JPH08199256A - チクソキャスティング用半溶融合金材料の調製方法 - Google Patents
チクソキャスティング用半溶融合金材料の調製方法Info
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- JPH08199256A JPH08199256A JP7033125A JP3312595A JPH08199256A JP H08199256 A JPH08199256 A JP H08199256A JP 7033125 A JP7033125 A JP 7033125A JP 3312595 A JP3312595 A JP 3312595A JP H08199256 A JPH08199256 A JP H08199256A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 チクソキャスティング法の適用下、健全な鋳
造品質を備えた鋳物を得ることが可能な半溶融合金材料
を調製する。 【構成】 示差熱分析曲線ａにおいて、共晶溶解による
第１山形吸熱部ｂと共晶点よりも高融点の成分の溶解に
よる第２山形吸熱部ｃとが存在する合金材料を、第１山
形吸熱部ｂの下降終了点ｅおよび第２山形吸熱部ｃのピ
ークｆ間に存する鋳造温度ｇまで加熱して、固相と液相
とが共存する半溶融合金材料を調製する。第１山形吸熱
部ｂの上昇開始点ｄおよび下降終了点ｅ間における合金
材料の平均昇温速度をαとし、また下降終了点ｅおよび
鋳造温度ｇ間における合金材料の平均昇温速度をβとし
たとき、両平均昇温速度α，βの比α／βをα／β＞１
に設定する。これにより、鋳物における金属組織の粗大
化およびミクロンオーダの空孔部の発生を回避し得る。
造品質を備えた鋳物を得ることが可能な半溶融合金材料
を調製する。 【構成】 示差熱分析曲線ａにおいて、共晶溶解による
第１山形吸熱部ｂと共晶点よりも高融点の成分の溶解に
よる第２山形吸熱部ｃとが存在する合金材料を、第１山
形吸熱部ｂの下降終了点ｅおよび第２山形吸熱部ｃのピ
ークｆ間に存する鋳造温度ｇまで加熱して、固相と液相
とが共存する半溶融合金材料を調製する。第１山形吸熱
部ｂの上昇開始点ｄおよび下降終了点ｅ間における合金
材料の平均昇温速度をαとし、また下降終了点ｅおよび
鋳造温度ｇ間における合金材料の平均昇温速度をβとし
たとき、両平均昇温速度α，βの比α／βをα／β＞１
に設定する。これにより、鋳物における金属組織の粗大
化およびミクロンオーダの空孔部の発生を回避し得る。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明はチクソキャスティング用
半溶融合金材料の調製方法、特に、示差熱分析曲線にお
いて、共晶溶解による第１山形吸熱部と共晶点よりも高
融点の成分の溶解による第２山形吸熱部とが存在する合
金材料を、第１山形吸熱部の下降終了点および第２山形
吸熱部のピーク間に存する鋳造温度まで加熱して、固相
と液相とが共存する半溶融合金材料を調製する方法の改
良に関する。
半溶融合金材料の調製方法、特に、示差熱分析曲線にお
いて、共晶溶解による第１山形吸熱部と共晶点よりも高
融点の成分の溶解による第２山形吸熱部とが存在する合
金材料を、第１山形吸熱部の下降終了点および第２山形
吸熱部のピーク間に存する鋳造温度まで加熱して、固相
と液相とが共存する半溶融合金材料を調製する方法の改
良に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来、この種調製方法における合金材料
の平均昇温速度は略一定で、しかもかなり速くなるよう
に設定される。このように平均昇温速度を設定する理由
は、初晶の成長等による金属組織の粗大化を防止し、ま
た加熱処理能率を向上させることにある。
の平均昇温速度は略一定で、しかもかなり速くなるよう
に設定される。このように平均昇温速度を設定する理由
は、初晶の成長等による金属組織の粗大化を防止し、ま
た加熱処理能率を向上させることにある。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら従来法に
よると、半溶融合金材料における液相の温度分布が不均
一になり易く、それに起因して鋳物にミクロンオーダの
空孔部が発生し、そのため優れた疲れ強さ等の高度な機
械的特性を備えた鋳物を得ることが難しい、という問題
がある。
よると、半溶融合金材料における液相の温度分布が不均
一になり易く、それに起因して鋳物にミクロンオーダの
空孔部が発生し、そのため優れた疲れ強さ等の高度な機
械的特性を備えた鋳物を得ることが難しい、という問題
がある。
【０００４】本発明は前記に鑑み、合金材料に加熱処理
を施すに当り、その平均昇温速度を合金材料の熱的特性
に見合うように制御し、これにより健全な鋳造品質を備
えた鋳物を得ることが可能な半溶融合金材料を調製し得
る前記方法を提供することを目的とする。
を施すに当り、その平均昇温速度を合金材料の熱的特性
に見合うように制御し、これにより健全な鋳造品質を備
えた鋳物を得ることが可能な半溶融合金材料を調製し得
る前記方法を提供することを目的とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明は、示差熱分析曲
線において、共晶溶解による第１山形吸熱部と共晶点よ
りも高融点の成分の溶解による第２山形吸熱部とが存在
する合金材料を、前記第１山形吸熱部の下降終了点およ
び前記第２山形吸熱部のピーク間に存する鋳造温度まで
加熱して、固相と液相とが共存する半溶融合金材料を調
製するに当り、前記第１山形吸熱部の上昇開始点および
前記下降終了点間における合金材料の平均昇温速度をα
とし、また前記下降終了点および前記鋳造温度間におけ
る前記合金材料の平均昇温速度をβとしたとき、両平均
昇温速度α，βの比α／βをα／β＞１に設定すること
を特徴とする。
線において、共晶溶解による第１山形吸熱部と共晶点よ
りも高融点の成分の溶解による第２山形吸熱部とが存在
する合金材料を、前記第１山形吸熱部の下降終了点およ
び前記第２山形吸熱部のピーク間に存する鋳造温度まで
加熱して、固相と液相とが共存する半溶融合金材料を調
製するに当り、前記第１山形吸熱部の上昇開始点および
前記下降終了点間における合金材料の平均昇温速度をα
とし、また前記下降終了点および前記鋳造温度間におけ
る前記合金材料の平均昇温速度をβとしたとき、両平均
昇温速度α，βの比α／βをα／β＞１に設定すること
を特徴とする。
【０００６】
【作用】両平均昇温速度α，βの比α／βをα／β＞１
に設定すると、共晶溶解が比較的速い平均昇温速度αを
以て行われるので、初晶の成長および／または初晶の合
体による金属組織の粗大化が抑制される。一方、共晶溶
解以後は比較的遅い平均昇温速度βにて加熱処理が進行
するので、共晶成分の液相化が促進されると共にその液
相の温度分布が均一化される。
に設定すると、共晶溶解が比較的速い平均昇温速度αを
以て行われるので、初晶の成長および／または初晶の合
体による金属組織の粗大化が抑制される。一方、共晶溶
解以後は比較的遅い平均昇温速度βにて加熱処理が進行
するので、共晶成分の液相化が促進されると共にその液
相の温度分布が均一化される。
【０００７】ただし、前記比α／βがα／β≦１では、
初晶の成長等により金属組織が粗大化し易く、また液相
の温度分布が不均一となり易い。
初晶の成長等により金属組織が粗大化し易く、また液相
の温度分布が不均一となり易い。
【０００８】
【実施例】図１に示す加圧鋳造機１はＡｌ合金材料（合
金材料）を用いてチクソキャスティング法の適用下でＡ
ｌ合金鋳物を鋳造するために用いられる。その加圧鋳造
機１は、鉛直な合せ面２ａ，３ａを有する固定金型２お
よび可動金型３を備え、両合せ面２ａ，３ａ間に鋳物成
形用キャビティ４が形成される。固定金型２に半溶融Ａ
ｌ合金材料５を設置するチャンバ６が形成され、そのチ
ャンバ６はゲート７を介してキャビティ４に連通する。
また固定金型２に、チャンバ６に連通するスリーブ８が
水平に付設され、そのスリーブ８にチャンバ６に挿脱さ
れる加圧プランジャ９が摺動自在に嵌合される。スリー
ブ８は、その周壁上部に材料用挿入口１０を有する。
金材料）を用いてチクソキャスティング法の適用下でＡ
ｌ合金鋳物を鋳造するために用いられる。その加圧鋳造
機１は、鉛直な合せ面２ａ，３ａを有する固定金型２お
よび可動金型３を備え、両合せ面２ａ，３ａ間に鋳物成
形用キャビティ４が形成される。固定金型２に半溶融Ａ
ｌ合金材料５を設置するチャンバ６が形成され、そのチ
ャンバ６はゲート７を介してキャビティ４に連通する。
また固定金型２に、チャンバ６に連通するスリーブ８が
水平に付設され、そのスリーブ８にチャンバ６に挿脱さ
れる加圧プランジャ９が摺動自在に嵌合される。スリー
ブ８は、その周壁上部に材料用挿入口１０を有する。
【０００９】表１は、Ａｌ合金材料の例Ａ〜Ｅの組成を
示す。これら例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α−Ａｌ（初晶）の球状化処理
が行われている。例Ａ等の寸法は直径５０mm、長さ６５
mmである。
示す。これら例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α−Ａｌ（初晶）の球状化処理
が行われている。例Ａ等の寸法は直径５０mm、長さ６５
mmである。
【００１０】
【表１】 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ａにお
いて、共晶溶解による第１山形吸熱部ｂと、共晶点より
も高融点の成分の溶解による第２山形吸熱部ｃとが存在
する。第１山形吸熱部ｂにおける上昇開始点ｄの温度は
５３７℃、また下降終了点ｅの温度は５６１℃である。
第２山形吸熱部ｃにおけるピークｆの温度は６２４℃で
ある。
ころ、図２の結果を得た。図２の示差熱分析曲線ａにお
いて、共晶溶解による第１山形吸熱部ｂと、共晶点より
も高融点の成分の溶解による第２山形吸熱部ｃとが存在
する。第１山形吸熱部ｂにおける上昇開始点ｄの温度は
５３７℃、また下降終了点ｅの温度は５６１℃である。
第２山形吸熱部ｃにおけるピークｆの温度は６２４℃で
ある。
【００１１】次に、例Ａを誘導加熱装置の加熱コイル内
に立設し、次いで図３に示す条件で鋳造温度ｇ＝５９５
℃まで加熱して、固相と液相とが共存する半溶融状態の
例Ａを調製した。図２，３において、例Ａの温度が３０
℃から上昇開始点ｄ（５３７℃）までは、周波数は１ｋ
Ｈｚ、出力は２０ｋＷに、また上昇開始点ｄ（５３７
℃）から下降終了点ｅ（５６１℃）までは、周波数は１
ｋＨｚ、出力は１５ｋＷに、さらに下降終了点ｅ（５６
１℃）から鋳造温度ｇまでは、周波数は１ｋＨｚ、出力
は３ｋＷにそれぞれ設定された。これにより、上昇開始
点ｄおよび下降終了点ｅ間における例Ａの平均昇温速度
αはα＝０．２３℃／sec に制御され、一方、下降終了
点ｅおよび鋳造温度ｇ間における例Ａの平均昇温速度β
はβ＝０．１８℃／sec に制御された。この場合、例Ａ
における固相率は４０％以上、６０％以下である。例Ａ
の温度測定は、その下端面中心に開口する測定孔に熱電
対を挿入して行われた。
に立設し、次いで図３に示す条件で鋳造温度ｇ＝５９５
℃まで加熱して、固相と液相とが共存する半溶融状態の
例Ａを調製した。図２，３において、例Ａの温度が３０
℃から上昇開始点ｄ（５３７℃）までは、周波数は１ｋ
Ｈｚ、出力は２０ｋＷに、また上昇開始点ｄ（５３７
℃）から下降終了点ｅ（５６１℃）までは、周波数は１
ｋＨｚ、出力は１５ｋＷに、さらに下降終了点ｅ（５６
１℃）から鋳造温度ｇまでは、周波数は１ｋＨｚ、出力
は３ｋＷにそれぞれ設定された。これにより、上昇開始
点ｄおよび下降終了点ｅ間における例Ａの平均昇温速度
αはα＝０．２３℃／sec に制御され、一方、下降終了
点ｅおよび鋳造温度ｇ間における例Ａの平均昇温速度β
はβ＝０．１８℃／sec に制御された。この場合、例Ａ
における固相率は４０％以上、６０％以下である。例Ａ
の温度測定は、その下端面中心に開口する測定孔に熱電
対を挿入して行われた。
【００１２】その後、図１に示すように、半溶融状態の
例Ａ（符号５）をチャンバ６に設置し、鋳造温度ｇ＝５
９５℃、加圧プランジャ９の移動速度０．２ｍ／sec 、
金型温度２５０℃の条件で例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内に充填された例Ａに加圧力を付与し、その
加圧下で例Ａを凝固させてＡｌ合金鋳物Ａ1 を得た。ま
た例Ａを用い、両平均昇温速度α，βを変えて前記同様
の鋳造作業を行いＡｌ合金鋳物Ａ2 を得た。
例Ａ（符号５）をチャンバ６に設置し、鋳造温度ｇ＝５
９５℃、加圧プランジャ９の移動速度０．２ｍ／sec 、
金型温度２５０℃の条件で例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内に充填された例Ａに加圧力を付与し、その
加圧下で例Ａを凝固させてＡｌ合金鋳物Ａ1 を得た。ま
た例Ａを用い、両平均昇温速度α，βを変えて前記同様
の鋳造作業を行いＡｌ合金鋳物Ａ2 を得た。
【００１３】さらに例Ｂ〜ＥについてＤＳＣを行い、ま
たこれら例Ｂ等を用い、前記同様の鋳造作業を行って８
種のＡｌ合金鋳物Ｂ1 〜Ｅ1 ，Ｂ2 〜Ｅ2 を得た。図４
〜７は、それぞれ例Ｂ〜Ｅに関する示差熱分析曲線ａを
示す。
たこれら例Ｂ等を用い、前記同様の鋳造作業を行って８
種のＡｌ合金鋳物Ｂ1 〜Ｅ1 ，Ｂ2 〜Ｅ2 を得た。図４
〜７は、それぞれ例Ｂ〜Ｅに関する示差熱分析曲線ａを
示す。
【００１４】各Ａｌ合金鋳物Ａ1 〜Ｅ1 、Ａ2 〜Ｅ2 に
関し顕微鏡観察を行ってミクロンミーダの空孔部の有無
およびα−Ａｌの大きさを求めた。
関し顕微鏡観察を行ってミクロンミーダの空孔部の有無
およびα−Ａｌの大きさを求めた。
【００１５】図８（ａ）はＡｌ合金鋳物Ａ1 の金属組織
を示す顕微鏡写真であり、比較的大きな粒状部分がα−
Ａｌである。本図より、Ａｌ合金鋳物Ａ1 には前記空孔
部が発生していないことが判る。
を示す顕微鏡写真であり、比較的大きな粒状部分がα−
Ａｌである。本図より、Ａｌ合金鋳物Ａ1 には前記空孔
部が発生していないことが判る。
【００１６】図８（ｂ）はα−Ａｌの大きさ測定法を示
す。その測定に当っては、先ず、互に交差する２本の直
線Ｌ1 ，Ｌ2 を、それらが複数のα−Ａｌを横切るよう
に引き、次いで各直線Ｌ1 ，Ｌ2 に関し、各α−Ａｌに
おける線分Ｌａの長さを図り、それら長さの平均値を求
める。即ち、一方の直線Ｌ1 に関する全線分Ｌａの長さ
の平均値は、（２５μｍ＋３５μｍ＋６７．５μｍ）／
３＝４２．５μｍであり、他方の直線Ｌ2 に関する全線
分Ｌａの長さの平均値は、（６０μｍ＋４０μｍ＋７５
μｍ）／３≒５８．３μｍである。その後、両平均値の
さらに平均値を求め、これをα−Ａｌの大きさとする。
即ち、α−Ａｌの大きさは（４２．５μｍ＋５８．３μ
ｍ）／２≒５０μｍとなる。
す。その測定に当っては、先ず、互に交差する２本の直
線Ｌ1 ，Ｌ2 を、それらが複数のα−Ａｌを横切るよう
に引き、次いで各直線Ｌ1 ，Ｌ2 に関し、各α−Ａｌに
おける線分Ｌａの長さを図り、それら長さの平均値を求
める。即ち、一方の直線Ｌ1 に関する全線分Ｌａの長さ
の平均値は、（２５μｍ＋３５μｍ＋６７．５μｍ）／
３＝４２．５μｍであり、他方の直線Ｌ2 に関する全線
分Ｌａの長さの平均値は、（６０μｍ＋４０μｍ＋７５
μｍ）／３≒５８．３μｍである。その後、両平均値の
さらに平均値を求め、これをα−Ａｌの大きさとする。
即ち、α−Ａｌの大きさは（４２．５μｍ＋５８．３μ
ｍ）／２≒５０μｍとなる。
【００１７】図９（ａ）はＡｌ合金鋳物Ａ2 の金属組織
を示す顕微鏡写真であり、比較的大きな粒状部分がα−
Ａｌである。図９（ｂ）にも示すように、Ａｌ合金鋳物
Ａ2には前記空孔部が発生していることが判る。この場
合のα−Ａｌの大きさは、一方の直線Ｌ1 に関する全線
分Ｌａの長さの平均値が（６２．５μｍ＋６０μｍ）／
２＝６１．２５μｍであり、他方の直線Ｌ2 に関する全
線分Ｌａの長さの平均値が（４０μｍ＋６７．５μｍ＋
８７．５μｍ）／３＝６５μｍであるから、（６１．２
５μｍ＋６５μｍ）／２≒６３μｍとなる。
を示す顕微鏡写真であり、比較的大きな粒状部分がα−
Ａｌである。図９（ｂ）にも示すように、Ａｌ合金鋳物
Ａ2には前記空孔部が発生していることが判る。この場
合のα−Ａｌの大きさは、一方の直線Ｌ1 に関する全線
分Ｌａの長さの平均値が（６２．５μｍ＋６０μｍ）／
２＝６１．２５μｍであり、他方の直線Ｌ2 に関する全
線分Ｌａの長さの平均値が（４０μｍ＋６７．５μｍ＋
８７．５μｍ）／３＝６５μｍであるから、（６１．２
５μｍ＋６５μｍ）／２≒６３μｍとなる。
【００１８】各Ａｌ合金鋳物Ａ1 〜Ｅ1 、Ａ2 〜Ｅ2 に
Ｔ６処理を施し、次いで疲れ試験を行うため、Ｔ６処理
後のＡｌ合金鋳物Ａ1 〜Ｅ1 、Ａ2 〜Ｅ2 より、直径４
mm、長さ２０mmの平行部を持つ試験片を各Ａｌ合金鋳物
Ａ1 〜Ｅ1 、Ａ2 〜Ｅ2 について１０本作製した。それ
ら試験片について、電気油圧式疲れ試験機を用いて異な
る応力振幅で試験を行い、破壊までの繰返し数を求め
た。そして、それらのデータから繰返し数１０7 回の疲
れ強さを求めた。
Ｔ６処理を施し、次いで疲れ試験を行うため、Ｔ６処理
後のＡｌ合金鋳物Ａ1 〜Ｅ1 、Ａ2 〜Ｅ2 より、直径４
mm、長さ２０mmの平行部を持つ試験片を各Ａｌ合金鋳物
Ａ1 〜Ｅ1 、Ａ2 〜Ｅ2 について１０本作製した。それ
ら試験片について、電気油圧式疲れ試験機を用いて異な
る応力振幅で試験を行い、破壊までの繰返し数を求め
た。そして、それらのデータから繰返し数１０7 回の疲
れ強さを求めた。
【００１９】表２は、各Ａｌ合金鋳物Ａ1 〜Ｅ1 、Ａ2
〜Ｅ2 に関する平均昇温速度α，β、それらの比α／
β、α−Ａｌの大きさ、前記空孔部の有無および疲れ強
さを示す。
〜Ｅ2 に関する平均昇温速度α，β、それらの比α／
β、α−Ａｌの大きさ、前記空孔部の有無および疲れ強
さを示す。
【００２０】
【表２】 図１０は、表２に基づいて各Ａｌ合金鋳物Ａ1 〜Ｅ1 、
Ａ2 〜Ｅ2 に関する比α／βと疲れ強さとの関係をグラ
フ化したものである。
Ａ2 〜Ｅ2 に関する比α／βと疲れ強さとの関係をグラ
フ化したものである。
【００２１】表２、図１０から明らかなように、両平均
昇温速度α，βの比α／βをα／β＞１に設定して得ら
れたＡｌ合金鋳物Ａ1 〜Ｅ1 は、それらに対応するＡｌ
合金鋳物Ａ2 〜Ｅ2 に比べて疲れ強さが向上する。
昇温速度α，βの比α／βをα／β＞１に設定して得ら
れたＡｌ合金鋳物Ａ1 〜Ｅ1 は、それらに対応するＡｌ
合金鋳物Ａ2 〜Ｅ2 に比べて疲れ強さが向上する。
【００２２】Ａｌ合金鋳物Ａ1 とＡ2 、Ｃ1 とＣ2 、Ｄ
1 とＤ2 、Ｅ1 とＥ2 を比較すると明らかなように、平
均昇温速度αを速めた方がα−Ａｌの大きさを小さく維
持することができる。Ａｌ合金鋳物Ｂ1 とＢ2 において
は平均昇温速度αが略等しいことからα−Ａｌの大きさ
は同じである。
1 とＤ2 、Ｅ1 とＥ2 を比較すると明らかなように、平
均昇温速度αを速めた方がα−Ａｌの大きさを小さく維
持することができる。Ａｌ合金鋳物Ｂ1 とＢ2 において
は平均昇温速度αが略等しいことからα−Ａｌの大きさ
は同じである。
【００２３】またＡｌ合金鋳物Ａ1 とＡ2 、Ｂ1 と
Ｂ2 、Ｃ1 とＣ2 、Ｄ1 とＤ2 、Ｅ1 とＥ2 を比較する
と明らかなように、平均昇温速度βを同αよりも遅くす
ることによってミクロンオーダの空孔部の発生を防止す
ることができる。これは、液相の温度分布が均一化され
たこと、固相外周部がゲル化して液相との相溶性が良好
になったこと等に起因する。
Ｂ2 、Ｃ1 とＣ2 、Ｄ1 とＤ2 、Ｅ1 とＥ2 を比較する
と明らかなように、平均昇温速度βを同αよりも遅くす
ることによってミクロンオーダの空孔部の発生を防止す
ることができる。これは、液相の温度分布が均一化され
たこと、固相外周部がゲル化して液相との相溶性が良好
になったこと等に起因する。
【００２４】なお、合金材料はＡｌ合金材料に限定され
ない。
ない。
【００２５】
【発明の効果】本発明によれば、両平均昇温速度α，β
の比α／βを前記のように特定することによって、チク
ソキャスティング法の適用下で健全な鋳造品質を備えた
鋳物を得ることが可能な半溶融合金材料を調製すること
ができる。
の比α／βを前記のように特定することによって、チク
ソキャスティング法の適用下で健全な鋳造品質を備えた
鋳物を得ることが可能な半溶融合金材料を調製すること
ができる。
【図１】加圧鋳造機の縦断面図である。
【図２】例Ａの示差熱分析曲線の要部である。
【図３】加熱時間とＡｌ合金材料の例Ａの温度との関係
を示すグラフである。
を示すグラフである。
【図４】例Ｂの示差熱分析曲線の要部である。
【図５】例Ｃの示差熱分析曲線の要部である。
【図６】例Ｄの示差熱分析曲線の要部である。
【図７】例Ｅの示差熱分析曲線の要部である。
【図８】（ａ）はＡｌ合金鋳物Ａ1 の金属組織を示す顕
微鏡写真、（ｂ）はα−Ａｌの大きさ測定法を示す説明
図である。
微鏡写真、（ｂ）はα−Ａｌの大きさ測定法を示す説明
図である。
【図９】（ａ）はＡｌ合金鋳物Ａ2 の金属組織を示す顕
微鏡写真、（ｂ）はα−Ａｌの大きさ測定法を示す説明
図である。
微鏡写真、（ｂ）はα−Ａｌの大きさ測定法を示す説明
図である。
【図１０】Ａｌ合金鋳物Ａ1 〜Ｅ1 、Ａ2 〜Ｅ2 の疲れ
強さを示すグラフである。
強さを示すグラフである。
ａ 示差熱分析曲線 ｂ 第１山形吸熱部 ｃ 第２山形吸熱部 ｄ 上昇開始点 ｅ 下降終了点 ｆ ピーク ｇ 鋳造温度
Claims (1)
- 【請求項１】示差熱分析曲線（ａ）において、共晶溶解
による第１山形吸熱部（ｂ）と共晶点よりも高融点の成
分の溶解による第２山形吸熱部（ｃ）とが存在する合金
材料を、前記第１山形吸熱部（ｂ）の下降終了点（ｅ）
および第２山形吸熱部（ｃ）のピーク（ｆ）間に存する
鋳造温度（ｇ）まで加熱して、固相と液相とが共存する
半溶融合金材料を調製するに当り、前記第１山形吸熱部
（ｂ）の上昇開始点（ｄ）および前記下降終了点（ｅ）
間における合金材料の平均昇温速度をαとし、また前記
下降終了点（ｅ）および前記鋳造温度（ｇ）間における
前記合金材料の平均昇温速度をβとしたとき、両平均昇
温速度α，βの比α／βをα／β＞１に設定することを
特徴とするチクソキャスティング用半溶融合金材料の調
製方法。
Priority Applications (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7033125A JP2794545B2 (ja) | 1995-01-30 | 1995-01-30 | チクソキャスティング法 |
| IT95RM000316A IT1278069B1 (it) | 1994-05-17 | 1995-05-16 | Materiale in lega per tissofusione, procedimento per la preparazione del materiale in lega semi-fuso per tissofusione e procedimento di |
| FR9505835A FR2720016B1 (fr) | 1994-05-17 | 1995-05-17 | Matériau allié destiné au thixomoulage, procédé pour préparer un matériau allié semi-fondu destiné au thixomoulage, et procédé de thixomoulage. |
| DE19518127A DE19518127C2 (de) | 1994-05-17 | 1995-05-17 | Verfahren zur Herstellung eines semi-geschmolzenen Legierungsmaterials zum Thixo-Gießen |
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