(57)【要約】【課題】  従来行われていなかったＡｌ−Ｓｉ（Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｇ）系合金とＡｌ−Ｍｇ系合金を複合化したアルミニウム合金鋳物およびこの製造方法を提供する。【解決手段】  本願発明にかかるアルミニウム合金鋳物は、少なくとも２つ以上の湯口を有する鋳型を用いて製造される。鋳型は、通常の砂型等が使用できる。それぞれの湯口は、異なる特性を得たい製品部位に対応する鋳型内の部位に、直接湯道で連通されている。なお、鋳型内のキャビティーは一体的な空間であり、それぞれの湯口から連通するキャビティー同士が隔壁等で区切られることはない。それぞれの湯口からほぼ同程度の距離において、合流部が形成される。合流部は、それぞれの湯口から注湯された溶融金属が、互いに合流し合う部位である。鋳型の各湯口に、それぞれＡＣ４ＣＨとＡＣ７Ａの溶融金属を同時に流し込む。【選択図】図１
2010110772.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
第１の合金部と、
前記第１の合金部と一体化されており、前記第１の合金部とは成分が異なる第２の合金部と
を有し、
前記第１の合金部と前記第２の合金部との境界部の金属組織が連続的に変化しており、前記境界部では、前記第１の合金部から前記第２の合金部にかけて、ＭｇおよびＳｉの濃度が連続的に変化していることを特徴とするアルミニウム合金鋳物。
【請求項２】
前記第１の合金部はＪＩＳ−ＡＣ４Ｃ合金であり、
前記第２の合金部はＪＩＳ−ＡＣ７Ａ合金であることを特徴とする請求項１記載のアルミニウム合金鋳物。
【請求項３】
前記境界部には金属間化合物が析出しており、前記境界部での前記金属間化合物の析出量は、前記第１の合金部と前記第２の合金部との間にかけて連続的に変化しており、前記境界部の幅が４００μｍ以上であることを特徴とする請求項１または請求項２に記載のアルミニウム合金鋳物。
【請求項４】
前記金属間化合物は、Ｍｇ２Ｓｉであることを特徴とする請求項１から請求項３のいずれかに記載のアルミニウム合金鋳物。
【請求項５】
二つ以上の湯口と、
二つ以上の前記湯口からのそれぞれの湯道が合流する合流部と、
を有する鋳型に、
第１の合金および前記第１の合金とは成分が異なる第２の合金のそれぞれの溶融金属を二つ以上のそれぞれの前記湯口から注湯し、溶融状態の前記第１の合金および前記第２の合金を前記合流部で合流させることを特徴とするアルミニウム合金鋳物製造方法。
【請求項６】
前記第１の合金はＪＩＳ−ＡＣ４Ｃ合金であり、
前記第２の合金はＪＩＳ−ＡＣ７Ａ合金であることを特徴とする請求項５記載のアルミニウム合金鋳物製造方法。
【請求項７】
二つ以上の前記湯口から前記合流部までのそれぞれの距離がほぼ等しく、
前記鋳型へ注湯する前記第１の合金の温度は、前記第１の合金の液相線より２０℃から１００℃高い温度であり、
前記鋳型へ注湯する前記第２の合金の温度は、前記第２の合金の液相線より２０℃から１００℃高い温度であることを特徴とする請求項５または請求項６に記載のアルミニウム合金鋳物製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、特にＳｉを含有するＡｌ−Ｓｉ（Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｇ）系合金と、Ｍｇを多く含有するＡｌ−Ｍｇ系合金などの異種アルミニウム合金による鋳物およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
アルミニウム合金は軽量性、熱および電気伝導性、加工性などの優れた性質を有しており、種々の分野で使用されている。アルミニウム合金は、その添加元素によって（合金系によって）性質が異なり、用途に応じて使い分けられている。
【０００３】
特に、要求される耐摩耗性、耐熱性、強度特性などによっては、必要な部位のみを鉄鋼材などの他材料による部分的な複合化や、特性の異なるアルミニウム合金部品を組み合わせるなどの方法が採られている。このような従来の異種金属（合金）の複合化は、ねじ等による機械的な接合や、鋳ぐるみによる固相−液相接合が一般的である。鋳ぐるみは、製品の一部のみに必要な特性を与え、１工程で製品の複合化が可能である。
【０００４】
鋳ぐるみによる複合化の方法としては、例えば１０００系、３０００系、６０００系等のアルミパイプをアルミニウム鋳造合金により鋳ぐるむことで製造されるアルミニウム製一体キャリパボディがある（特許文献１）。
【０００５】
【特許文献１】特開２０００−２２０６６７号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
しかし、特許文献１のようなアルミニウム合金同士の鋳ぐるみによる方法は、注湯するアルミニウム合金の注湯温度や凝固時間を厳しく制限しないと鋳ぐるまれるアルミニウム部材が溶損する恐れがある。さらに、アルミニウム合金種によっては境界部に機械的強度に悪影響を及ぼす金属間化合物が多量に析出し、十分な接合強度が得られない恐れがある。
【０００７】
たとえば、Ａｌ−Ｓｉ（Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｇ）系合金は、高い強度と鋳造性を有する合金であり、アルミニウム鋳物合金としては、Ｓｉを多く含有するものが多い。一方、Ａｌ−Ｍｇ系合金は、Ｍｇを多く含有する合金であり、非熱処理型の合金として高い靭性を有する。
【０００８】
Ｓｉを多く含有する合金とＭｇを多く含有する金属とを従来の方法で複合化しようとすると、その境界においてＭｇ２Ｓｉなる金属間化合物が多量に析出する。金属間化合物が多量に（粗大に）生成すると、特に機械的性質を著しく劣化させる。このため、従来の鋳ぐるみによる工法においては、たとえば鋳ぐるまれるアルミニウム合金としてＡｌ−Ｍｇ系の合金は避けられていた。しかし、製品よっては、Ａｌ−Ｍｇ系合金の高い靭性を活用したいという要求があった。
【０００９】
特に、アルミニウム合金鋳物は、鋳造後に冷間加工等が施されないため、鋳造時に確実に一体化される必要がある。すなわち、特性の異なるアルミニウム合金間で急激な特性変化が生じると使用時に破断する恐れがある。
【００１０】
本発明は、このような問題に鑑みてなされたもので、従来行われていなかったＡｌ−Ｓｉ（Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｇ）系合金とＡｌ−Ｍｇ系合金を複合化したアルミニウム合金鋳物およびこの製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
前述した目的を達成するため、第１の発明は、第１の合金部と、前記第１の合金部と一体化されており、前記第１の合金部とは成分が異なる第２の合金部とを有し、前記第１の合金部と前記第２の合金部との境界部の金属組織が連続的に変化しており、前記境界部では、前記第１の合金部から前記第２の合金部にかけて、ＭｇおよびＳｉの濃度が連続的に変化していることを特徴とするアルミニウム合金鋳物である。
【００１２】
ここで境界部とは、均質な成分および組織を有する合金部同士の間に位置し、それぞれの合金部における均質な成分および組織とは異なる成分及び組織を有する部位をいう。
【００１３】
また、金属組織が連続的に変化するとは、例えばα相や共晶の大きさや分布が、それぞれの合金部における均質な組織から連続的に変化し、急激な組織変化や集中的な金属間化合物などの生成がないことをいう。同様に、Ｍｇ、Ｓｉの濃度が連続的に変化するとは、それぞれ各合金部におけるＭｇおよびＳｉ量が連続的に変化し、急激な濃度変化やピークなどが存在しないことをいう。
【００１４】
前記第１の合金部はＪＩＳ−ＡＣ４Ｃ合金であり、前記第２の合金部はＪＩＳ−ＡＣ７Ａ合金であることが望ましい。前記金属間化合物は、Ｍｇ２Ｓｉであってもよい。
【００１５】
前記境界部には金属間化合物が析出しており、前記境界部での前記金属間化合物の析出量は、前記第１の合金部と前記第２の合金部との間にかけて連続的に変化しており、前記境界部の幅が４００μｍ以上であることが望ましい。なお、金属間化合物の析出量が、第１の合金部と前記第２の合金部との間にかけて連続的に変化するとは、金属間化合物が境界部全体に分散することで析出量がなだらかに変化し、第１の合金部と前記第２の合金部との間の界面において金属間化合物の析出量のピークがないことをいう。
【００１６】
第１の発明によれば、Ｓｉを多量に含み、かつ強度が高いＡＣ４Ｃ合金と、Ｍｇを多量に含み、かつ高い靭性を有するＡＣ７Ａ合金とが一体化されており、その境界部では、ＭｇおよびＳｉ濃度が連続的に変化するため、境界部に金属間化合物が集中して析出することがない。このため境界部の強度劣化が抑制される。
【００１７】
また、特に強度の高いＡＣ４Ｃと、靭性の高いＡＣ７Ａの組み合わせは、部分的に強度または靭性が要求される部品等に好適である。
【００１８】
また、境界部の金属間化合物の析出量が、ＡＣ４ＣおよびＡＣ７Ａ合金での金属間化合物の析出量の間であって境界部の幅が４００μｍ以上であれば、境界部の組織が傾斜化され、機械的性質が急激に変化することがないため望ましい。
【００１９】
第２の発明は、二つ以上の湯口と、二つ以上の前記湯口からのそれぞれの湯道が合流する合流部と、を有する鋳型に、第１の合金および前記第１の合金とは成分が異なる第２の合金のそれぞれの溶融金属を二つ以上のそれぞれの前記湯口から注湯し、溶融状態の前記第１の合金および前記第２の合金を前記合流部で合流させることを特徴とするアルミニウム合金鋳物製造方法である。
【００２０】
前記第１の合金はＪＩＳ−ＡＣ４Ｃ合金であり、前記第２の合金はＪＩＳ−ＡＣ７Ａ合金であることが望ましい。なお、ＪＩＳ−ＡＣ４ＣＨ合金はＪＩＳ−ＡＣ４Ｃ合金の不純物元素成分を制限した合金であり、ＪＩＳ−ＡＣ４Ｃ合金の組成範囲内であるため、ここでいうＪＩＳ−ＡＣ４Ｃ合金にはＪＩＳ−ＡＣ４ＣＨ合金の成分範囲のものも含めたものとする。
【００２１】
二つ以上の前記湯口から前記合流部までのそれぞれの距離がほぼ等しく、前記鋳型へ注湯する前記第１の合金の温度は、前記第１の合金の液相線より２０℃から１００℃高い温度であり、前記鋳型へ注湯する前記第２の合金の温度は、前記第２の合金の液相線より２０℃から１００℃高い温度であることが望ましい。
【００２２】
第２の発明によれば、Ｓｉを多量に含み、かつ強度が高いＡＣ４Ｃ合金と、Ｍｇを多量に含み、かつ高い靭性を有するＡＣ７Ａ合金とを１工程で一体化でき、その境界部では、ＭｇおよびＳｉ濃度が連続的に変化するため、境界部に金属間化合物が集中して析出することがない。したがって、特に強度の高いＡＣ４Ｃと、靭性の高いＡＣ７Ａとを組み合わせ、部分的に強度または靭性が要求される部品等を容易に製造することができる。
【００２３】
また、注湯温度をそれぞれの合金の融点よりも２０℃から１００℃高い温度とすることで、鋳造性や内部品質等に優れたアルミニウム合金鋳物を得ることができる。
【発明の効果】
【００２４】
本発明によれば、従来行われていなかったＡｌ−Ｓｉ（Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｇ）系合金とＡｌ−Ｍｇ系合金を複合化したアルミニウム合金鋳物およびこの製造方法を提供することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２５】
以下、本発明の実施の形態にかかるアルミニウム合金鋳物について説明する。本実施の形態にかかるアルミニウム合金鋳物は、ＪＩＳ−ＡＣ４Ｃ合金（以下単にＡＣ４Ｃと称する）とＪＩＳ-ＡＣ７Ａ合金（以下単にＡＣ７Ａと称する）とを一体化したものである。
【００２６】
ＡＣ４Ｃは、Ａｌ−Ｓｉ系（Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系に分類される場合もあるが、ここではＡｌ−Ｓｉ系と称する）の合金であり、鋳造性を高めるために多量のＳｉを含有する。また、Ｓｉとの間で金属間化合物を形成し、熱処理により時効効果を得るため、少量のＭｇが添加される。
【００２７】
一方、ＡＣ７Ａは、非熱処理型のＡｌ−Ｍｇ系合金であり、高い靭性を有する。前述の通り、ＭｇはＳｉとの反応によりＭｇ２Ｓｉなる金属間化合物を形成し、例えば熱処理などの高温時にアルミニウムマトリックス中に析出する。
【００２８】
したがって、高ＳｉであるＡｌ−Ｓｉ系合金と高ＭｇであるＡｌ−Ｍｇ系合金とを高温状態において鋳ぐるみによって一体化させると、その境界部に多量の粗大金属間化合物が析出し、機械的性質を著しく低下させる。これは、例えば一方の合金を他方の合金で鋳ぐるむ際に、その境界部（固体側）の表面には、固体内拡散により高Ｍｇや高Ｓｉの領域が形成され、ここで金属間化合物の析出が促進されるためである。このため、従来は、Ａｌ−Ｓｉ系合金とＡｌ−Ｍｇ系合金とを１工程で一体化することは行われていなかった。
【００２９】
これに対し、発明者らは、ＡＣ４ＣおよびＡＣ７Ａを溶融状態で直接接触させて一体化することで、ＡＣ４ＣおよびＡＣ７Ａの境界近傍に、前述のような高Ｍｇかつ高Ｓｉの領域が形成されないことを見出した。
【００３０】
すなわち、高ＳｉであるＡＣ４Ｃと低ＳｉであるＡＣ７Ａとの間においては、Ｓｉは連続的に変化し、急激な濃度変化やピークなどは存在しない。同様に、低ＭｇであるＡＣ４Ｃと高ＭｇであるＡＣ７Ａとの間においては、Ｍｇは連続的に変化し、急激な濃度変化やピークなどは存在しない。すなわち、ＡＣ４ＣとＡＣ７Ａとの間の境界部においては、合金元素濃度は傾斜する。これは、両合金の間に仕切りなどの他の部材等が存在せず、溶融合金同士を直接接触させることにより、両合金の凝固がほぼ同時に進行し、両合金間で各元素が互いに拡散および対流によって混ざり合うためである。
【００３１】
両合金の境界部においては、各元素が傾斜して連続的に変化する。このため、境界部における金属組織（例えばα相の大きさ、面積率、共晶の大きさや分布、金属間化合物の生成量など）が連続的に変化する。また、局所的な金属間化合物の析出が生じることがない。したがって、金属組織に伴う両合金の境界部において機械的性質が急激に変化することがない。したがって、両合金の境界部が優先的に破損することがない。
【００３２】
なお、境界部の幅は４００μｍ以上あることが望ましい。境界部の幅が４００μｍよりも小さくなると、成分や組織が境界部において連続的に変化しても、変化の傾斜角度が大きくなりすぎるため、変化が急激になり望ましくない。
【００３３】
次に、本発明にかかるアルミニウム合金鋳物の製造方法について説明する。本願発明にかかるアルミニウム合金鋳物は、少なくとも２つ以上の湯口を有する鋳型を用いて製造される。
【００３４】
鋳型は、通常の砂型、金型、黒鉛型等が使用できる。それぞれの湯口は、異なる特性を得たい製品部位に対応する鋳型内の部位に、直接湯道で連通されている。なお、鋳型内のキャビティーは一体的な空間であり、それぞれの湯口から連通するキャビティー同士が隔壁等で区切られることはない。
【００３５】
それぞれの湯口からほぼ同程度の距離において、合流部が形成される。合流部は、それぞれの湯口から注湯された溶融金属が、互いに合流し合う部位である。なお、湯道の大きさや注湯量を制御することで、鋳型内の任意の位置を合流部として設定することもできる。また、内部品質の観点から、合流部にはガス抜き等を設定し、湯境等の欠陥が生じないようにすることが望ましい。または、合流部に対して、それぞれの溶融金属が真正面からぶつかり合うのではなく、多少の角度を形成して合流し、湯だまり等が形成されないようにしてもよい。
【００３６】
鋳型の各湯口に、それぞれＡＣ４ＣとＡＣ７Ａの溶融金属を同時に流し込む。注湯温度は、それぞれの合金の液相線よりも２０℃〜１００℃高い温度とすることが望ましい。注湯温度が液相線＋２０℃未満であって、注湯温度が低すぎると鋳型内の湯流れが悪くなり欠陥が生じる恐れがあるため望ましくない。また、注湯温度が低く、湯流れが悪くなることで、合流部の位置が変わる恐れがあるため望ましくない。
【００３７】
また、注湯温度が液相線＋１００℃以上と高すぎると、溶融金属の酸化促進や、製品の引けの原因となるため望ましくない。したがって、注湯温度はそれぞれの合金の液相線の２０℃〜１００℃が望ましい。
【００３８】
なお、ＡＣ４Ｃの液相線温度は６１５℃程度であり、ＡＣ７Ａの液相線温度は６３５℃程度であるため、湯口から注湯する溶融金属温度は各合金毎に異なってもよい。
【００３９】
製造されたアルミニウム合金鋳物は、その後通常の方法で鋳型より取り出され冷却される。なお、その後必要に応じて熱処理を行うこともできる。
【００４０】
このようにして製造されるアルミニウム合金鋳物としては、力が加わった際に折損することができない部位にはＡＣ７Ａを用い、その他の強度を得たい部分にはＡＣ４Ｃを用いることができる。たとえば、ヘッドをＡＣ４ＣとしてグリップがＡＣ７Ａで製造されるハンマやゴルフクラブ等に適用可能である。また、ホイール部をＡＣ７Ａとして、ボス部がＡＣ４Ｃで製造されるステアリングホールや、軸受け部をＡＣ７Ａとして本体部がＡＣ４Ｃとするような軸受け部材などにも適用可能である。
【００４１】
このように本発明にかかるアルミニウム合金鋳物によれば、特に高い強度が要求される部位にはＡＣ４Ｃを適用するとともに、高い靭性が要求される部位にはＡＣ７Ａを適用することで、性質の異なる部位を有するアルミニウム合金鋳物が１工程で製造することができる。このため製造工程が簡略化できる。特に、異種Ａｌ合金同士の鋳ぐるみのように、注湯温度や凝固時間などを厳しく制御する必要がない。
【００４２】
また、両合金の合流部には組成や組織などが連続的に変化し、急激な変化点が存在しないため、金属間化合物の生成が抑制される。また、合流部における機械的性質が連続しているため、異種合金の境界での破損が抑制される。
【００４３】
なお、本実施形態では、ＡＣ４ＣとＡＣ７Ａとを一体化する例を示したが、ＡＣ４Ｃに代えてＡＣ４ＣＨなどの合金を使用することもでき、さらに他のＡｌ−Ｓｉ系合金とＡｌ−Ｍｇ系合金とを同様の方法で一体化することもできる。また、３種以上の合金を用いて、同様の方法で一体化することもできる。
【実施例】
【００４４】
本発明にかかるアルミニウム合金鋳物を製造し、組織および強度等を調査した。図１は本発明にかかるアルミニウム合金鋳物を製造するための鋳型１を示す図であり、図１（ａ）は平面図、図１（ｂ）は図１（ａ）のＡ−Ａ線断面図、図１（ｂ）は図１（ａ）のＢ−Ｂ線断面図である。
【００４５】
鋳型１は、２か所の湯口３ａ、３ｂを有している。湯口３ａ、３ｂは鋳型１内で空間がつながっている。湯口３ａ、３ｂから略同一の距離に位置する部位が合流部５となる。湯口３ａ、３ｂから溶融金属を注湯すると、湯口から鋳型内のキャビティーへ溶融金属が流れて行き、鋳型１の反湯口側の端部方向へ流れる。鋳型１のキャブティーは、略平板状であり、長さが約１５０ｍｍである。
【００４６】
なお、鋳型は黒鉛型を用い、約２５０℃に予熱して用いた。また、図示を省略した型割部によって、鋳型１は複数のパーツに型割が可能であり、鋳造後の鋳物を取り出す際には、鋳型１を型割して取り出した。また、鋳造時は、鋳型１の温度を保つため、鋳型１を砂上に設置して保温した。
【００４７】
鋳造には、ＡＣ４Ｃ合金およびＡＣ４ＣＨ合金とＡＣ７Ａ合金を用いた。それぞれの化学成分を表１に示す。なお、以下の説明においては、ＡＣ４ＣＨ合金について説明するが、ＡＣ４Ｃについても同様に試験を行った。
【００４８】
【表１】
2010110772.tif 000003
【００４９】
表１に示す合金をそれぞれ鋳型１の湯口３ａ、３ｂより同時に注湯した。ＡＣ４ＣＨの注湯温度は、ＡＣ４ＣＨの液相線温度＋６０℃、ＡＣ７Ａの液相線温度＋２０℃とした。なお、それぞれの注湯量および注湯速度は同一とした。
【００５０】
図２は、以上により製造された鋳物７を示す図である。鋳物７は、鋳型１のキャビティーにより形成される。なお、湯口３ａ、３ｂに対応する部位は、押湯部９ａ、９ｂとなる。押湯部９ａ、９ｂは、鋳物７の凝固収縮における体積減少を補充する部位である。
【００５１】
鋳物７は、押湯部９ａ、９ｂそれぞれが合流部５で合流して板状形状を有する。なお、合流部５の上流側（図中Ｃ部）から合流部５の下流側の鋳物７の端部近傍（図中Ｄ部）までが試験片部となる。すなわち、試験片部においては、押湯部９ａ側（例えばＡＣ４ＣＨ）と押湯部９ｂ側（例えばＡＣ７Ａ）は合流部５を合金境界として一体化されている。
【００５２】
試験片部の長さ（図中ＣからＤまでの長さ）は約１５０ｍｍである。機械試験用のサンプルとして、製品部の合流部５をまたぐように、製品部の幅方向に複数の試験片１１ａ・・・１１ｊを切り出した。試験片１１の長さは７０ｍｍ、幅は約１０ｍｍ（掴み代の幅は１５ｍｍ）、厚さ５ｍｍとした。なお、図２においては簡易のため試験片１１が６本記載されているが、実際のサンプルは、試験片１１ａから１１ｊの１０本を採取した。
【００５３】
図３は、ＡＣ４ＣＨでの試験片１１ａ〜１１ｊの引張試験結果を示す図で、図３（ａ）は引張り試験後の試験片写真であり、図３（ｂ）は各試験片の引張り強度の変化を示す図である。引張り試験はＪＩＳＺ２２４１に基づいて行った。図３（ａ）の合金境界１３は、鋳物７の合流部に対応する部位である。また、図中左側が試験片１１ａであり、右側が試験片１１ｊである。
【００５４】
破断位置は、合金境界１３の位置には限られず、合金境界１３以外の部位でも破断が見られた。すなわち、合金境界部１３が強度的な欠陥にはなっていないことが分かる。
【００５５】
図３（ｂ）は、引張り強度を示す図で、サンプリング位置は製品の上流側からの距離である。すなわち、サンプリング位置が０ｍｍとは合流部の最上流部であり、図２中Ｃ部のサンプルを示す。また、図３（ｂ）は同様の試験を３回繰り返した引張り試験結果であり、図中の四角点、丸点、三角点はそれぞれの試験結果である。
【００５６】
図３（ｂ）に示すように、引張り強度は、多少のばらつきはあるものの、極端に低い値を示すことはなった。また、部位によって強度変化の傾向も確認されなかった。特に、合金境界１３で破断した場合とその他部位で破断した場合とで、強度的に大きな差は見られなかった。
【００５７】
図４は、図３（ｂ）と同様に、ＡＣ４ＣＨに代えてＡＣ４Ｃでの試験における各試験片の引張り強度の変化を示す図である。図４は同様の試験を２回繰り返した引張り試験結果であり、図中の四角点、丸点はそれぞれの試験結果である。ＡＣ４ＣであってもＡＣ４ＣＨと同様に、引張り強度は多少のばらつきはあるものの、極端に低い値を示すことはなった。なお、図４中の点線（Ｅ部）は、一般的なＡＣ４Ｃでの引張り強度を示し、図４から分かるように、各試験片での引張り強度は、合流部等を有しない一般的な合金強度と比較しても大きく劣ることはなかった。
【００５８】
次に、試験片の曲げ試験結果について説明する。図５（ａ）は、ＡＣ４ＣＨの試験片１１に対して曲げ試験を行った結果である。曲げ試験は概ねＪＩＳＺ２２４８に基づいて行ったが、境界部がある程度の幅を有しているため、支え間距離を５０ｍｍとして行った（ＪＩＳによれば２５ｍｍ±５ｍｍ）。
【００５９】
図中点線（Ｆ部）は、ＪＩＳ−ＡＣ４ＣＨ単体による試験結果での代表的な値である。結果より、合流部を有する試験片においても、合流部のない試験片（Ｆ部）と同等の曲げ強度を有することが分かる。
【００６０】
同様に、ＡＣ４Ｃについても試験を行った。図６（ａ）は、ＡＣ４Ｃの試験片１１に対して曲げ試験を行った結果である。曲げ試験に用いた試験片は、図６（ｂ）のような鋳物サンプルより切り出した。図６（ｂ）は鋳物の押湯部を除き、試験片部のみを上方から見た模式図で、図中左側から右側へ溶湯が流れる。すなわち、図６（ｂ）の左端がサンプリング位置０ｍｍ位置（図２中Ｃ部）に相当し、図６（ｂ）の右端がサンプリング位置１５０ｍｍ位置（図２中Ｄ部）に相当する。本試験では、下流部において合流部（境界部）が鋳物中央からずれており、下流側の一部のサンプル中央においては、ＡＣ７Ａのみとなった（すなわち、中央位置から境界部がずれてしまった）。このため、中央部が境界部ではない試験片についても試験を行った。
【００６１】
図６（ａ）の図中点線（Ｇ部）より右側（すなわち下流側）は、曲げ試験の曲げ位置が、境界部ではなくＡＣ７Ａ合金部であると考えられる。しかし、結果より、境界部を有する試験片（上流側試験片）においても、大きなばらつきは見られず、詳細は割愛するが、例えば、図５のＡＣ４ＣＨの曲げ強度と比較しても遜色のないものであった。なお、Ｇ部よりも右側の曲げ強度が大きいのは、ＡＣ７Ａの高い伸びによるものである。
【００６２】
次に、境界部近傍の組織観察結果を説明する。なお、以下の結果については、ＡＣ４ＣＨでの試験結果のみを示し、ＡＣ４Ｃによる試験でも同様の結果が得られたため、ＡＣ４Ｃの結果についての説明を省略する。図７は、鋳物７より切り出した境界部近傍の組織を金属顕微鏡で観察した結果である。図７（ａ）に示すように、左側がＡＣ７Ａ合金部１５であり、右側がＡＣ４ＣＨ合金部１９であり、その間が境界部１７である。境界部１７は、両側よりＡＣ７ＡおよびＡＣ４ＣＨが流れてきて合流した部位である。
【００６３】
図７（ａ）から分かるように、金属組織は、ＡＣ７Ａ合金部１５およびＡＣ４ＣＨ合金部１９では、それぞれ均一な組織であった。また、境界部１７では、場所により組織は連続的に変化した。すなわち、ＡＣ７Ａ合金部１５近傍はＡＣ７Ａ合金部と略同じ組織であり、ＡＣ７Ａ合金部１５から離れるにつれて組織形態が徐々に変化し、ＡＣ４ＣＨ合金部１９近傍ではＡＣ４ＣＨ合金部と略同じ組織となった。すなわち、境界部１７の組織は連続的に変化しており、組織が局部的に変化することがない。なお、境界部１７の幅は４００μｍ以上であった。
【００６４】
また、図７（ｂ）は図７（ａ）の境界部１７にける組織を倍率をあげて観察した写真であるが、部位により、共晶１８（写真中濃灰色）の形態が多少変化しているものの、粗大な金属間化合物や、金属間化合物が局所的に析出することはなかった。すなわち、境界部１７における金属間化合物の生成量は、ＡＣ７Ａ合金部１５およびＡＣ４ＣＨ合金部１９それぞれにおける金属間化合物生成量の間であり、金属間化合物の生成量も連続的に変化した。
【００６５】
図８は、組成変化を示す図である。組成変化は、境界部をまたぐように線分析を行い、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｇの成分変化を調査した。図中の各元素の組成は、それぞれの成分の上方へ行くほど濃度が高いことを示す。なお、組成変化測定は、エネルギー分散型分光器（ＥＤＸ（Ｅｎｅｒｇｙ  Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ  Ｘ−ｒａｙ  Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ））による線分析によって行った。
【００６６】
ＡＣ７Ａ合金部においては、Ｍｇが高い値を示した。なお、ＡＣ７Ａ合金部内におけるＭｇ成分のばらつきは、α相や共晶などの分布に応じたものであり、マクロ的には均一な成分であるといえる。
【００６７】
一方、ＡＣ４ＣＨ合金部では、Ｍｇが低く、Ｓｉが高い値を示した。なお、ＡＣ４ＣＨ合金部内におけるＳｉ成分のばらつきは、前述の通りα相や共晶などの分布に応じたものである。
【００６８】
結果より、境界部におけるＳｉ、Ｍｇ組成は、ＡＣ７Ａ合金部からＡＣ４ＣＨ合金部にいくにつれて連続的に変化した。すなわち、境界部においてはＳｉやＭｇのピークは見られず、境界部におけるＳｉ、Ｍｇは、ともにＡＣ７Ａ合金部での組成とＡＣ４ＣＨ合金部での組成の間となった。
【００６９】
次に、比較のため、従来の鋳ぐるみによる鋳造を行った。図９は、鋳ぐるみによる鋳造方法を示す図である。まず、図９（ａ）に示すように、鋳型２９内に固体ＡＣ４ＣＨを設置する。鋳型２０は鋳鉄製である。固体ＡＣ４ＣＨは、別途鋳造により得られたものである。固体ＡＣ４ＣＨは、鋳型２０の略半分を占める。続いて図９（ｂ）に示すように、鋳型２０に液体ＡＣ７Ａを注湯する。液体ＡＣ７Ａは、液相温度以上の温度である。固体ＡＣ４ＣＨと液体ＡＣ７Ａとの境界が合金境界２５となる。
【００７０】
図１０は、図９の合金境界２５近傍の組織観察結果を示す図である。図１０（ａ）に示すように、ＡＣ４ＣＨ合金部２７とＡＣ７Ａ合金部２９との間に境界部３１が形成される。図１０（ａ）から分かるように、金属組織は、ＡＣ４ＣＨ合金部２７およびＡＣ７Ａ合金部２９では、それぞれ均一な組織である。一方、境界部３１では、ＡＣ７Ａ合金部２９の組織とＡＣ４ＣＨ合金部２７の組織が急激に変化している。なお、境界部３１の幅は５０μｍ程度であった。
【００７１】
図１０（ｂ）は境界部３１近傍にける組織を、倍率をあげて観察した写真であり、図１０（ｃ）は図１０（ｂ）の模式図である。境界部３１には帯状の金属間化合物３５（Ｍｇ２Ｓｉ）が多量に確認された。また、境界部３１を境にして共晶３３の形態も急激に変化していた。
【００７２】
図１１は、図８と同様に、境界部３１近傍の組成変化を示す図である。境界部は約５０μｍ幅であり、境界部においてはＳｉ、Ｍｇの組成が急激に変化している。特に、境界部において、Ｓｉの大きなピークが確認される。Ｓｉのピークは金属間化合物等によるものである。このように、鋳ぐるみによる方法では、境界部において成分が連続的とならず、一部成分のピークが確認される。
【００７３】
なお、ＡＣ７Ａ合金部内でのＭｇ、Ａｌの成分ばらつきが大きいが、これは、ＡＣ７Ａを鋳鉄製の舟形鋳型において作成したため、冷却速度が遅く、組織が粗大化したためである。いずれにしても、鋳ぐるみによる方法では境界部において組成が連続せず、金属間化合物が多量に析出することが分かる。
【００７４】
以上、添付図を参照しながら、本発明の実施の形態を説明したが、本発明の技術的範囲は、前述した実施の形態に左右されない。当業者であれば、特許請求の範囲に記載された技術的思想の範疇内において各種の変更例または修正例に想到し得ることは明らかであり、それらについても当然に本発明の技術的範囲に属するものと了解される。
【図面の簡単な説明】
【００７５】
【図１】鋳型１を示す図。
【図２】鋳物７を示す斜視図。
【図３（ａ）】ＡＣ４ＣＨを用いた試験片１１の引張試験結果を示す図。
【図３（ｂ）】ＡＣ４ＣＨを用いた試験片１１の引張試験結果を示す図。
【図４】ＡＣ４Ｃを用いた試験片１１の引張試験結果を示す図。
【図５】ＡＣ４ＣＨを用いた試験片１１の曲げ験結果を示す図。
【図６】ＡＣ４Ｃを用いた試験片１１の曲げ験結果を示す図で、（ａ）は試験結果、（ｂ）は鋳物の模式平面図。
【図７（ａ）】境界部１７近傍の組織を示す図。
【図７（ｂ）】境界部１７近傍の組織を示す拡大図。
【図８】境界部をまたいだ組織変化を示す図。
【図９】鋳型２０を示す図。
【図１０（ａ）】境界部３１近傍の組織を示す図。
【図１０（ｂ）】境界部３１近傍の組織を示す拡大図。
【図１０（ｃ）】境界部３１近傍の組織を示す模式図。
【図１１】境界部をまたいだ組織変化を示す図。
【符号の説明】
【００７６】
１………鋳型
３ａ、３ｂ………湯口
５………合流部
７………鋳物
９ａ、９ｂ………押湯部
１１………試験片
１３………合金境界
１５………ＡＣ７Ａ合金部
１７………境界部
１８………共晶
１９………ＡＣ４ＣＨ合金部
２０………鋳型
２５………合金境界
２７………ＡＣ４ＣＨ合金部
２９………ＡＣ７Ａ合金部
３１………境界部
３３………共晶
３５………金属間化合物
【図１】
2010110772.tif 000004
【図２】
2010110772.tif 000005
【図３（ｂ）】
2010110772.tif 000006
【図４】
2010110772.tif 000007
【図５】
2010110772.tif 000008
【図６】
2010110772.tif 000009
【図９】
2010110772.tif 000010
【図１０（ｃ）】
2010110772.tif 000011
【図３（ａ）】
2010110772.tif 000012
【図７（ａ）】
2010110772.tif 000013
【図７（ｂ）】
2010110772.tif 000014
【図８】
2010110772.tif 000015
【図１０（ａ）】
2010110772.tif 000016
【図１０（ｂ）】
2010110772.tif 000017
【図１１】
2010110772.tif 000018