝固相間
の接合強度がＡｌ合金鋳物Ａのそれに比べて低くなる。
第３凝固相が存在せず、その結果、第１，第２凝固相間
の接合強度がＡｌ合金鋳物Ａのそれに比べて低くなる。
【００２４】実施例Ａのように、示差熱分析曲線ｃにお
いて第１〜第３山形吸熱部ｄ1 〜ｄ3 が存在し、また第
３山形吸熱部ｄ3 が金属間化合物に因るものである場
合、鋳造時における半溶融合金材料の温度ｔ1 （６００
℃）は、前記のように第１山形吸熱部ｄ1 の下降終了点
ｆの温度ｔ2 （５９１℃）を超える温度、即ち、ｔ1 ＞
ｔ2 であることが望ましい。その理由は、温度ｔ1 ＞ｔ
2 においては硬質の金属間化合物が溶解または溶解を開
始してその強度が低下しているので、ゲート７通過時に
金属間化合物が破砕され、鋳物において、その金属間化
合物を微細に分散させることができるからである。
いて第１〜第３山形吸熱部ｄ1 〜ｄ3 が存在し、また第
３山形吸熱部ｄ3 が金属間化合物に因るものである場
合、鋳造時における半溶融合金材料の温度ｔ1 （６００
℃）は、前記のように第１山形吸熱部ｄ1 の下降終了点
ｆの温度ｔ2 （５９１℃）を超える温度、即ち、ｔ1 ＞
ｔ2 であることが望ましい。その理由は、温度ｔ1 ＞ｔ
2 においては硬質の金属間化合物が溶解または溶解を開
始してその強度が低下しているので、ゲート７通過時に
金属間化合物が破砕され、鋳物において、その金属間化
合物を微細に分散させることができるからである。
【００２５】ただし、鋳造時における半溶融合金材料の
温度ｔ1 は、第２山形吸熱部ｄ2 のピーク温度ｔ3 （６
１８℃）以下、即ち、ｔ1 ≦ｔ3 であることが望まし
い。その理由は、ｔ1 ＞ｔ3 では、半溶融合金材料の保
形性が悪化するため、その搬送作業性が悪くなり、また
半溶融合金材料が低粘度のため、それをキャビティ４に
層流逐次充填することができず、鋳物に気孔が発生し易
くなり、さらに温度管理も難しくなるからである。
温度ｔ1 は、第２山形吸熱部ｄ2 のピーク温度ｔ3 （６
１８℃）以下、即ち、ｔ1 ≦ｔ3 であることが望まし
い。その理由は、ｔ1 ＞ｔ3 では、半溶融合金材料の保
形性が悪化するため、その搬送作業性が悪くなり、また
半溶融合金材料が低粘度のため、それをキャビティ４に
層流逐次充填することができず、鋳物に気孔が発生し易
くなり、さらに温度管理も難しくなるからである。
【００２６】このような鋳造時における半溶融合金材料
の温度ｔ1 と、下降終了点ｆの温度ｔ2 およびピーク温
度ｔ3 との関係、即ち、ｔ2 ＜ｔ1 ≦ｔ3 は後述の実施
例Ｂについても同じである。 〔実施例２〕表３はＡｌ合金材料の実施例Ｂおよび比較
例ｂの組成を示す。このような組成を有するＡｌ合金材
料は、高温下で使用されるＡｌ合金鋳物の鋳造材料とし
て有効である。これら実施例Ｂ等は、連続鋳造法の適用
下で鋳造された高品質な長尺連続鋳造材より切出された
ものであって、その鋳造に当っては初晶α−Ａｌの球状
化処理が行われている。実施例Ｂ等の寸法は直径５０m
m、長さ６５mmである。
の温度ｔ1 と、下降終了点ｆの温度ｔ2 およびピーク温
度ｔ3 との関係、即ち、ｔ2 ＜ｔ1 ≦ｔ3 は後述の実施
例Ｂについても同じである。 〔実施例２〕表３はＡｌ合金材料の実施例Ｂおよび比較
例ｂの組成を示す。このような組成を有するＡｌ合金材
料は、高温下で使用されるＡｌ合金鋳物の鋳造材料とし
て有効である。これら実施例Ｂ等は、連続鋳造法の適用
下で鋳造された高品質な長尺連続鋳造材より切出された
ものであって、その鋳造に当っては初晶α−Ａｌの球状
化処理が行われている。実施例Ｂ等の寸法は直径５０m
m、長さ６５mmである。
【００２７】
【表３】 実施例Ｂについて示差走査熱量測定（ＤＳＣ）を行った
ところ、図６の結果を得た。図６の示差熱分析曲線ｃに
おいて、共晶組成を有する第１成分の溶解による第１山
形吸熱部ｄ1 と、共晶点よりも高融点の第２成分の溶解
による第２山形吸熱部ｄ2 とが存在し、また第１および
第２山形吸熱部ｄ1 ，ｄ 2 間に、融点が第１成分の融点
よりも高いが、第２成分の融点よりも低い第３成分の溶
解による第３山形吸熱部ｄ3 が存在する。
ところ、図６の結果を得た。図６の示差熱分析曲線ｃに
おいて、共晶組成を有する第１成分の溶解による第１山
形吸熱部ｄ1 と、共晶点よりも高融点の第２成分の溶解
による第２山形吸熱部ｄ2 とが存在し、また第１および
第２山形吸熱部ｄ1 ，ｄ 2 間に、融点が第１成分の融点
よりも高いが、第２成分の融点よりも低い第３成分の溶
解による第３山形吸熱部ｄ3 が存在する。
【００２８】この場合、第１〜第３山形吸熱部ｄ1 〜ｄ
3 のピーク値ｅ1 〜ｅ3 の間には、ｅ1 ，ｅ2 ＞ｅ
3 （ただし、ｅ1 ＞ｅ2 ）の関係が成立している。これ
により金属間化合物の量を抑制することができる。ｅ3
＞ｅ1 ，ｅ2 では金属間化合物量が増加して、それが鋳
物において欠陥と同様の挙動を示す。したがってｅ1 ，
ｅ2 ≧ｅ3 であることが望ましい。
3 のピーク値ｅ1 〜ｅ3 の間には、ｅ1 ，ｅ2 ＞ｅ
3 （ただし、ｅ1 ＞ｅ2 ）の関係が成立している。これ
により金属間化合物の量を抑制することができる。ｅ3
＞ｅ1 ，ｅ2 では金属間化合物量が増加して、それが鋳
物において欠陥と同様の挙動を示す。したがってｅ1 ，
ｅ2 ≧ｅ3 であることが望ましい。
【００２９】実施例Ｂにおいて、第１成分は融点が５４
５℃の共晶Ａｌ−Ａｌ2 Ｃｕであり、また第２成分は融
点が６３６℃のα−Ａｌであり、さらに第３成分は融点
が５９０℃の金属間化合物（Ａｌ7 ＦｅＣｕ2 ）であ
る。
５℃の共晶Ａｌ−Ａｌ2 Ｃｕであり、また第２成分は融
点が６３６℃のα−Ａｌであり、さらに第３成分は融点
が５９０℃の金属間化合物（Ａｌ7 ＦｅＣｕ2 ）であ
る。
【００３０】また比較例ｂについてＤＳＣを行ったとこ
ろ、図７の結果を得た。図７の示差熱分析曲線ｃにおい
て、共晶組成を有する第１成分の溶解による第１山形吸
熱部ｄ1 と、共晶点よりも高融点の第２成分の溶解によ
る第２山形吸熱部ｄ2 とが存在する。
ろ、図７の結果を得た。図７の示差熱分析曲線ｃにおい
て、共晶組成を有する第１成分の溶解による第１山形吸
熱部ｄ1 と、共晶点よりも高融点の第２成分の溶解によ
る第２山形吸熱部ｄ2 とが存在する。
【００３１】比較例ｂにおいて、第１成分は融点が５４
５℃の共晶Ａｌ−Ａｌ2 Ｃｕであり、また第２成分は融
点が６３７℃のα−Ａｌである。
５℃の共晶Ａｌ−Ａｌ2 Ｃｕであり、また第２成分は融
点が６３７℃のα−Ａｌである。
【００３２】次に、実施例Ｂを誘導加熱装置の加熱コイ
ル内に設置し、次いで周波数 １ｋＨｚ、最大出力 ３
０ｋＷの条件で加熱して、固相と液相とが共存する半溶
融状態の実施例Ｂを調製した。この場合、固相率は４０
％以上、６０％以下に設定される。
ル内に設置し、次いで周波数 １ｋＨｚ、最大出力 ３
０ｋＷの条件で加熱して、固相と液相とが共存する半溶
融状態の実施例Ｂを調製した。この場合、固相率は４０
％以上、６０％以下に設定される。
【００３３】その後、図１に示すように、半溶融状態の
実施例Ｂ（符号５）をチャンバ６に設置し、実施例Ｂの
温度ｔ1 ６１０℃、加圧プランジャ９の移動速度
０．２０ｍ／sec 、金型温度 ２５０℃の条件で実施例
Ｂを加圧しつつゲート７を通過させてキャビティ４内に
充填した。そして、加圧プランジャ９をストローク終端
に保持することによってキャビティ４内に充填された実
施例Ｂに加圧力を付与し、その加圧下で実施例Ｂを凝固
させてＡｌ合金鋳物Ｂを得た。
実施例Ｂ（符号５）をチャンバ６に設置し、実施例Ｂの
温度ｔ1 ６１０℃、加圧プランジャ９の移動速度
０．２０ｍ／sec 、金型温度 ２５０℃の条件で実施例
Ｂを加圧しつつゲート７を通過させてキャビティ４内に
充填した。そして、加圧プランジャ９をストローク終端
に保持することによってキャビティ４内に充填された実
施例Ｂに加圧力を付与し、その加圧下で実施例Ｂを凝固
させてＡｌ合金鋳物Ｂを得た。
【００３４】また比較例ｂを用い、前記と同一条件にて
鋳造作業を行ってＡｌ合金鋳物ｂを得た。
鋳造作業を行ってＡｌ合金鋳物ｂを得た。
【００３５】次に、両Ａｌ合金鋳物Ｂ，ｂより試験片を
作製し、それら試験片について３００℃の高温下で引張
り試験を行ったところ、表４の結果を得た。
作製し、それら試験片について３００℃の高温下で引張
り試験を行ったところ、表４の結果を得た。
【００３６】
【表４】 表４から明らかなように、実施例Ｂを用いて得られたＡ
ｌ合金鋳物Ｂは比較例ｂを用いて得られたＡｌ合金鋳物
ｂに比べて優れた高温強度を有する。
ｌ合金鋳物Ｂは比較例ｂを用いて得られたＡｌ合金鋳物
ｂに比べて優れた高温強度を有する。
【００３７】これは次のような理由による。即ち、図６
に示すような熱的特性を有する実施例Ｂにおいては、チ
クソキャスティング法の凝固過程で、第２成分（α−Ａ
ｌ）がゲル状態にあるとき第３成分（金属間化合物）よ
りなる液相が凝固を開始し、次いで第３成分がゲル状態
にあるとき第１成分（共晶Ａｌ−Ａｌ2 Ｃｕ）よりなる
液相が凝固を開始する。
に示すような熱的特性を有する実施例Ｂにおいては、チ
クソキャスティング法の凝固過程で、第２成分（α−Ａ
ｌ）がゲル状態にあるとき第３成分（金属間化合物）よ
りなる液相が凝固を開始し、次いで第３成分がゲル状態
にあるとき第１成分（共晶Ａｌ−Ａｌ2 Ｃｕ）よりなる
液相が凝固を開始する。
【００３８】その結果、図８に示すＡｌ合金鋳物Ｂの金
属組織において、第２成分よりなる第２凝固相と、その
第２凝固相の粒界に存在する第３成分よりなる第３凝固
相との接合性が良好となり、また第３成分よりなる第３
凝固相と第１成分よりなる第１凝固相との接合性も良好
となる。これにより、第１，第２凝固相が第３凝固相を
介して部分的に強固に接合されるので、そのＡｌ合金鋳
物Ｂの高強度化が達成される。
属組織において、第２成分よりなる第２凝固相と、その
第２凝固相の粒界に存在する第３成分よりなる第３凝固
相との接合性が良好となり、また第３成分よりなる第３
凝固相と第１成分よりなる第１凝固相との接合性も良好
となる。これにより、第１，第２凝固相が第３凝固相を
介して部分的に強固に接合されるので、そのＡｌ合金鋳
物Ｂの高強度化が達成される。
【００３９】Ａｌ合金鋳物ｂの場合、図９に示すように
第３凝固相が存在せず、その結果、第１，第２凝固相間
の接合強度が、Ａｌ合金鋳物Ｂのそれに比べて低くな
る。
第３凝固相が存在せず、その結果、第１，第２凝固相間
の接合強度が、Ａｌ合金鋳物Ｂのそれに比べて低くな
る。
【００４０】なお、本発明はＡｌ合金材料には限定され
ない。
ない。
【００４１】
【発明の効果】本発明によれば、前記のように特定され
た熱的特性を具備する合金材料を用いることにより、常
温下および高温下にて優れた強度を発揮する鋳物を得る
ことが可能なチクソキャスティング法を提供することが
できる。
た熱的特性を具備する合金材料を用いることにより、常
温下および高温下にて優れた強度を発揮する鋳物を得る
ことが可能なチクソキャスティング法を提供することが
できる。
【図１】加圧鋳造機の縦断面図である。
【図２】実施例Ａの示差熱分析曲線である。
【図３】比較例ａの示差熱分析曲線である。
【図４】（ａ）はＡｌ合金鋳物Ａの金属組織を示す顕微
鏡写真、（ｂ）は（ａ）の要部写図である。
鏡写真、（ｂ）は（ａ）の要部写図である。
【図５】Ａｌ合金鋳物ａの金属組織を示す顕微鏡写真で
ある。
ある。
【図６】実施例Ｂの示差熱分析曲線である。
【図７】比較例ｂの示差熱分析曲線である。
【図８】（ａ）はＡｌ合金鋳物Ｂの金属組織を示す顕微
鏡写真、（ｂ）は（ａ）の要部写図である。
鏡写真、（ｂ）は（ａ）の要部写図である。
【図９】Ａｌ合金鋳物ｂの金属組織を示す顕微鏡写真で
ある。
ある。
ｃ 示差熱分析曲線 ｄ1 〜ｄ3 第１〜第３山形吸熱部２，３ 固定、可動金型（鋳型） ４ キャビティ ５ 半溶融Ａｌ合金材料（半溶融合金材料）
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｃ 21/02 Ｃ２２Ｃ 21/02 21/12 21/12
Claims (1)
- 【請求項１】 合金材料に加熱処理を施して固相と液相
とが共存する半溶融合金材料（５）を調製し、次いでそ
の半溶融合金材料（５）を加圧下で鋳型（２，３）のキ
ャビティ（４）に充填し、その後前記加圧下で半溶融合
金材料（５）を凝固させるチクソキャスティング法にお
いて、前記合金材料として、示差熱分析曲線（ｃ）にお
いて共晶組成を有する第１成分の溶解による第１山形吸
熱部（ｄ1）と、共晶点よりも高融点の第２成分の溶解
による第２山形吸熱部（ｄ2 ）とが存在し、前記第１お
よび第２山形吸熱部（ｄ1 ，ｄ2 ）間に、融点が前記第
１成分の融点よりも高いが、前記第２成分の融点よりも
低い第３成分の溶解による第３山形吸熱部（ｄ3 ）が存
在するものを用いることを特徴とするチクソキャスティ
ング法。
Priority Applications (7)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6334149A JP2794544B2 (ja) | 1994-12-16 | 1994-12-16 | チクソキャスティング法 |
| US08/543,196 US5787961A (en) | 1994-10-14 | 1995-10-13 | Thixocasting process, for a thixocasting alloy material |
| DE19538242A DE19538242C2 (de) | 1994-10-14 | 1995-10-13 | Thixo-Giessverfahren und Verwendung eines Thixo-Giesslegierungsmaterials |
| GB9807371A GB2320505B (en) | 1994-10-14 | 1995-10-16 | Thixocasting process and thixocasting alloy material |
| GB9807368A GB2320504B (en) | 1994-10-14 | 1995-10-16 | Thixocasting process and thixocasting alloy material |
| GB9521164A GB2294000B (en) | 1994-10-14 | 1995-10-16 | Thixocasting process and thixocasting alloy material |
| US08/956,188 US6053997A (en) | 1994-10-14 | 1997-10-22 | Thixocasting process of an alloy material |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6334149A JP2794544B2 (ja) | 1994-12-16 | 1994-12-16 | チクソキャスティング法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08170135A JPH08170135A (ja) | 1996-07-02 |
| JP2794544B2 true JP2794544B2 (ja) | 1998-09-10 |
Family
ID=18274083
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP6334149A Expired - Fee Related JP2794544B2 (ja) | 1994-10-14 | 1994-12-16 | チクソキャスティング法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2794544B2 (ja) |
-
1994
- 1994-12-16 JP JP6334149A patent/JP2794544B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH08170135A (ja) | 1996-07-02 |
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