(57)【要約】【課題】ＳＰＲ接合時の耐割れ性を確保できる接合用Ａｌ合金部材を提供する。【解決手段】本発明の接合用Ａｌ合金部材は、Ｓｉを６〜１２％含むＡｌ合金の鋳物からなり、塑性変形して機械的に接合される接合部と、接合に関与しない非接合部とを備える。その接合部は、初晶アルミニウムの存在割合である初晶率が非接合部よりも大きく、非接合部の初晶率に対する接合部の初晶率の比率である初晶比は１．２以上であると好ましい。このような接合用Ａｌ合金部材の接合部は、鋳型内へ注湯されたＡｌ合金の溶湯が初晶アルミニウムの晶出によって固液共存状態となったとき（例えば固相率が０．２５〜０．９５のとき）に、接合部に対応する領域を加圧ピンで局部的に加圧してダイカスト鋳造することにより得られる。【選択図】図１
2018094621.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
アルミニウム合金の鋳物からなり、塑性変形して機械的に接合される接合部と、接合に関与しない非接合部とを備える接合用アルミニウム合金部材であって、
前記アルミニウム合金は、全体を１００質量％（単に「％」という。）としてＳｉを６〜１２％含み、
前記接合部は、初晶アルミニウムの存在割合である初晶率が前記非接合部よりも大きい接合用アルミニウム合金部材。
【請求項２】
前記非接合部の初晶率に対する前記接合部の初晶率の比率である初晶比は１．２以上である請求項１に記載の接合用アルミニウム合金部材。
【請求項３】
前記接合部は、前記初晶アルミニウムに含まれる合金元素の固溶量が前記非接合部よりも少ない請求項１または２に記載の接合用アルミニウム合金部材。
【請求項４】
前記非接合部は、共晶ネットワーク組織を有する請求項１〜３のいずれかに記載の接合用アルミニウム合金部材。
【請求項５】
アルミニウム合金の鋳物からなり、塑性変形することにより機械的に接合される接合部と接合に関与しない非接合部とを備える接合用アルミニウム合金部材の製造方法であって、
全体を１００％としてＳｉを６〜１２％含むアルミニウム合金の溶湯を鋳型へ注湯する注湯工程と、
該鋳型内へ注湯された溶湯を冷却して凝固させる冷却工程とを備え、
さらに、該冷却工程中に、初晶アルミニウムが晶出して固液共存状態となっている該溶湯を、前記接合部に対応する領域で局部的に加圧する局部加圧工程を備える接合用アルミニウム合金部材の製造方法。
【請求項６】
前記局部加圧工程は、前記溶湯の固相率が０．２５〜０．９５のときになされる請求項５に記載の接合用アルミニウム合金部材の製造方法。
【請求項７】
前記冷却工程は、７５０℃／ｓ以下の冷却速度でなされる請求項５または６に記載の接合用アルミニウム合金部材の製造方法。
【請求項８】
請求項１〜４のいずれかに記載した接合用アルミニウム合金部材と、
該接合用アルミニウム合金部材に接合される少なくとも１以上の被接合部材と、
該被接合部材側を貫通した先端部が前記接合用アルミニウム合金部材の接合部内で塑性変形して該接合用アルミニウム合金部材と該被接合部材を接合する接合具と、
を備える複合部材。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、アルミニウム合金の鋳物に被接合部材を接合してできた複合部材、その鋳物からなる接合用アルミニウム合金部材およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
部材の複雑化、大型化、多機能化、軽量化等に対応するため、形状、材質、機能等の異なる複数の部材を接合した複合部材が用いられる。接合は、複合部材の要求仕様等に応じて、接着、溶接、締結、結合等によりなされるが、強固な接合を比較的容易に行える機械的な接合が多用されている。例えば、着脱が必要な部材はネジ（ボルト・ナット等）で締結され、着脱が不要な部材はリベットで結合される。
【０００３】
リベットを用いると、溶接等ができない異種材間等でも容易に接合できる。また最近では、穿孔作業が不要（つまり自己穿孔式）で、強固な結合が可能なセルフピアシングリベット（Self Piercing Rivet／単に「ＳＰＲ」という。）を用いた接合が注目されている。例えば、Ａｌ―Ｓｉ系合金からなるダイカスト部材へＳＰＲを打鋲して、別な薄板を接合する場合について下記の特許文献に記載がある（［００２９］、図３等）。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】特開２０１０−９０４５９号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
特許文献１は、成分組成を調整したＡｌ―Ｓｉ系合金からなるダイカスト部材に熱処理（溶体化処理、時効処理）を施して延性を高めることにより、ＳＰＲの打鋲時に生じる割れを抑止することを提案している。
【０００６】
しかし、特許文献１では、接合部以外の部分は熱処理しなくても十分な特性を満たすにも拘わらず、ＳＰＲを打鋲したときの局所変形に伴う割れを防止するためだけに熱処理をしている。しかも、ダイカスト部材の熱処理時に生じるブリスタ（高圧ガス巣の膨張）を防止するために、特殊な高真空ダイカストも行っている。このような手法は、ダイカスト部材の高コスト化を招き、好ましくない。
【０００７】
本発明はこのような事情に鑑みて為されたものであり、従来とは異なる手法により、耐割れ性に優れた接合部を有する接合用アルミニウム合金部材とその製造方法を提供することを目的とする。また、その接合用アルミニウム合金部材と被接合部材をリベット接合した複合部材も合わせて提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明者はこの課題を解決すべく鋭意研究した結果、局所変形により割れを生じ易い接合部に高延性な初晶アルミニウムを多く晶出させることにより接合部の耐割れ性を高めることを着想し、その効果を実際に確認した。この成果を発展させることにより、以降に述べる本発明を完成するに至った。
【０００９】
《接合用アルミニウム合金部材》
（１）本発明の接合用アルミニウム合金部材は、アルミニウム合金の鋳物からなり、塑性変形して機械的に接合される接合部と、接合に関与しない非接合部とを備える接合用アルミニウム合金部材であって、前記アルミニウム合金は、全体を１００質量％（単に「％」という。）としてＳｉを６〜１２％含み、前記接合部は、初晶アルミニウムの存在割合である初晶率が前記非接合部よりも大きい。
【００１０】
（２）本発明の接合用アルミニウム合金部材（単に「Ａｌ合金部材」ともいう。）によれば、熱処理等を施すまでもなく、割れ等を抑止しつつ、安定した品質でＳＰＲ等による機械的な接合を行うことができる。この理由は次のように考えられる。
【００１１】
Ｓｉを比較的多く含む鋳物は延性が必ずしも十分ではない。しかし、本発明に係る接合部は、接合部以外の部分（非接合部）よりも初晶アルミニウム（適宜、「α―Ａｌ」という。）が多くなっており、高延性となっている。このため本発明に係る接合部は、接合時にＳＰＲが打鋲等されて局所的に大きな変形が生じるとしても、割れ難く、優れた耐割れ性を発揮する。
【００１２】
なお、本発明のＡｌ合金部材の大部分を占める非接合部は、全体的な合金組成と冷却速度（凝固速度）に応じた通常の金属組織（鋳造組織）からなるため、予定された本来の機械的特性等を発揮する。従って、α―Ａｌ量が相対的に多い接合部が点在していても、本発明のＡｌ合金部材の機械的特性（強度等）が大きく劣化等することはない。
【００１３】
《接合用アルミニウム合金部材の製造方法》
本発明は接合用アルミニウム合金部材の製造方法としても把握できる。つまり本発明は、アルミニウム合金の鋳物からなり、塑性変形することにより機械的に接合される接合部と接合に関与しない非接合部とを備える接合用アルミニウム合金部材の製造方法であって、全体を１００％としてＳｉを６〜１２％含むアルミニウム合金の溶湯を鋳型へ注湯する注湯工程と、該鋳型内へ注湯された溶湯を冷却して凝固させる冷却工程とを備え、さらに、該冷却工程中に、初晶アルミニウムが晶出して固液共存状態となっている該溶湯を、前記接合部に対応する領域で局部的に加圧する局部加圧工程を備える接合用アルミニウム合金部材の製造方法でもよい。
【００１４】
《複合部材》
さらに本発明は、上述したＡｌ合金部材と他の部材とを接合した複合部材としても把握できる。つまり本発明は、上述した接合用アルミニウム合金部材と、該接合用アルミニウム合金部材に接合される少なくとも１以上の被接合部材と、該被接合部材側を貫通した先端部が前記接合用アルミニウム合金部材の接合部内で塑性変形して該接合用アルミニウム合金部材と該被接合部材を接合する接合具と、を備える複合部材でもよい。
【００１５】
《その他》
（１）本発明に係る初晶率は、該当部位を光学顕微鏡で観察して得られた金属組織写真（観察領域：２０×５ｍｍ）を画像処理して求まるα―Ａｌの面積率により算出する。接合部の初晶率は、基本的に、接合部の中央域にある金属組織を観察する。但し、接合後で塑性変形が生じている接合部については、塑性変形が生じていない領域または塑性変形量が最も少ない領域の金属組織を観察する。非接合部については、接合部の影響が及んでいない領域（例えば、接合部端から少なくとも１０ｍｍ離間した領域）の金属組織を観察して、その初晶率を算出すればよい。
【００１６】
接合部の大きさや形状は、接合方法または接合具の形態により、適宜調整される。例えば、ＳＰＲを用いる場合なら、その脚部（軸部）の塑性変形域よりも一回り大きく接合部を設定すると好ましい。通常、ＳＰＲの脚部の塑性変形域と頭部の占有域はほぼ同程度の大きさであるため、接合部の面積は、例えば、ＳＰＲの頭部の面積の１〜２倍さらには１．２〜１．６倍としてもよい。ＳＰＲの頭部が円形状なら、接合部は、例えば、ＳＰＲの頭部径の１〜１．５倍さらには１．１〜１．３倍の直径を有する円形状としてもよい。
【００１７】
非接合部は、接合に関与しない領域であるが、換言すると、接合部以外の領域、または接合時に塑性変形しない領域といい得る。なお、接合部と非接合部の境界を明確にする必要があるときは、初晶率に基づいて判断してもよい。例えば、接合部から十分に離れた非接合部の初晶率の１．１倍付近を、両者間の境界としてもよい。
【００１８】
（２）特に断らない限り本明細書でいう「ｘ〜ｙ」は下限値ｘおよび上限値ｙを含む。本明細書に記載した種々の数値または数値範囲に含まれる任意の数値を新たな下限値または上限値として「ａ〜ｂ」のような範囲を新設し得る。
【図面の簡単な説明】
【００１９】
【図１】局部加圧工程の様子を模式的に示す説明図である。
【図２】鋳造に用いた金型（要部）と製作した鋳物の概観図である。
【図３】比較試料に係るＳＰＲ接合部材を示す概観図である。
【図４】各試料に係るＳＰＲ接合部の断面を示すＸ線ＣＴ写真である。
【図５】各試料に係る接合部分の金属組織写真である。
【図６】各試料に係る機械的特性を示す棒グラフである。
【図７】加圧開始時（固相率）を変化させたときの各金属組織を示す写真である。
【図８】試料の製作に用いたＡｌ合金溶湯の凝固曲線である。
【図９】加圧開始時の固相率とＳＰＲ接合時に生じた割れの数との相関図である。
【図１０】鋳物に含まれるＳｉ量とその機械的特性との相関図である。
【図１１】金型の材質（冷却速度）と鋳物のたわみまたは曲げ強度との関係を示す分散図である。
【図１２】金型の材質（冷却速度）と初晶Ａｌ中に固溶しているＳｉ量またはＭｇ量との関係を示す分散図である。
【発明を実施するための形態】
【００２０】
上述した本発明の構成要素に、本明細書中から任意に選択した一つまたは二つ以上の構成要素を付加し得る。本明細書で説明する内容は、本発明のＡｌ合金部材のみならず、その製造方法やＡｌ合金部材を用いた複合部材にも適宜該当する。また方法的な構成要素であっても、一定の場合、物に関する構成要素ともなり得る。いずれの実施形態が最良であるか否かは、対象、要求性能等によって異なる。
【００２１】
《接合部》
本発明に係る接合部は、非接合部よりも初晶率が高く、例えば、非接合部の初晶率に対する接合部の初晶率の比率（初晶比）が１．２以上、１．２５以上さらには１．３以上であると好ましい。なお、接合部と非接合部の特性バランスを図る観点から、敢えていうと、初晶比の上限値は２以下さらには１．５以下であると好ましい。
【００２２】
接合部は周囲（非接合部）よりも初晶率が高くて相対的に高延性であるが、α―Ａｌ中に含まれる合金元素（Ｓｉ等）が増加すると、接合部の延性が低下し得る。そこで、接合部は、初晶アルミニウムに含まれる合金元素の固溶量が非接合部よりも少ないと好ましい。
【００２３】
合金元素の固溶量は、合金組成（元素の種類、その含有量）、冷却速度等により異なるため、一概に規定し難い。そこで、例えば、α―Ａｌに固溶している合金元素の合計量が、非接合部よりも接合部で、０．０５％以上、０．１％以上さらには０．１５％以上少ないと好ましい。
【００２４】
また、本発明のＡｌ合金部材（鋳物）は、熱処理をしなくても、初晶率の高い接合部が高い耐割れ性を発揮する。このような熱処理されていない鋳物では、非接合部が鋳造組織のままとなっており、共晶ネットワーク組織を有することが多い。逆にいえば、熱処理されている場合、その共晶ネットワーク組織が崩れて、粒状のα―Ａｌや共晶等が分散した組織となっている。なお、共晶ネットワーク組織とは、α―Ａｌを取り囲むように共晶（Ａｌ―Ｓｉ系）が連なってできている組織である。
【００２５】
ちなみに、本発明に係る接合部は、接合方法（接合具）にも依るが、例えば、直径または一辺が、３〜１５ｍｍさらには４〜１０ｍｍ程度の円形状または方形状をしている。接合部自体は、大きくないため、Ａｌ合金部材中に複数配設されていても、Ａｌ合金部材の特性（強度等）には殆ど影響しない。
【００２６】
《Ａｌ合金》
本発明のＡｌ合金部材は、鋳造用のＡｌ―Ｓｉ系合金からなり、少なくともＳｉを６〜１２％、７〜１１％さらには８〜１０．５％含むと好ましい。Ｓｉが過少では鋳造性が低下して、引け量が大きくなり、鋳物内部に鋳造欠陥が発生し易くなる。Ｓｉが過多になると、鋳物の機械的特性（特に伸び）が低下し易くなり、接合部における耐割れ性も低下し得る。なお、本明細書でいう合金組成は、特に断らない限り、接合部と非接合部の両方を含む全体を１００質量％（単に「％」という。）として示した質量割合である。
【００２７】
本発明に係るＡｌ合金は、Ｓｉ以外に、Ｍｇ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｕ、Ｆｅ等の合金元素またはＳｒ、Ｎａ、Ｓｂ等の改質元素を含んでもよい。具体的には次の通りである。
【００２８】
Ｍｇは、Ａｌ基地を強化し、０．１〜１％さらには０．２〜０．７％含まれると好ましい。Ｍｇが過少では、その効果が十分に得られず、Ｍｇが過多になると、Ｍｇ２Ｓｉ等が晶出して延性や靭性を低下させ得る。
【００２９】
ＴｉとＺｒは、結晶粒を微細化させると共にＡｌ基地を強化させ、それぞれ０．０５〜０．３％さらには０．０７〜０．２％、合計で０．０６〜０．４％さらには０．０８〜０．３％含まれると好ましい。Ｔｉおよび／またはＺｒが過少ではその効果が乏しく、それらが過多では、鋳造組織中に粗大なＴｉ化合物またはＺｒ化合物が晶出するようになり、却って、鋳物の機械的特性（特に延性）が低下し得る。
【００３０】
Ｓｒ、ＮａまたはＳｂは、共晶Ｓｉを微細化させて、鋳物（主に非接合部）の機械的特性（特に延性または靱性）を向上させ得る。これらの改質元素は微量で十分であり、例えば、含有合計量を０．００３〜０．０５％さらには０．０１〜０．０３％とするとよい。
【００３１】
《接合用アルミニウム合金部材の製造方法》
鋳物からなるＡｌ合金部材は、上述したＡｌ合金の溶湯を鋳型へ注湯する注湯工程と、その溶湯を鋳型内で冷却して凝固させる冷却工程とを経て得られる。そして本発明に係る接合部は、その冷却工程中に、α―Ａｌが晶出して固液共存状態となっている溶湯を、接合部に対応する領域で局部的に加圧する局部加圧工程により形成される。この局部加圧工程により、初晶率の高い接合部が形成される様子を図１に模式的に示した。なお、このような局部加圧を的確に行うために、本発明の製造方法は、金型のキャビティへ溶湯を加圧しつつ注湯するダイカスト鋳造によりなされると好ましい。
【００３２】
局部加圧の少なくともその一部は、溶湯の固相率が０．２５〜０．９５、０．３〜０．８さらには０．４〜０．７のときになされると好ましい。固相率の過小なときに局部加圧がなされると、初晶が少なく接合部の初晶率が高まらない。固相率の過大なときに局部加圧がなされると、溶湯の流動性が低いため、高い初晶率が望めない。なお、詳細は後述するが、本発明に係る固相率は、凝固曲線と実測した冷却曲線とに基づいて定める。
【００３３】
本発明に係る冷却工程は、７５０℃／ｓ以下さらには７００℃／ｓ以下の冷却速度でなされると好ましい。冷却速度が過大では、Ｓｉ等の合金元素がα―Ａｌ中に多く固溶して、接合部の延性が低下し得る。
【００３４】
冷却工程を通じた最大の冷却速度が上記の範囲内であれば良い。通常、溶湯の注湯直後に冷却速度が最大となり、合金元素の固溶量はα―Ａｌが晶出する初期にほぼ定まる。従って、本発明に係る冷却速度は、注湯工程完了後または冷却工程開始時の冷却速度と考えてもよい。なお、冷却速度は、接合部またはその近傍で測定された温度の時間変化により求められたものであるほど好ましい。
【００３５】
《複合部材》
本発明のＡｌ合金部材は、形状、材質等が異なる別な被接合部材と接合され得る。接合方法は種々あり得るが、接合部の高延性または高耐割れ性を利用して、リベット（特にＳＰＲ）により接合されると好ましい。
【００３６】
被接合部材は、Ｆｅ系部材（特に鋼板）、Ａｌ系部材、Ｍｇ系部材、Ｔｉ系部材等の金属部材の他、樹脂部材、さらには各種ＦＲＰのような複合部材等でもよい。なお、「Ｘ系部材」とは、純Ｘ部材、Ｘ合金部材またはＸを含む複合部材を意味する。また、被接合部材の少なくともリベット接合部は、リベットが貫通する（薄）板状であると好ましい。
【実施例】
【００３７】
様々な試料（Ａｌ合金部材）を製作し、それらの機械的特性や耐割れ性の評価、金属組織の観察等を行った。このような具体例を挙げつつ、本発明をさらに詳しく説明する。
【００３８】
［実施例１］
《試料の製造》
（１）図２に示すような加圧ピンを備えた金型（鋳型）を用いて、同図に示すようなＡｌ合金からなる鋳物（Ａｌ合金部材）をダイカスト鋳造した（鋳造工程）。具体的にいうと、下部から所望組成に調製したＡｌ合金の溶湯を図下方にあるプランジャー（図略）で加圧して、ランナ、ゲートを通して矩形状のキャビティ（７０ｍｍ×５０ｍｍ×５ｍｍ）へ射出した（注湯工程）。この際、プランジャの移動速度：０．４ｍ／ｓとし、鋳造圧力：６５ＭＰａとした。なお、特に断らない限り、金型には工具鋼（ＪＩＳ  ＳＫＤ６１）を用いた。
【００３９】
溶湯の注湯（射出）完了後の所定時期（加圧開始時／射出開始から０．１〜２．１秒後）で、キャビティの中央部（接合部に相当する領域）に設置しておいた加圧ピン（φ１７ｍｍ）を作動させた。具体的にいうと、予めキャビティの内壁面より７．２ｍｍ外側に後退させておいた加圧ピンを２７１ＭＰａで押圧した。これにより、キャビティ内で初晶（α―Ａｌ）が晶出して固液共存状態となっている溶湯の一部を局部的に加圧した。
【００４０】
こうして、Ｓｉ量の異なる次の３種のＡｌ合金組成からなる板状の鋳物（試料）を得た。いずれの合金組成もＡｌ合金（溶湯）全体を１００質量％とした質量割合である。なお、後述する実施例３を除き、合金１からなる鋳物について、以下に示す測定、観察、評価を行った。
合金１：Ａｌ―７％Ｓｉ―０．３％Ｍｇ―０．１％Ｔｉ
合金２：Ａｌ―８．５％Ｓｉ―０．３％Ｍｇ―０．１％Ｔｉ
合金３：Ａｌ―１０％Ｓｉ―０．３％Ｍｇ―０．１％Ｔｉ
（２）比較試料として、上述した局部加圧を行わない鋳物も併せて製作した。
【００４１】
（３）ＳＰＲ接合用に、上述した各鋳物を平面切削した肉厚５ｍｍの試験片を用意した。ＳＰＲは、ボロン鋼製、頭部（円盤状部）；φ８ｍｍ、脚部（円筒部）：φ５．３ｍｍ×長さ６ｍｍ×肉厚１ｍｍを用いた。被接合部材は、７０ｍｍ×５０ｍｍ×１ｍｍの鋼板を用いた。
【００４２】
接合は、加圧ピンを配置した領域に対応する試験片の部分（接合部）に、被接合部材を重ねて配置し、被接合部材側からＳＰＲをＰＯＰ ＪＯＩＳＰＮＤ  油圧システムを用いて荷重５６ｋＮ、速度１００ｍｍ／ｓで打鋲した。
【００４３】
《観察》
（１）先ず、比較試料（試料Ｃ１／合金１）を用いてＳＰＲ接合した様子を図３に示した。図３から明らかなように、局部加圧を行わない領域にＳＰＲ接合すると、局所変形の大きな箇所で割れが発生した。
【００４４】
次に、その試料Ｃ１と、局部加圧を行った試料（試料１１／合金１／加圧開始時：０．６ｓ／固相率：０．５）とについて、ＳＰＲ接合部を、二つの断面位置で撮影したＸ線ＣＴ写真を図４に示した。図４から明らかなように、局部加圧を行った試料１１では、試料Ｃ１と異なり、局所変形の大きな箇所にも割れが発生しないことが確認できた。
【００４５】
（２）試料１１と試料Ｃ１の接合部に相当する領域を光学顕微鏡で観察した金属組織写真を図５に示した。各組織写真をルーゼックス画像解析装置で処理して、初晶（白色部）と共晶（灰色部）の割合から各初晶率を求めた。試料１１の初晶率は試料Ｃ１の初晶率に対して１．３倍（９５％／７３％）に増加していることがわかった。
【００４６】
《測定》
試料１１と試料Ｃ１に係る機械的特性を図６に示した。図６から明らかなように、両試料は引張強さが略同等であるにもかかわらず、試料１１は試料Ｃ１に対して（破断）伸びが約１．８倍（１３．７％／７．７％）にまで急増し、非常に高延性となっていることがわかった。なお、引張試験は、接合部に相当する領域が中央になるように切り出した引張試験片を用いて行った。
【００４７】
以上から、キャビティへの注湯完了後に、所定タイミングで局部加圧を行うことにより、ＳＰＲ接合しても割れない高延性な接合部を有する鋳物が得られることが確認できた。
【００４８】
［実施例２］
（１）合金１からなる溶湯を用いて、局部加圧する加圧開始時を変更した種々の試料２１〜２４を製作した。各試料に係る加圧開始時、固相率、および金属組織（マクロ組織とミクロ組織）を図７にまとめて示した。なお、マクロ組織は、断面をそのまま観察したものであるが、ミクロ組織は光学顕微鏡で観察した２００倍のものである。
【００４９】
図７に示した固相率は、図８に示した凝固曲線から求めた加圧開始時の溶湯の固相率である。図８に示した冷却曲線は、溶湯のキャビティへの射出開始時からの経過時間と、キャビティ内の溶湯の温度とを実測して求めた。図８に示した固相率は、その実測した冷却曲線に基づいて凝固解析を行い、放出した潜熱量から算出したものである。
【００５０】
ちなみに、加圧ピン圧力を２７１ＭＰａで押圧した場合、加圧ピンは約０．０５秒程度でフルストローク状態となり、その内端面はキャビティの内壁面と面一状態となる。
【００５１】
図７に示した試料２１のように、固相率がほぼ０のときに局部加圧を行うと、その加圧部は、初晶Ａｌデンドライト間に共晶ネットワークが存する金属組織となり、局部加圧を行わないときと同様な金属組織となった。
【００５２】
一方、試料２２、２３のように、固相率が上昇したときに局部加圧を行うと、ほぼ全面が初晶Ａｌ相で占められた金属組織が得られた。試料２４のように、固相率がかなり高いときに局部加圧を行っても、共晶（Ａｌ―Ｓｉ）が出現するものの、大半が初晶Ａｌで占められた金属組織となった。
【００５３】
（２）試料２１〜２４に示した鋳物からなる試験片を用いて、実施例１の場合と同様なＳＰＲ接合を行った。その際、各試験片に生じる割れの個数を目視によりカウントした。こうして求めた割れの数と、図７に示した各試料の固相率との相関を図９に示した。
【００５４】
図９から明らかなように、固相率が０．２以下のときに局部加圧を行っても初晶率の高い金属組織が得られず、ＳＰＲ接合時の割れをあまり抑制できないことがわかった。一方、固相率が０．３以上さらには０．４以上となるようなときに局部加圧を行うと、初晶率が高い金属組織が得られ、ＳＰＲ接合しても割れが殆ど生じないことがわかった。
【００５５】
［実施例３］
実施例１に示した合金１を用いた鋳物（試料１１、試料Ｃ１）と同様に、合金２を用いた鋳物（試料１２、試料Ｃ２）および合金３を用いた鋳物（試料１３、試料Ｃ３）も製作した。
【００５６】
各鋳物から切り出した引張試験片を用いて、それぞれの機械的特性（引張強さと伸び）を測定した。こうして得られた結果を、各合金中に含まれるＳｉ量と関連付けて、図１０にまとめて示した。
【００５７】
図１０から明らかなように、鋳物中のＳｉ量が少なくなると、初晶Ａｌ（α―Ａｌ）が増加する一方で共晶が減少するため、（破断）伸びが増加して高延性となる。しかし、Ｓｉ量が多い場合でも、局部加圧を行うことにより、引張強さを殆ど低下させることなく、十分に大きい伸びを確保できた。
【００５８】
局部加圧した試料１２（Ｓｉ：８．５％）、試料１３（Ｓｉ：１０％）に係る伸びから外挿すると、Ｓｉ：１２％のときでも局部加圧を行うことにより、局部加圧をせずにＳＰＲ接合時の割れを生じた試料Ｃ１（Ｓｉ：７％）よりも、伸びを高くできることもわかった。従って、局部加圧を行う場合なら、少なくともＳｉ量を１２％にしても耐割れ性の確保が可能となり得る。
【００５９】
［実施例４］
銅合金（Ｃｒ―Ｔｉ銅／熱伝導率：１５０Ｗ／ｍＫ）からなる金型を用いて、実施例１の場合と同様に鋳物（試料３１）も製造した。
【００６０】
実施例１で用いた工具鋼（ＳＫＤ６１／熱伝導率：２９．８Ｗ／ｍＫ）からなる金型の場合、注湯完了後の冷却速度が６６６℃／ｓであった。これは図８に示した冷却曲線で、射出開始からの時間：０．２２〜０．２３２秒の間に溶湯温度が６１６℃〜６０８℃に変化していることからわかる。一方、銅合金からなる金型の場合、同様に冷却速度を求めると、１７００℃／ｓであった。
【００６１】
このように、金型の材質変更により、冷却速度を約２．５倍以上変化させた鋳物（試料１１と試料３１）を得ることができた。なお、各材質の熱伝導率に比例した冷却速度となっていないのは、金型の内壁面と溶湯（鋳物）の界面に存在する熱抵抗のためと考えられる。
【００６２】
各試料に係る鋳物から切り出した試験片を用いて、それぞれ３点曲げ試験を行い、破断するまでのたわみ量と、破断するまでの曲げ強度を測定した。この結果を図１１に示した。図１１から明らかなように、冷却速度を調整することにより、ＳＰＲ接合時における塑性変形能の指標値となるたわみ量を増加させて、接合部における耐割れ性を高めることができることがわかった。
【００６３】
各試料に係る鋳物の初晶Ａｌ中に固溶しているＳｉ量とＭｇ量を、電子マイクロプローブ装置（ＥＰＭＡ）を用いた測定した。この結果を図１２に示した。図１２から明らかなように、冷却速度が相対的に小さくてたわみ量の多い鋳物（試料１１）は、α―Ａｌ中におけるＳｉとＭｇの固溶量が相対的に少ないことがわかった。
【００６４】
従って、冷却速度を低くすることにより、初晶Ａｌ中における合金元素の固相量が低下し、これによりＳＰＲ接合される領域（接合部）の塑性変形能ひいては耐割れ性が高まり得ることがわかった。
【図１】
2018094621.tif 000003
【図２】
2018094621.tif 000004
【図３】
2018094621.tif 000005
【図４】
2018094621.tif 000006
【図５】
2018094621.tif 000007
【図６】
2018094621.tif 000008
【図７】
2018094621.tif 000009
【図８】
2018094621.tif 000010
【図９】
2018094621.tif 000011
【図１０】
2018094621.tif 000012
【図１１】
2018094621.tif 000013
【図１２】
2018094621.tif 000014