JP2007216237A

JP2007216237A - 鋳造装置及び鋳型廻り部材の製造方法並びに鋳型廻り部材

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Publication number: JP2007216237A
Application number: JP2006036490A
Authority: JP
Inventors: Masashige Toyomoto; 正成豊本; Norio Nakao; 昇生中尾; Makoto Honda; 誠本多; Hiroshi Matsumura; 浩史松村
Original assignee: MATSUMURA SEIKEI KK
Current assignee: MATSUMURA SEIKEI KK
Priority date: 2006-01-18
Filing date: 2006-02-14
Publication date: 2007-08-30
Anticipated expiration: 2026-02-14
Also published as: JP3864176B1

Abstract

【課題】耐熱性の向上と、製作期間の短縮を可能とする鋳造装置及び鋳型廻り部材の製造方法並びに鋳型廻り部材を提供することを目的とする。
【解決手段】金属間化合物を基材とする表面層と金属材料を基材とする本体部とよりなる注湯部構成部材を、注湯部構成部材の反転形状をもつマスタ型内に金属間化合物の原料元素の混合粉末を充填する工程と、充填した混合粉末をマスタ型内で反応させ、金属間化合物表面層を製造する工程とから製造するので、特には大規模な設備を必要とせず、秒単位、分単位で、簡単に高融点の金属間化合物表層を製造して、さらに金属材料を基材とする本体部を肉盛溶接によって迅速に効率よく造型して極めて短時間に高機能の鋳型廻り部材を製造することができる。
【選択図】図３

Description

本発明は、重力鋳造や低圧鋳造若しくはダイカスト鋳造等に用いられる鋳造装置及びこれらの鋳造装置の鋳型に対し溶湯を供給する経路を構成する注湯部構成部材（以下「注湯部構成部材」と記す）等の鋳型廻り部材及びその製造方法に関する。

一般に鋳造装置における鋳造対象となる材料溶湯に接触する部位を有する注湯部構成部材等の鋳型廻り部材には以下の性質が求められる。
（１）高温まで降伏せず、高強度である。
（２）熱応力によるクリープ変形をし難い。
（３）加熱、冷却の繰返しに伴う熱サイクル疲労に強い。
（４）溶湯との接触、急激な温度変化による熱衝撃に強い。
（５）溶湯の衝突による機械的損傷に強い。
（６）溶湯との反応性が低く、侵食に強い。
（７）耐酸化性に優れる。

係る鋳型廻り部材材料としては従来ＳＫＤ６１材等が用いられ、現在以下の問題が指摘されている。
（１）製作に長期間を必要とする。
（２）たとえばＳＫＤ６１材については高温でのクリープや熱疲労の問題がある。

さらに具体的には例えば鋳型廻り部材である鋳型用注湯スリーブは、一般には例えば鉄製の筒体の内壁面にＮｉ・Ｃｒ等の金属溶射層を設け、さらに、その表面にセラミック層を設けることによって耐衝撃性および溶湯に対する耐久性を図っていた。しかし、かかる従来における注湯スリーブにあっては、熱変化の繰り返しから剥離などが現れやすくセラミック層が破れた場合、下層の金属溶射層のみならず母材の層が溶損し、この結果、鋳造物を離脱できないという不都合を生じる。

またアルミニウムその他の金属からなる機械部品の製造に適用される低圧鋳造法では、下金型の最も低い位置に設けられた湯口に接続されたストークから湯口スリーブを介して溶湯が鋳型内に供給され、鋳造品が指向性凝固をしながら最終的に湯口が凝固したときにストーク内の圧力を下げて、鋳造品とストーク内の溶湯を分離する。そのため、ストーク内では溶湯が高頻度で流通し、溶損が生じ易い。

さらに、ダイカスト鋳造装置についても次の様な問題があった。
図４５は、自動車、通信機器などの部品の製造に広く適用されているダイカスト鋳造装置である横鋳込み型コールドチャンバーダイカスト鋳造装置を示す。
図に示すように、この横鋳込み型コールドチャンバーダイカスト鋳造装置では、プランジャスリーブ４０の給湯口４１からプランジャ穴４２に６４０℃〜６５０℃のアルミ合金溶湯が供給される。その後、プランジャ４３のプランジャチップ４３ａをプランジャスリーブ４０の内側において摺動往復させて金型４４の湯口スリーブ４５を通じてキャビティ内にアルミ合金溶湯を射出して鋳造が行われる。このプランジャ穴４２を有する筒状体のプランジャスリーブ４０は、一般に熱間用工具鋼のＳＫＤ−６１に窒化処理して製作され、その前方部分４０ｃは、ブッシュ４６を介して固定ダイプレート４７に固定支持される。一方、給湯口４１がある後方部分４０ｄは固定ダイプレート４７には支持されず、片持梁状態で固定される。

このプランジャスリーブ４０の内側、特にはプランジャ穴４２の下方部分には、高温の溶湯が接触して急速に加熱されて溶湯による浸蝕が生じ、係る浸蝕によってプランジャスリーブ４０の内側に凹凸が生じると、プランジャチップ４３ａのプランジャスリーブ４０の内側における摺動が円滑に行えなくなる。またこの浸蝕を防止するために、プランジャスリーブ全体を脆いセラミック材料で形成した場合には、破損しやすく取り扱いが困難になるという問題がある。

そこで以上のような各種鋳造装置における問題を解消し得る材料として、多孔質焼結体、特にはＴｉＡｌ、Ｎｉ_３Ａｌ、ＦｅＡｌ、ＭｇＡｌに代表される金属間化合物の適用を検討することができる。
これらの多孔質焼結体としての金属間化合物は、高温強度が室温と比べ、数倍に高まる性質から、鋳型廻り部材へ応用した場合では、鋳型廻り部材の高温強度の向上が期待される。しかし、一般に、金属間化合物は高融点であり、ＴｉやＡｌのように活性金属を高温で溶解する場合には極めて酸化し易く、また坩堝材との反応を防止する対策が必要となる。そのためそのような溶解装置も超高温真空炉を準備する必要があり過大な設備投資が必要となる。さらに、ＴｉとＡｌ、ＮｉとＡｌ、ＦｅとＡｌでは、相互間に比重差もあり、重力偏析や、鋳造偏析も起こり、均質材が得にくいという問題がある。また、硬く、延性に乏しい性質から、鋳造後の機械加工も困難であり、加工方法に相当の検討が必要となり実際的には、鋳型廻り部材材料としての適用は困難であった。
具体的にはたとえばＦｅＡｌ金属間化合物の鋳造品を得ようとする場合には、ＦｅとＡｌを主材とするＦｅＡｌ金属間化合物は延性に乏しく鋳造する際に溶湯が鋳型内で凝固する過程において製品内部の粒界に亀甲状の割れが生じ健全な鋳造品を得ることは出来ない。

このような金属間化合物の鋳造を試みた公知文献として特許文献１が存在する。
この特許文献１では原子濃度でＡｌを３７から５３％とし、残りをＦｅとするＦｅＡｌ金属間化合物の溶湯を鋳型に鋳込んで凝固冷却速度を１０００℃／時間に制御することにより製品の粒界の亀甲状の割れが防止され、耐酸化、耐腐蝕、耐摩耗性部品として優れた鋳造品を得ることができる旨開示された。
しかし係る鋳造方法を採用する場合であっても、金属間化合物の硬く、延性に乏しい性質から、鋳造後の機械加工も困難であり、実際的には、鋳造装置の鋳型廻り部材材料としての適用は困難であるという問題は解消されない。
特開平６−２２８７０６

本発明は以上の従来技術における問題点に鑑み、耐熱性の向上と、製作期間の短縮を可能とする鋳造装置及び鋳型廻り部材の製造方法並びに鋳型廻り部材を提供することを目的とする。

本発明者らは金属間化合物の製造法として知られる粉末の熱爆発反応を利用する燃焼合成法を適用して高温強度が大きい金属間化合物からなる鋳型廻り部材を極めて高効率に製作することができることを見いだし本発明に想到した。

すなわち本発明の鋳造装置は、多孔質焼結体層を備える鋳型廻り部材を有することを特徴とする。

この様に多孔質焼結体層を備える鋳型廻り部材を有することによって、本発明の鋳造装置は、鋳型廻り部材につき高温でのクリープや熱疲労の問題を解消して長期の耐用期間を備えることができる。この鋳型廻り部材は例えば鋳型に対し溶湯を供給する経路の少なくとも一部を構成する注湯部構成部材である。

多孔質焼結体層が耐食バリア層を有するようにすることができる。これにより耐酸化性を向上することができる。

鋳型廻り部材が金属材料を基材とする本体部に取り付けられ、さらにその本体部は、金属材料によって造型されて多孔質焼結体層の強度を補充する第一の本体部と、金属材料によって造型されて鋳造機構との取り付け機能部を構成する第２の本体部とよりなるようにしてもよい。

このように本発明の鋳造装置の鋳型廻り部材はアルミ等の鋳造対象となる溶湯に接触する面を金属間化合物等の多孔質焼結体を基材とする表面層とし、保温性と耐溶損性を持たせる。また、金属間化合物単体では強度が不足するために、金属材料を基材とする本体部を使用する。
この金属材料としては通常使用されるＳＫＤ６１やＳＵＳが適当かと思われるが、必要に応じてＴｉやＮｉ系の合金としても良い。

さらに本発明の鋳造装置は、鋳型の湯口に設置され鋳型に溶湯を供給する注湯部構成部材である鋳型用注湯スリーブが多孔質焼結体層を備えることを特徴とする。

さらに本発明の鋳造装置は、上金型と、下金型とからなる鋳型を備え、その両金型の間に形成された空間に下方から溶湯を供給するようにその下金型に湯口が設けられ、その湯口に連通する注湯部構成部材である湯口スリーブおよび／またはストークが多孔質焼結体層を備えることを特徴とする。

加えて本発明の鋳造装置は、注湯用の給湯口を開口した注湯部構成部材であるプランジャスリーブが少なくともその一部に多孔質焼結体層を備えることを特徴とする。

係る鋳造装置は、プランジャ穴を有し、後端側上部に注湯用の給湯口を開口した筒形状のプランジャスリーブを備えるダイカスト用プランジャスリーブを備えた鋳造装置とすることができる。

以上の本発明の各鋳造装置は注湯部構成部材である鋳型用注湯スリーブや湯口スリーブおよび／またはストーク、プランジャスリーブが多孔質焼結体層を備えることによって、溶湯による浸蝕を防止でき、耐久性に優れ低コストの鋳造装置とすることができる。

また以上の本発明の各鋳造装置の多孔質焼結体層が耐食バリア層を有するようにすることによって、例えばダイカスト用プランジャスリーブを備えた鋳造装置では、プランジャのプランジャチップの摺動往復運動の阻害要因となる、プランジャスリーブの給湯口の下側部分の溶湯による浸蝕を防止でき、耐久性をさらに向上することができる。

また、本発明の鋳造装置ではプランジャスリーブの一部に設けた嵌合部に多孔質焼結体で形成した浸蝕防止部材を嵌入して配置してなるようにすることもできる。この構成により、給湯口から給湯される溶湯が直接当たる浸蝕の激しい部分に耐熱、耐摩耗性に優れた多孔質焼結体で形成した浸蝕防止部材を設けることができ、プランジャの円滑な摺動往復運動を長期間維持できる。また、多孔質焼結体を、比較的に小部品として、他の部分を金属などの取り扱い易い材質で全体を構成することによって取り扱いプランジャスリーブとすることができる。

加えて本発明の鋳型廻り部材の製造方法は、鋳型廻り部材の溶湯との接触表面形状に対する反転形状をもつグラファイト製マスタ型内に多孔質焼結体の原料元素の混合粉末、特には金属間化合物の原料元素の混合粉末を充填する工程と、充填した混合粉末をマスタ型内で反応させ、多孔質焼結体層すなわち金属間化合物層を製造する工程とを有してなることを特徴とする。
グラファイト製マスタ型内への混合粉末充填にあたっては単軸加圧あるいはＣＩＰ（静水圧加圧）法を適用することが出来る。

多孔質焼結体の原料元素の混合粉末、特には金属間化合物の原料元素の混合粉末の混合比率は、目的とする多孔質焼結体、特には金属間化合物の化学量論組成に基づき調整することができる。さらに多孔質焼結体の原料元素の混合粉末、特には金属間化合物の原料元素の混合粉末の混合比率を化学量論組成に対し、所要の原料元素が過剰となるよう調整することもできる。さらに目的とする多孔質焼結体の原料元素の混合粉末、特には金属間化合物の原料元素の混合粉末に加え、助剤となる金属元素粉末を添加してもよい。その場合に助剤となる金属元素粉末添加量は０．０１％〜１０％とするのが良く、さらには０．１〜８％とするのが望ましく、もっとも望ましくは０．３〜６％とするのがよい。

マスタ型内に充填した混合粉末を反応させるには混合粉末を充填したマスタ型を加熱し、混合粉末の熱爆発反応によってマスタ型上に多孔質焼結体、特には金属間化合物の合成を行うことができる。その際に加熱温度は、多孔質焼結体、特には金属間化合物原料元素及び助剤金属元素の中でもっとも低い融点を示す材料の融点に対して、その融点以上で融点よりも５０℃高い温度以下とするのが良く、さらにはその融点よりも５℃〜４０℃以上高い温度とするのが望ましく、その融点よりも１０℃〜３０℃以上高い温度とするのがもっとも望ましい。
以上において加熱温度は、ごくわずかに液相ができる状態に管理されることが望ましく、液相が過剰である場合には混合粉末相互の連結が失われてメルトダウンによって形状保持が困難になって、メルトダウンした場合にはグラファイトマスタとの濡れ性の問題から液滴状となり粉末成形性が消失する。
したがって、粉末間に微量な液相を生成させて粉末を焼結させる加熱温度に制御して、混合粉末がいわゆる半溶融状態とされるのが望ましい。

その際の加熱雰囲気は不活性ガスもしくは真空雰囲気とし、加えて誘導加熱またはパルス印加通電などの補助熱源を用いることもできる。さらには混合粉末を充填したマスタ型の加熱を加圧下で行うことも可能である。この加圧下での加熱を行う方法としてはよく知られたＨＩＰ法などを適用することができる。なお、マスタ型裏面側の気孔を封し、かつ冷却することによって安定した反応を進めることができる。
なおその他にＨＰ（ホットプレス）法、通電焼結法を適用することもできる。

さらに本発明の鋳型廻り部材の製造方法ではマスタ型上に合成された多孔質焼結体、特には金属間化合物層上に肉盛溶接層を形成する。これによって鋳型廻り部材が金属材料を基材とする本体部に取り付けられる。すなわちかかる肉盛溶接層が鋳型廻り部材の本体部を構成し、この鋳型廻り部材本体部によって多孔質焼結体、特には金属間化合物表面層が支持される。

以上の本発明の鋳型廻り部材の製造方法によって製造される鋳型廻り部材の多孔質焼結体、特には金属間化合物層の理論真密度に対する相対密度は５０〜９７％程度とされ、好ましくは７５％以上で、もっとも好ましくは８５％以上とされる。

本発明の鋳型廻り部材表面部には耐食バリア層を設けることができ、この耐食バリア層は多孔質焼結体、特には金属間化合物層表面に形成した酸化皮膜若しくは多孔質焼結体、特には金属間化合物層表面に溶射によって形成された耐食層及び／又は離型層とすることができる。

一般に多孔質材料は、構造材の軽量化、ろ過作用、熱交換作用、耐衝撃性などの特徴を有し、現在広く用いられている。多孔質材の製造法としては、ガス注入法やガス封入法などあるが、気泡の大きさのバラつきにより材料特性のバラつきになったり、相対密度に限度があり超軽量の素材製造が困難であったりなどという問題もある。

本発明の鋳型廻り部材を構成する多孔質焼結体、特には金属間化合物の製造法としては、粉末の熱爆発反応を利用する迅速製造法が知られている。この迅速製造法すなわち燃焼合成法によれば効率よく高融点化合物が製造でき、超高温炉などの大規模な設備を必要とすることもない。さらに効率よく多孔質材を作製でき、粉末冶金的手法の一種であるので、鋳型廻り部材表面層としての多孔質材の組織制御も可能となる。
そのような粉末の熱爆発反応の迅速性を生かす燃焼合成法の利点と多孔質焼結体、特には金属間化合物の高温強度特性を組み合わせることによって、本発明の鋳造装置及び鋳型廻り部材の製造方法並びに鋳型廻り部材が成立した。

以下に本発明の鋳型廻り部材の製造方法が用いる燃焼合成の原理ならびに断熱燃焼温度につき説明する。
燃焼合成では、粉末の反応を断熱的に生じさせ、その反応を加速度的、爆発的に生じさせることで化合物を合成しつつ、粉末を焼結する。
これをＮｉ_３Ａｌを例にとり説明すると３／４ｍｏｌのＮｉ粉末と１／４ｍｏｌのＡｌ粉末を反応させ、合計１ｍｏｌのＮｉ_３Ａｌを生じさせた場合（Ｎｉ_３Ａｌは、化学式の中にＮｉが３ｍｏｌ、Ａｌが１ｍｏｌ含まれるため、１／４Ｎｉ_３Ａｌが化合物１ｍｏｌとなる。）には、４２．９ｋＪの熱が発生する。
３／４Ｎｉ＋１／４Ａｌ＝１／４Ｎｉ_３Ａｌ＋４２．９ｋＪ／ｍｏｌ
この場合に、単にＮｉ粉末とＡｌ粉末を反応させただけでは、反応熱は、系外に放散されるため、燃焼合成は起こらない。しかし、粉末を密に充填し、かつ断熱容器内で反応させた場合では、反応熱が系内にとどまり、反応熱による温度上昇が生じ、温度上昇の結果、あたかも燃焼するようにして、化合物の合成と粉末の焼結が短時間に生じる。この現象が燃焼合成と称されている。
そのときの理論燃焼温度は、温度エンタルピー線図により計算される。この場合の温度エンタルピー線図を図８に示す。
図中、上部の実線がＮｉ＋Ａｌ粉末の内部エネルギー（エンタルピー）であり、下部の実線及び破線がＮｉ_３Ａｌの内部エネルギーである。
固体状態の金属相互間では金属元素の拡散が遅いことから一般に反応が生じにくい。このため室温で単に粉末を混合しても燃焼や反応は生じない。しかし、Ｎｉ＋Ａｌ粉末を炉で加熱し、Ａｌを融解させるなどのきっかけを与えると、金属元素の活発な拡散が生じて反応を開始する。
Ｎｉ＋Ａｌ混合粉末を９３３Ｋ（Ａｌの融点）に加熱し、断熱反応を生させた場合では、反応熱は全て温度上昇に費やされ、粉末は、エネルギー不滅の法則から、１６６８Ｋ（Ｎｉ_３Ａｌの融点）まで加熱される。この高温を利用し、化合物合成と粉末の焼結を行うことが可能となる。
係る原理はＴｉＡｌ、ＦｅＡｌでも同様であり、反応熱はそれぞれ
１／２Ｔｉ＋１／２Ａｌ＝１／２ＴｉＡｌ＋４１．８ｋＪ
１／２Ｆｅ＋１／２Ａｌ＝１／２ＦｅＡｌ＋３１．０ｋＪ
で与えられ、また、断熱燃焼温度は図９、図１０に示す温度エンタルピー線図から、ＴｉＡｌの断熱燃焼温度は１７３３Ｋ（ＴｉＡｌの融点）、ＦｅＡｌの断熱燃焼温度は１５３８Ｋ（ＦｅＡｌの融点）、となる。

本発明の鋳造装置並びに鋳型廻り部材は多孔質焼結体、特には金属間化合物層を備え、多孔質焼結体、特には金属間化合物の高温強度が高く、高硬度、化学的に安定という性質から、
（１）高温まで降伏せず、高強度である。
（２）熱応力によるクリープ変形をし難い。
（３）溶湯の衝突による機械的損傷に強い。
（４）耐酸化性に優れる。
という利点を備える。
またかかる鋳型廻り部材を製造する本発明の鋳型廻り部材の製造方法は鋳型廻り部材の溶湯との接触表面形状に対する反転形状をもつマスタ型内に多孔質焼結体の原料元素の混合粉末、特には金属間化合物の原料元素の混合粉末を充填する工程と、充填した混合粉末をマスタ型内で反応させ、多孔質焼結体、特には金属間化合物表面層を製造する工程とを有してなるので、特には大規模な設備を必要とせず、効率よく高融点の多孔質焼結体、特には金属間化合物層を製造して、さらに金属材料を基材とする本体部を肉盛溶接によって迅速に効率よく造型して極めて短時間に高機能の鋳型廻り部材を製造することができる。

また一般に線膨張係数の異なる複数の材料を加熱する場合、隣接し密着する材料間においては膨張量の違いから、応力による割れ、歪みを発生する。本発明の鋳型廻り部材の製造方法においても、マスタ型の線膨張と金属間化合物の線膨張の違いに起因して、その製造過程における加熱による膨張後、徐冷及びマスタ型の脱型を経て得られる鋳型廻り部材の形状はマスタ型の形状がそのまま正確には転写されず、実質的に相似形で転写された形状が得られる。しかし、鋳型廻り部材はそれ自体が溶湯を鋳込んで製品形状を創出する鋳型として機能するものではなく、鋳型それ自体の様に正確にマスタ型の形状が転写される必要はない。すなわち、本発明の鋳型廻り部材の製造方法ではマスタ型の線膨張と金属間化合物の線膨張の違いに起因するマスタ型と鋳型廻り部材との形状誤差は予め計算若しくは実測データに基づき見込んでおくことによって、問題のない程度にとどめることができ、十分に実際の鋳造装置に適用することのできる実用性を備えた鋳型廻り部材を製造することができる。

以下に鋳型の湯口に設置され鋳型に溶湯を供給する際に使用される本発明の鋳型廻り部材である鋳型用注湯スリーブの実施の形態に関して説明する。

図１は本発明に係る鋳造装置の使用状態を示す断面図、図２は本発明に係る鋳造装置の鋳型用注湯スリーブの断面図である。

図１は自動二輪車用ホイールの鋳造装置１１を示す。鋳造装置１１の鋳造空間１１Ａは主下型１２，第一補助下型１３，第二補助下型１４，入子１５，横型１６，主上型１７によって形成される。また、鋳造空間１１Ａによって鋳造して得られる鋳造製品であるホイールにおけるハブ部の上面を鋳造する環状の補助上型１８が主上型１７の内周に嵌挿され、この補助上型１８の軸心には湯口１９が設けられている。前記補助上型１８の湯口１９には注湯スリーブ１１Ｂが嵌着されて上方に延び、その上端部は基板２０に固定されている。

図２に示す様に、押湯としての機能をも有する注湯スリーブ１１Ｂは鋳造空間１１Ａ側に拡開する円筒体２１に装着され、この円筒体２１を介して、鋳造装置１１に取り付けられる。この注湯スリーブ１１Ｂは多孔質焼結体を基材とする本体部２２とこの多孔質焼結体からなる本体部２２表面に形成した酸化皮膜であるに耐食バリア層２３とよりなる。なお、多孔質焼結体を基材とする本体部２２の熱膨張係数は金属製の円筒体２１に近似するものとされる。

以上の図１、図２に示す本発明に係る鋳造装置の鋳型用注湯スリーブ１１Ｂは、鋳造装置１１に対する取り付け部である円筒体２１の内壁面に多孔質焼結体を基材とする本体部２２を設けるとともにこの本体部２２が酸化皮膜である耐食バリア層２３を有してなる。その多孔質焼結体を基材とする本体部２２の熱膨張係数は前記円筒体２１の母材の膨張係数に近似し、円筒体２１と本体部２２との膨張係数の差異に起因する本体部２２の破損は生じ難い。また、耐食バリア層２３の存在によって、多孔質焼結体を基材とする本体部２２の溶損も生じない。

図３は本発明に係る他の鋳造装置である重力鋳造装置の概略断面図である。
図３に示す鋳造装置において、鋳造装置２４の鋳造空間２４Ａは下型２５，中子２６，上型２７によって形成される。また、鋳造空間２４Ａに通じる湯道２８には湯道入子２８ａが設けられている。さらに係る湯道２８に溶湯を注入するための湯口カップ２９が取り付けられる。一方、上型２７に対しては鋳造空間２４Ａに通じる押湯としての機能を有する押湯カップ３０が装着される。

以上の図３に示す本発明に係る鋳造装置においては、湯道入子２８、湯口カップ２９、押湯カップ３０が本発明の鋳型廻り部材として、多孔質焼結体を基材とする本体部とこの多孔質焼結体からなる本体部表面に形成した耐食バリア層としての酸化皮膜を有してなる。この鋳型廻り部材である湯道入子２８、湯口カップ２９、押湯カップ３０はその多孔質焼結体からなる本体部に形成された表面部である耐食バリア層が鋳造過程においてアルミ溶湯等と接触するが溶湯によって浸食されることはない。

以下に図４及び図５を参照して本発明の鋳型廻り部材として構成される低圧鋳造装置の湯口スリーブ（堰入子）及びストークにつき説明する。
低圧鋳造装置は上金型３１と、下金型３２とを備え、その両金型の間に形成された空間に下方から溶湯を供給するように下金型３２には湯口スリーブ３３が設けられ、さらにその湯口スリーブ３３に連通するほぼ鉛直状のストーク３４を備え、ストーク３４、湯口スリーブ３３を介して相互に型締めされた上金型３１と下金型３２間に溶湯３５が供給される。

以上の湯口スリーブ３３は図５に示される様に多孔質焼結体を基材とする本体部３３ａに耐食バリア層としての酸化皮膜３３ｂを形成してなり、一方ストーク３４は多孔質焼結体を基材とする本体部３４ａに耐食バリア層としての酸化皮膜３４ｂを形成してなる。なお、下金型３２は、図４に示すように、溶湯３５が蓄積された加熱保持炉３６上の固定プレート３７に載置される。

このように構成された低圧鋳造装置にあっては、金型加圧用シリンダ３８により上金型３１が下金型３２に載置され加圧（型締め）された状態で、加熱保持炉３６内の溶湯３５に空気圧供給口３９からの圧縮空気が供給されると、溶湯３５が重力に抗してストーク３４内を上昇して湯口スリーブ３３を経由し金型空間内に供給される。
その後、溶湯３５の凝固が開始され空気圧供給口３９から加熱保持炉３６内への圧縮空気の供給が停止されると、ストーク３４内に押し上げられていた溶湯３５は重力により、加熱保持炉３６内に戻される。

以上の低圧鋳造を適用して製造する自動車や自動二輪車のエンジンを構成する代表的構成部品は、シリンダーヘッドとシリンダーブロックである。このシリンダーヘッドは、（ｉ）燃焼室へ混合ガソリンを供給し、（ｉｉ）燃焼後の排気を取り出す働きを持つ最重要保安部品として位置づけられている。その製造方法は、溶融アルミを上金型３１と下金型３２内に下から上方向に注入する低圧鋳造を用いる。この方法でできたアルミ鋳物は、ガソリンが燃焼する際に発生する熱を受けるため、高温になっても割れにくいよう、空気の巻き込みが少ない組織になっていることが特徴である。本発明では係る低圧鋳造装置につき、溶融アルミを一定の温度に保つための保持炉３６から、上金型３１と下金型３２内に注入される際に通り道となる湯口スリーブ３３（堰入子）について、（ｉ）耐溶損性、（ｉｉ）断熱性、（ｉｉｉ）一定強度という（ｉ）〜（ｉｉｉ）の特性をもつポーラスな金属間化合物（多孔質焼結体）を適用し、その金属間化合物（多孔質焼結体）からなる本体部３３ａに耐食バリア層としての酸化皮膜３３ｂを形成する。

特に湯口スリーブ３３（堰入子）は、まだ凝固していない溶融アルミを上金型３１と下金型３２内に押し上げるために必要となる下からの押し上げ圧力が開放されることにより保持炉３６へ戻される未凝固溶融アルミと凝固の進行する製品部分から、確実に引きはなすため、比較的薄肉に作成される。この様に薄肉に作成されることによって、凝固の進行する製品部分と、保持炉３６側の溶融アルミ部分との温度差を大きくすることができる。この目的からこの湯口スリーブ３３（堰入子）は、従来はその材質としてＳＫＤ６１をを用いて一体ものとして作成されていた。

一方、鋳造時の酸化皮膜を除去する目的で堰入子の製品側部分に金網が取り付けられる。この金網の脱着が頻繁に行われる結果としてこの金網の堰入子の製品側部分に生じる金網による引っ掻きキズから、堰入子には溶損が生じる。そこで、湯口スリーブ３３（堰入子）の先端（下金型３２に接する部分）と、取出し時に凝固して製品に引かれる部分と、減圧時に、保持炉３６に戻される部分の境界を含んだ部分だけをセラミック化する試みがある。しかし、下型入子と湯口スリーブ（堰入子）３３の基材が金属であり、その基材が大きく膨張する結果としてセラミック湯口スリーブ（堰入子）を用いた場合には熱膨張差に起因する割れが発生する。

この点で本発明の鋳造装置における湯口スリーブ（堰入子）３３は金属間化合物（多孔質焼結体）を適用し、その金属間化合物（多孔質焼結体）からなる本体部３３ａに耐食バリア層としての酸化皮膜３３ｂを形成したことが有効となり、湯口スリーブ３３（堰入子）の線膨張係数をＳＫＤ６１の線膨張係数（使用温度５００〜６００℃として１３．６ｘ１０−６）に極めて近いものとすることができ、膨張差に起因する破損を防止することができる。

次に図面を参照して本発明の鋳造装置としてのダイカスト鋳造装置の実施の形態を説明する。本発明に係るプランジャスリーブ４０は、図６の断面模式図に示すように、多孔質焼結体である金属間化合物部材で形成された本体部４０ａと、その本体部４０ａの内側表面に形成された酸化皮膜である表面バリア層４０ｂとよりなる。このプランジャスリーブ４０によれば、給湯口４１からプランジャ穴４２に溶湯が注入された時に、この溶湯を浸蝕に強い金属間化合物部材で形成された本体部４０ａと、その本体部４０ａの内側表面に形成された酸化皮膜である表面バリア層４０ｂで受けることができるので、プランジャスリーブ４０内側の浸蝕を防止することができる。

さらに図７（ａ）、（ｂ）は本発明の鋳造装置としてのダイカスト鋳造装置の他の実施の形態を示す。
この実施の形態のプランジャスリーブ４０は筒状体４８、浸蝕防止部材４９から構成される。この筒状体４８は窒化処理した熱間用工具鋼であるＳＫＤ−６１を用いて製作することができる。また、この筒状体４８の後端側の下部には内側が削られて半円筒状の浸蝕防止部材４９を嵌入するための嵌合部である嵌合凹部４８ａが設けられている。

浸蝕防止部材４９は、内側をプランジャ４３に対する摺接面とする半円筒状に形成され、筒状体４８の嵌合凹部４８ａに配設される。この浸蝕防止部材４９は多孔質焼結体である金属間化合物部材で形成された本体部４９ａと、その本体部４９ａ表面に形成された酸化皮膜である表面バリア層４９ｂとよりなる。

以上の実施の形態のダイカスト鋳造装置におけるプランジャスリーブ４０によれば、給湯口４１からプランジャ穴４２に溶湯が注入された時に、この溶湯を給湯口４１の下側部分に設けた浸蝕に強い浸蝕防止部材４９の多孔質焼結体である金属間化合物部材で形成された本体部４９ａと、その表面に形成された酸化皮膜である表面バリア層４９ｂで受けることができるので、この給湯口４１の下側部分の浸蝕を防止でき、プランジャ４３のプランジャチップ４３ａの円滑な摺動往復運動を長期間維持できる。また本体部４９ａの金属間化合物材料は、熱膨張係数が低くて熱変形しにくく、耐熱性、耐摩耗性に優れているので、注湯による温度変化があっても、プランジャチップ４３ａの摺動が阻害されることはない。

しかもこの実施の形態では金属間化合物部材を用いてなる浸蝕防止部材４９を、半筒状の小さい部品にしたので、コストを低く押さえることができる。また、プランジャスリーブ４０の全体は例えばＳＫＤ−６１等を用いて製作するので、取り扱いも容易にすることができる。

次に以上の本発明の各鋳造装置の鋳型廻り部材に適用される代表的多孔質焼結体、特には金属間化合物につき説明する。
係る多孔質焼結体、特には金属間化合物として表１に示すものが挙げられる。

以上の多孔質焼結体である金属間化合物を用い、本発明では次のようにして鋳型廻り部材の製造を行う。
１．出発原料、粉末の混合
目的とする鋳型廻り部材の反転形状をもつグラファイト製マスタ型内に、金属間化合物を構成する元素の混合粉末を充填する。例えば、ＴｉＡｌ金属間化合物鋳型廻り部材を製造する場合では、ＴｉとＡｌの混合粉末を充填する。またＮｉ_３Ａｌでは、ＮｉとＡｌの粉末を、ＦｅＡｌでは、ＦｅとＡｌの混合粉末を充填する。元素粉末の混合比率は、目的とする金属間化合物の化学量論組成となるよう配合する。例えばＴｉＡｌでは原子比でＴｉ：Ａｌ＝１：１、Ｎｉ_３Ａｌでは原子比でＮｉ：Ａｌ＝３：１、ＦｅＡｌでは原子比で、Ｆｅ：Ａｌ＝１：１とする。

鋳型廻り部材の強度や材料組織の調整の目的で、金属化合物の組成を制御したい場合は、粉末の混合比率を、Ｔｉ：Ａｌ＝１：１からＴｉリッチ（Ｔｉ過剰）もしくはＡｌリッチ（Ａｌ過剰）としても良い。こうすることで、ＴｉＡｌ相の他、Ｔｉ_３Ａｌ相、ＴｉＡｌ_３相も合成され、これら化合物の複合材が得られる。
合成される金属間化合物粒子の結合度を調整する場合は、原料となるＴｉとＡｌの混合粉末に加え、ＣｏとＡｌの混合粉末、ＮｉとＡｌの混合粉末などを助剤として微量に添加する。
添加量は微量で良く、０．５％〜１０％程度である。助剤は、金属間化合物生成の反応熱を補うとともに、反応時に微量な融液を生成し、粒子同士の接合を促進する働きをする。上記のようにして調合した、混合粉末をグラファイト製マスタ型内で反応させ、金属間化合物鋳型廻り部材を製造する。
この工程においてＨＩＰ，ＨＰ（ホットプレス）を用いる場合では，温度，圧力を制御することでも粒子の結合度を制御，調節できる。

２．粉末の熱爆発反応による金属間化合物の合成
（ａ）粉末の熱爆発反応の原理
Ｔｉ粉末＋Ａｌ粉末＝ＴｉＡｌ＋反応熱・・・・（１）
３Ｎｉ粉末＋Ａｌ粉末＝Ｎｉ_３Ａｌ＋反応熱・・・・（２）
Ｆｅ粉末＋Ａｌ粉末＝ＦｅＡｌ＋反応熱・・・・（３）
（ｂ）上記のような金属間化合物の生成熱爆発反応を用いて、鋳型廻り部材の迅速製造が可能となる。

混合粉末を詰めたグラファイト製のマスタ型を電気炉で加熱し、上記（１）〜（３）の反応を生じさせる。加熱温度は、上記金属間化合物の場合では、Ａｌの融点６６０℃以上が必要である。炉内温度の不均一も見込み、余裕を考え７００℃以上とするのが望ましい。加熱雰囲気は、粉末の酸化を防ぐため、Ａｒ、Ｈｅ、Ｎｅなど不活性ガス雰囲気、もしくは真空雰囲気とする。粉末の熱爆発反応は、加熱により、まず混合粉末のＡｌ粉末が融解し、Ｔｉ、Ｎｉ、Ｆｅ粒子の周囲へと浸透する。この溶融浸透したＡｌが、Ｔｉ粒子や、Ｎｉ粒子、Ｆｅ粒子に吸収され、（１）〜（３）の反応を開始する。その反応熱により、粉末の温度が上昇し、温度が上昇したことで反応がさらに促進される。これが連鎖的に繰り返され、反応が加速度的、爆発的に進み、最終的には金属間化合物が得られる。合成される金属間化合物の相対密度は、条件にもよるが５０〜９７％程度ものが得られる。この相対密度は、粉末の混合比率、粒径、加熱条件、助剤の有無、添加量に依存する。鋳型廻り部材としては金属間化合物の相対密度は、高い方が好ましいが、密度を高めると、反応による粉末の膨張よりも、粉末の焼結収縮の方が勝り、グラファイト製マスタ型を満たすのに不十分となる。従って、マスタ型内部が充填されるよう、金属間化合物内の相対密度を調節する。鋳型廻り部材の形状、粉末量によっては、グラファイトに熱を奪われ、熱量不足となったり、反応不良、角隅での充填不足も考え得る。こうした場合は、誘導加熱、パルス印加通電など補助熱源を用い、ホットプレスなど加圧も併用し、反応不良やグラファイトマスタ型内での充填不良を防ぐ。

３．耐食性の向上、鋳型廻り部材ボディーの構築
多孔質焼結体、特には金属間化合物がＡｌ溶湯と直接接触した場合、反応や欠損を起こす恐れも考えられる。対策として、
（ｉ）湯との接触面を空気中で加熱し、酸化させ、酸化皮膜を形成させる。例えばＴｉＡｌの高温酸化によって生じるＡｌ_２Ｏ_３やＴｉＯ_２を、耐食バリアとする。
（ｉｉ）耐食性の高いＡｌ_２Ｏ_３などを、耐食層、離型層として表面に溶射する。
裏面側には、ロウ材等で気孔を封し、水路を設け、冷却する。もしくは、水冷パイプを接合する。あるいは水冷構造を有する部材を溶接もしくはロウ付で接合する。あるいは水冷部材そのものを溶接肉盛で直に構築することも可能である。

図１１は本発明の鋳型廻り部材の概念図である。
図に示されるように鋳型廻り部材１の溶湯との接触表面形状に対する反転形状をもつマスタ２上に多孔質焼結体、特には金属間化合物からなる形状オフセット部３を介して多孔質焼結体、特には金属間化合物からなり本体部５と楔機能を有する表層部４が造型される。形状オフセット部３はマスタ２からの離型時に消失し、表層部４が鋳型廻り部材１の表層部として露出され、多孔質焼結体、特には金属間化合物を基材とすることから耐熱性、通気性が良好である。さらに金属間化合物からなる表層部４の強度を補充するという機能を有し本体部６と楔機能を有する第一の本体部５が金属材料によって造型される。さらに第一の本体部５に対し熱変形を吸収するための型温度バランスの均一化層６を介して第２の本体部７が金属材料によって造型される。均一化層６は第２の本体部７と楔機能を有する。この第２の本体部７は冷却用の水冷ジャケットを内蔵すると共にたとえばダイカストマシン等の鋳造機械との取り付け機能部を構成する。
以上のように、表層部４の裏面側には、溶接肉盛によって造型した本体部分を配置し、その本体部分の作成時に温度バランスの均一化機能としての良熱伝達材の選定や熱量の外部放出のための水路を与えて熱交換機能を与えることもできる。

以上において第一の本体部５及び型温度バランスの均一化層６、第２の本体部７はマスタ２上に造型された金属間化合物からなる表層部４に対し肉盛溶接を行うことによって高効率で造型することができる。その際、第一の本体部５及び型温度バランスの均一化層６、第２の本体部７それぞれは異なる溶接材料、溶接方法によってそれぞれその機能に応じた造型を行うことが可能である。
例えば第一の本体部５は金属間化合物からなる表層部４との間での拡散の進行による材質的な連続性が確保され、かつ熱膨張・収縮の不均一によって反り、ひずみ等が発生する程度が抑制されるようにその溶接材料・方法が決定される。

また以上において、対象となる鋳型廻り部材の構造によっては金属間化合物層のみによって鋳型廻り部材を構成することが可能であり、例えば比較的に単純形状の中子等はその全体を金属間化合物を基材として造型することが可能である。

以上の本発明の鋳型廻り部材１においては表層部４が溶湯接触面を形成し、必要に応じて溶湯接触面の研磨が行われ、その反対の面の機能部（機能部品と連動するための部分）が第２の本体部７によって形成される。

以下に本発明の実施例につき説明する。
実施例１
Ｎｉ_３Ａｌ、ＴｉＡｌ、ＦｅＡｌ各化合物の化学両論組成となるよう原料粉末を混合し、燃焼合成時の粉末の温度変化を混合粉末圧粉体に熱電対を挿入し計測した。

図１２は燃焼合成時のＴｉ粉末＋Ａｌ粉末＝ＴｉＡｌ＋反応熱という前記（１）に示す反応時の温度測定例である。Ｔｉ粉末とＡｌ粉末との混合比率は原子比でＴｉ：Ａｌ＝１：１とした。図に示されるようにＴｉ粉末の各粒径において温度はほぼ断熱燃焼温度まで上昇する。なおその際、一部は伝熱が生じて断熱温度よりはやや低くなる。また、Ｔｉ粉末の粒径が１５μｍ、４５μｍ、１５０μｍと大きくなるに従い粒子表面積の減少に伴う単位時間あたりの反応エネルギーの低下に応じて温度上昇時間は長くなっている。

図１３は燃焼合成時の３Ｎｉ粉末＋Ａｌ粉末＝Ｎｉ_３Ａｌ＋反応熱という前記（２）に示す反応時の温度測定例である。Ｎｉ粉末とＡｌ粉末との混合比率は原子比でＮｉ：Ａｌ＝３：１とした。図に示されるようにＮｉ粉末の各粒径において温度はほぼ断熱燃焼温度まで上昇する。なおその際、一部は伝熱が生じて断熱温度よりはやや低くなる。また、Ｎｉ粉末の粒径が４２μｍ、５６μｍ、７２μｍと多少変化しても温度上昇時間に大きな変化はない。なお、着火温度は９１０Ｋであった。

図１４は燃焼合成時のＦｅ粉末＋Ａｌ粉末＝ＦｅＡｌ＋反応熱という前記（３）に示す反応時の温度測定例である。Ｆｅ粉末とＡｌ粉末との混合比率は原子比でＴｉ：Ａｌ＝１：１とした。図に示されるようにＦｅ粉末の各粒径において温度はほぼ断熱燃焼温度まで上昇する。なおその際、一部は伝熱が生じて断熱温度よりはやや低くなる。また、Ｆｅ粉末の粒径が３０μｍ、７０μｍ、１１０μｍと多少変化しても温度上昇時間に大きな変化はない。なお、着火温度は９２６Ｋであった。
以上の各場合に完全な断熱状態を作り出すことは不可能なため、実施データ自体はやや低い値を示すが、いずれも理論断熱燃焼温度付近まで加熱されることがわかる。
また、その温度上昇も、１０数秒ときわめて短時間であることがわかる。この高温状態と高速の温度上昇を用いて多孔質焼結体鋳型廻り部材、金属間化合物鋳型廻り部材を迅速に製造することができる。

図１５は、Ｎｉ_３Ａｌ燃焼合成の粉末混合試料を急冷し、その組織を調べた組織写真である。
（ａ）は反応開始前、（ｂ）は、燃焼合成初期に急冷した試料、（ｃ）燃焼合成中期に合成した試料、（ｄ）は燃焼合成体である。図１５（ａ）に示される白い粒子がＮｉ粒子、灰色の粒子がＡｌ粒子、黒い部分は粒子間の空孔である。この図から反応開始前ではＮｉとＡｌの粒子が混合された状態であることが確認できる。図１５（ｂ）に示されるように炉で粉末混合試料が加熱されると、９３３Ｋ付近（Ａｌの融点）でまずＡｌ粒子が融解し、Ｎｉ粒子の周囲へと浸透する。次に図１５（ｃ）に示されるように燃焼合成がさらに進行すると、溶けたＡｌとＮｉ粒子の間で化合物の生成反応がが生じ、Ｎｉ粒子の周囲には金属間化合物相が形成され燃焼合成が進行する。すなわち、溶融ＡｌがあたかもＮｉ粒子に吸収されるようにして化合物層が形成されてゆく。さらに図１５（ｄ）に示されるように最終的には、ＡｌとＮｉ全てが反応し、全体が金属間化合物相となる。

図１６は、この様子を模式的に示したものである。
図１６（ａ）に示されるように反応開始前ではＮｉとＡｌ粒子が混合された状態にあるが、反応を開始すると、図１６（ｂ）に示されるようにＡｌ粒子が融解し、Ｎｉ粒子の周囲へと浸透する。その後、図１６（ｃ）に示されるように溶融Ａｌは、あたかもＮｉ粒子に吸収されるようにして、Ｎｉ粒子の間（Ｎｉの周囲）に金属間化合物層が生成し始める。そして図１６（ｄ）に示されるように最終的には、溶融ＡｌとＮｉ粒子、全てが反応して金属間化合物相が合成される。
以上がＮｉ_３Ａｌの燃焼合成を微視的に見たときの組織的変化である。この例以外のＴｉＡｌの燃焼合成、ＦｅＡｌの燃焼合成でも類似の反応で化合物が合成される。

このようにして合成された、合成体についてＸ線回折分析を行った結果を図１７に示す。図１７（ａ）はＮｉ＋Ａｌ混合粉末試料の分析結果、図１７（ｂ）は合成体のＸ線回折分析結果である。図１７（ｂ）に示される合成体では、図１７（ａ）で見られるＮｉとＡｌのピークは消え、代わってＮｉ_３Ａｌのピークが現れている。すなわち、燃焼合成により、ＮｉとＡｌの原料粉末から化合物が合成されたことがわかる。
Ｔｉ＋Ａｌ混合粉末についても、燃焼合成体のＸ線解析を行うと、ＴｉＡｌ、Ｔｉ_３Ａｌ相が検出される。すなわち燃焼合成により、金属間化合物相が合成されたことがわかる。なお、Ｆｅ＋Ａｌ混合粉末についても、燃焼合成体のＸ線解析を行うと、ＦｅＡｌ相が同様に検出される。

図１８、図１９は、合成体の組織写真である。図１８は、Ｎｉ_３Ａｌの燃焼合成体の組織であり、図１９はＴｉＡｌ燃焼合成体の組織写真である。
図の白い部分が金属間化合物であり、黒い部分は、空孔である。燃焼合成体の組織は、いずれも多孔質体となっている。
金属間化合物を構造材料として利用するうえでは、強度の面から合成体は緻密である必要がある。しかし、鋳造装置の鋳型廻り部材として金属間化合物を用いる場合は、鋳造時のガスを速やかに鋳物から放出させるため、鋳型廻り部材材料としては多孔質材料の方が望ましい。

すなわち鋳物製造の金属溶解時には、溶融金属には多量のガスが溶け込み、凝固時に金属から放出される。また、注湯時には、鋳型内部にガスが巻き込まれ、これらは湯とともに鋳型内部へと持ち込まれる。こうしたガスは、鋳型の内部に閉じ込められ、製品の仕上がりを劣化させるばかりでなく、鋳造欠陥の原因ともなる。こうしたことから，鋳造では鋳型に通気性のあるものが用いられる場合があり，その代表例としては砂型がある。
この点から、鋳型廻り部材についても多孔質の金属間化合物を構造材料として用いれば溶湯凝固時のガス抜きをより効率よく行うことができ、鋳造装置全体としてのガス抜きの効率を向上することができる。

以上の様に、本燃焼合成により製造する金属間化合物を用いた鋳型廻り部材は通気性を有する多孔質構造であり、鋳造欠陥を防止する上で効果がある。また、焼結体，特には金属間化合物を多孔質（例えば相対密度５０〜９７％程度）とすることで、注湯時の熱衝撃も緩和し、鋳型廻り部材の長寿命化を図る上でも効果がある。工業用レンガなどの耐熱衝撃性は、多孔質によることころが大きい。さらに鋳物では、凝固金属が熱収縮のため、離型がしばしば問題となるが、金属間化合物を多孔質（例えば相対密度５０〜９７％程度）とすることで、例えば凝固時の溶湯に部分的に接する低圧鋳造の湯口スリーブでは鋳型廻り部材のヤング率を下げ、熱収縮による食い込みを防止して離型性を向上することもできる。

以上のように、金属間化合物層を備える鋳型廻り部材を製造するうえでは、材料を多孔質とし、通気性を確保することが重要であるが、これらは、原料粉末の粒径、焼結助剤量、あるいは型へ粉末を充填する際のプレス圧、ＣＩＰ圧により制御する。さらにＨＩＰ、ホットプレスを併用する場合では、ＨＩＰ圧、ホットプレス圧、温度なども制御する。
図２０は、Ｎｉ_３Ａｌ燃焼合成の際の原料粉末の粒径を変え、合成される金属間化合物の密度を調べた図である。
Ｎｉ粉末粒径、Ａｌ粉末粒径を変えることにより、金属間化合物の合成体密度が制御出来ることがわかる。鋳型廻り部材の強度を考えれば、密度は高い方が好ましいが、通気性、耐熱衝撃性を考慮し、合成体密度は、５０％から９７％程度となる条件を選ぶのが望ましい。

図２１には、Ｔｉ粒径、Ａｌ粒径を変えた場合の、ＴｉＡｌ燃焼合成体密度を示す。しかし、ＴｉＡｌのように原料粉末の粒径を制御しただけでは、合成体の密度がいずれも４０％付近となり、適切な密度５０％から９７％とならない場合もある。こうした場合には、Ｔｉ＋Ａｌ粉末に加え、Ｎｉ＋Ａｌ粉末（Ｎｉ：Ａｌ＝１：１）あるいはＣｏ＋Ａｌ粉末（Ｃｏ：Ａｌ＝１：１）の助剤（助燃剤）を添加する。
図２２に、Ｔｉ＋Ａｌ原料粉末にＮｉ＋Ａｌ助剤を加え、合成体密度を計測した結果を示す。また、図２３には、Ｔｉ＋Ａｌ原料粉末に、Ｃｏ＋Ａｌ助剤を加えた合成体密度を示す。
図２２、図２３から明らかなように、Ｔｉ＋Ａｌ原料粉末にＮｉ＋Ａｌ助剤、Ｃｏ＋Ａｌ助剤を添加することで、合成体密度が制御でき、適切な密度５０％から９７％とすることが出来る。
図２４、図２５に、Ｔｉ＋Ａｌ原料粉末にＮｉ＋Ａｌ助剤（Ｎｉ：Ａｌ＝１：１）、Ｃｏ＋Ａｌ粉末（Ｃｏ：Ａｌ＝１：１）の助剤を添加した場合の組織変化を示す。
Ｎｉ＋Ａｌ助剤、Ｃｏ＋Ａｌ助剤を添加することで、微視組織から見ても、合成体密度が制御できることがわかる。両図の組織のように、助剤量が多いと、確かに密度は増加し、残留気孔は減少する。しかし、気孔は完全閉気孔となり、鋳型廻り部材の通気性が失われ、かつ耐熱衝撃性も低下することから、ＴｉＡｌの場合では、Ｎｉ＋Ａｌ助剤量、Ｃｏ＋Ａｌ助剤量は、残留気孔が存在し得る１〜６％前後が適切である。なお、燃焼合成時にＨＩＰ、ホットプレスなど加圧焼結を併用した場合では、必ずしもＮｉ＋Ａｌ助剤、Ｃｏ＋Ａｌ助剤に頼らなくとも良い。ＨＩＰ圧力や温度等を制御することでも合成体密度の制御が可能である。

実施例２
ｌ原料粉末として平均粒径１７、２４、４２、１２８μｍのＴｉ粉末、平均粒径５、４、１２、３０、６０μｍのＡｌ粉末を使用した。これら原料粉末を乳鉢で混合し、金型で加圧し圧粉体を作製した。
その際、Ｔｉ：Ａｌ比は１０：０〜０：１０とし、成形圧力は５０〜１５０ＭＰａで制御した。実施手順は圧粉体を石英管に入れ真空ポンプで排気した。その後、電気炉で加熱し、ＴｉとＡｌの粉末を反応させ燃焼合成反応を起こさせた。その際の加熱パターンは、室温から７００℃まで１０℃／ｍｉｎの速度で加熱し、７００℃で１０分保持後、その後室温まで１０℃／ｍｉｎで徐冷した。得られた多孔質体の膨張率を調べ、またＸ線回折、断面組織観察、ピッカース硬度測定、強度試験を行った。

２多孔質体の作製条件
種々の粉末の組み合わせにより圧粉体を作製し、燃焼合成を行い直径膨張率、体積膨張率を調査した。図２６にφ８、成形圧力１００ＭＰａ、混合比率を５：５の条件下で粉末粒径を変化させた結果を示す。図２６（ａ）はＡｌ粒径を固定してＴｉ粒径を変化させた場合、（ｂ）はＴｉ粒径を固定してＡｌ粒径を変化させたものである。ＴｉとＡｌの粒径を大きくするにつれ膨張率が上昇することがわかる。最も膨張率が大きい場合で、（ａ）では直径膨張率は約２０％の増加、体積膨張率は約７０％の増加、（ｂ）では、直径膨張率は約２０％の増加、体積膨張率は約７０％の増加となった。

図２７に成形圧力を変化させた結果を示す。成形圧力を高めるにつれ、膨張率も上昇することがわかる。成形圧力が１５０ＭＰａで最高のときに、直径膨張率は約２０％の増加、体積膨張率は約６０％の増加となり、ともに最大となった。
図２８に圧粉体の直径を変化させた結果を示す。圧粉体の直径が大きくなるにつれ膨張率も増加することがわかる。最大で直径膨張率は約２０％の増加、体積膨張率は約７０％の増加になった。しかし、圧粉体の直径による膨張率変化は小さく、それほど大きな変化は見られなかった。

図２９にＴｉ：Ａｌの混合比率を変化させた結果を示す。膨張率はＴｉ：Ａｌ＝５：５比率としたときに膨張率が最大となり、そのときの直径膨張率が約２０％の増加、体積膨張率が約６０％の増加であった。しかし、これよりＴｉリッチ、Ａｌリッチとなると膨張率は減少する。さらにＡｌリッチでは合成体の溶解も生じ、多孔貿体を作製できなかった。従って、この結果から本法で多孔質体が作製できる範囲はＡｌ比率が１０〜７０％の範囲である。

３多孔質体の特性
図３０にＸ線回折の結果を示す。合成体では、原料粉末のピークが消え、代わってＴｉ_３Ａｌ、ＴｉＡｌ_３が合成されていることがわかる。またＴｉ：Ａｌ比を変えた場合では、ＴｉリッチではＴｉＡｌ相、αＴｉ相が、ＡｌリッチではＴｉＡｌ_３相、Ａｌ相から構成されていた。

図３１に多孔質体の断面組織を示す。圧粉体が燃焼合成されると、Ａｌが溶けＴｉに吸収され、空孔が生成することがわかる。また、Ｔｉ：Ａｌの比率を変化させていくと、Ａｌの比率が大きくなるにつれ空孔が大きくなる傾向が見られた。しかしＴｉ：Ａｌ＝２：８以降になると空孔の減少が見られた。これはＡｌの溶解量が多くなるためにＴｉが吸収しきれなくなり、合成体が溶けたためだと考えられる。
図３２に合成体の硬度を示す。硬度は１００〜３５０であった。混合比率を変化させると、Ｔｉ：Ａｌ＝５：５で最大となり、これよりＴｉリッチ、Ａｌリッチになると減少となった。これは反応熱がＴｉ：Ａｌ＝５：５で最も高いためだと思われる。またＴｉリッチ、Ａｌリッチになると反応熱が減少し、粒子のまわりが反応し、中心部が未反応というＴｉ、Ａｌが増えるためと考えられる。

図３３に混合比率と強度の関係を示す。混合比率を変化させると、Ａｌ比率の増加につれ強度は減少した。強度はＴｉ：Ａｌ＝４：６〜５：５を極小とし、放物線状になる傾向が見られた。これは４：６〜５：５付近で膨張率が大きく、密度が低下するためである。また３：７での強度が低かったが、化合物相がＴｉＡｌ_３であること、また内部の組織で粒子同士の連結が乏しいためと思われる。

図３４に粒径と強度の関係を示す。Ｔｉ粒径を大きくするにつれ、またＡｌ粒径を大きくするにつれ、強度が減少する傾向が見られた。
図３５及び図３６は、混合比率を変化させた圧粉体を用いて、グラファイト製マスタ型８内への充填を試み、その結果得られた多孔質焼結体９及びグラファイト製マスタ型８を示す。図３５が充填後燃焼合成によって成型された状態を示し、図３６が多孔質焼結体９をグラファイト製マスタ型８から離型した状態を示す。
図に示されるようにグラファイト製マスタ型８は十分に燃焼合成の熱に耐えることができ、グラファイト製マスタ型８の形状を転写した多孔質焼結体９が得られた。

本実施例では、燃焼合成法によりグラファイト製マスタ型上での多孔質材の製造を試み、その作製条件を検討した。
・圧粉体の成形圧力を高めた方が膨張率は高い。そして組成比では、混合比率Ｔｉ：Ａｌ＝５：５の時に膨張率は高い。そして多孔質体が作製できる範囲は、Ａｌ比率が１０〜７０％の範囲である。
・原料粉末の粒径は大きい方が膨張率は高いが、強度は低下する。Ｔｉ粒径が１７〜５０μｍ、Ａｌ粒径は５〜３０μｍのものは、膨張率はそれほど高くないが強度は高い。強度と膨張率の兼ね合いから原料粉末の粒径としては、Ｔｉ粒径が２４〜５０μｍ、Ａｌ拉径は１２〜３０μｍが適する。

実施例３
図３７にＭｇ−Ａｌ多孔質焼結体についての膨張率を調べた結果を示す。図中のプロットが体積膨張率を示す。一部融解した試料については黒印で示した。本系では、Ａｌの組成０〜０．４では体積変化が無く、膨張は認められなかったが、０．５〜０．９では膨張が観察された。Ａｌの比率は膨張に関係するといえる。加熱温度では、７００Ｋでは膨張はあまり認められない。８００Ｋでは膨張が観察されたが、０．５〜０．７の組成では融解が生じた。７５０Ｋで最大約１４０％の膨張が観察された。この結果から、加熱温度は約７５０Ｋが適切である。

図３８、図３９、図４０にＦｅ−Ａｌ焼結体について体積膨張率を調べた結果を示す。図３８はＦｅとＡｌの混合比を制御した場合、図３９はＡｌ粒径を変化させた場合、図４０はＦｅ粒径を変化させた場合の結果である。混合比率では本系ではＦｅ：Ａｌ比が０．２：０．８を除き、いずれの試料とも１５０％以上の大きな体積膨張を示した。０．２：０．８では体積膨張率が低いがこれはＡｌリッチの組成のため試料が融解したためである。粒径の効果については、Ａｌ粒径を変化させたときでは、どの比率の場合でも粒径の影響があまりみられなかった。Ｆｅの粒径を変化させたときでは、Ｆｅ：Ａｌ比が０．５：０．５、０．８：０．２では粒径の影響がみられないが、Ｆｅ：Ａｌ比が０．２：０．８では粒径が大きい方が膨張が大きくなることがわかった。

図４１にＭｇ−Ａｌ焼結体の組織を示す。本系において、Ｍｇ：Ａｌ比が０．８：０．２では焼結が認められない。これは、Ｍｇが酸化しやすいため、Ａｌとの反応が起こりにくいためと考えられる。加熱温度による違いでは、７００Ｋでの焼結体の組織を見ると、原料粉末のＭｇとＡｌの粉末が観察され、試料はほとんど焼結していない。８００ＫではＭｇとＡｌの粉末は消失し、焼結が開始している。しかし、焼結収縮も生じているために膨張率は低い。７５０Ｋでは８００Ｋのような焼結収縮はおさえられ、多孔質体を得るのに最適なことがわかった。図４２、図４３、図４４にＦｅ−Ａｌ焼結体の組織を示す。図４２はＦｅ：Ａｌ比を変化させた場合、図４３はＡｌ粒径を変化させた場合、図４４はＦｅ粒径を変化させた場合である。各試料ともＦｅ、Ａｌの粒子は消失し、代わってＦｅＡｌの化合物粒子が生成しているのが確認された。Ｆｅ：Ａｌ比の効果について調べると、Ｆｅが多いと微細な粒子が生成し、Ａｌが多いと結合部分の大きな粒子が生成するという傾向がみられた。これは、Ａｌが多いと融点が下がり、液相の生成により反応や焼結が進行しやすくなるためと考えられる。Ｆｅ：Ａｌ比が０．８：０．２のときでも膨張は起こるが、得られた試料は粒子が細かく、焼結体がもろいため不適切である。粒径についてはＡｌの粒径を変化させた場合、１２μｍＡｌと３０μｍＡｌの場合では、微細な化合物となった。一方、６０μｍでは、結合部分が大きな試料が得られた。１２μｍＡｌ、３０μｍＡｌといった微細な化合物では、焼結体がもろく、不適切である。６０μｍＡｌでは結合部分が大きく、しっかりとした焼結体が得られた。
Ｆｅの粒径を変化させた場合、膨張率では、粒径による影響があり、粒径を大きくすると、膨張率が大きくなることが認められる。しかし、組織を見ると、粒径を大きくすると結合部分が小さくなり、焼結体がもろくなることがわかった。

以上の実験結果から、膨張する条件、内部組織が確認され、これに基づきグラファイト製マスタ型内で多孔質金属を作製した。
焼結時の膨張によりグラファイト製マスタ型内を充填する多孔質焼結体を得ることができＭｇ−Ａｌ系でも圧粉体の寸法を工夫することで充填材を得ることができる。

本発明は重力鋳造、低圧鋳造、ダイカスト鋳造に用いられる鋳造装置及び鋳型廻り部材の製造方法並びに鋳型廻り部材として適用され、例えば、アルミニウムその他の金属からなる機械部品の製造に利用する低圧鋳造装置に利用することができる。さらには、自動車の変速機を収容するギヤボックスの製造のための鋳造装置など広く鋳造技術に実施することができる。

図１は本発明に係る鋳造装置の鋳型用注湯スリーブの使用状態の断面図である。図２は本発明に係る鋳造装置の鋳型用注湯スリーブの断面図である。図３は本発明に係る重力鋳造装置の模式断面図である。本発明の実施の形態の鋳造装置の構成を示す断面図。本発明の実施の形態の鋳造装置の湯口部の拡大断面図。本発明の実施の形態の鋳造装置のプランジャスリーブの断面図である。（ａ）本発明の他の実施の形態の鋳造装置のプランジャスリーブの断面図である。（ｂ）図７（ａ）Ａ−Ａ断面図である。Ｎｉ粉末とＡｌ粉末の燃焼合成における理論燃焼温度を計算するための温度エンタルピー線図Ｔｉ粉末とＡｌ粉末の燃焼合成における理論燃焼温度を計算するための温度エンタルピー線図Ｆｅ粉末とＡｌ粉末の燃焼合成における理論燃焼温度を計算するための温度エンタルピー線図本発明の鋳型廻り部材の概念図Ｔｉ粉末＋Ａｌ粉末＝ＴｉＡｌ＋反応熱という燃焼合成反応時の温度測定例を示す図３Ｎｉ粉末＋Ａｌ粉末＝Ｎｉ_３Ａｌ＋反応熱という燃焼合成反応時の温度測定例を示す図Ｆｅ粉末＋Ａｌ粉末＝ＦｅＡｌ＋反応熱という燃焼合成反応時の温度測定例を示す図本発明の実施例１におけるＮｉ_３Ａｌ金属間化合物燃焼合成の粉末混合試料を急冷し、その組織を調べた組織写真であって、図１５（ａ）は反応開始前の組織を示す。図１５（ｂ）は燃焼合成初期に急冷した試料の組織を示す。図１５（ｃ）は燃焼合成中期に合成した試料の組織を示す。図１５（ｄ）は燃焼合成体の組織を示す。図１５（ａ）〜図１５（ｄ）に示す組織変化の様子を模式的に示した図であり、図１６（ａ）反応開始前の組織を示す。図１６（ｂ）燃焼合成初期に急冷した試料の組織を示す。図１６（ｃ）燃焼合成中期に合成した試料の組織を示す。図１６（ｄ）金属間化合物相の組織を示す。本発明の実施例１においてＸ線回折分析を行った結果を示す図であり、図１７（ａ）はＮｉ＋Ａｌ混合粉末のＸ線回折分析を行った結果を示し、図１７（ｂ）は燃焼合成体のＸ線回折分析結果を示す図である。本発明の実施例１においてＮｉ_３Ａｌ燃焼合成体の組織写真である。本発明の実施例１においてＴｉＡｌ燃焼合成体の組織写真である。本発明の実施例１においてＮｉ_３Ａｌ金属間化合物燃焼合成の際の原料粉末の粒径を変え、合成される金属間化合物の密度を調べた図である。本発明の実施例１においてＴｉ粒径、Ａｌ粒径を変えて得られる各ＴｉＡｌ燃焼合成体の密度を示す図。本発明の実施例１においてＴｉ＋Ａｌ原料粉末にＮｉ＋Ａｌ助剤を加えて得られた燃焼合成体の密度を計測した結果を示す図。本発明の実施例１においてＴｉ＋Ａｌ原料粉末に、Ｃｏ＋Ａｌ助剤を加えて得られた燃焼合成体の密度を計測した結果を示す図。本発明の実施例１においてＴｉ＋Ａｌ原料粉末にＮｉ＋Ａｌ助剤（Ｎｉ：Ａｌ＝１：１）を添加した場合の燃焼合成体の組織変化を示す図。本発明の実施例１においてＴｉ＋Ａｌ原料粉末にＣｏ＋Ａｌ粉末（Ｃｏ：Ａｌ＝１：１）の助剤を添加した場合の燃焼合成体の組織変化を示す図。本発明の実施例２において多孔質体の燃焼合成を行い直径膨張率、体積膨張率を調査したときの作製条件とその結果を示す図であり、図２６（ａ）はＡｌ粒径を固定してＴｉ粒径を変化させた場合、図２６（ｂ）はＴｉ粒径を固定してＡｌ粒径を変化させた場合を示す。本発明の実施例２において混合粉末の成形の際の成形圧力を変化させた結果を示す図。本発明の実施例２において圧粉体の直径を変化させた結果を示す図。本発明の実施例２においてＴｉ：Ａｌの混合比率を変化させた結果を示す図。本発明の実施例２においてＸ線回折試験を行った結果を示す図。本発明の実施例２において得られた多孔質体の断面組織を示す図。本発明の実施例２において得られた燃焼合成体の硬度を示す図。本発明の実施例２において原料粉末の混合比率と得られる燃焼合成体の強度との関係を示す図。本発明の実施例２において原料粉末の粒径と得られる燃焼合成体の強度との関係を示す図。本発明の実施例２において得られた多孔質焼結体及びグラファイト製マスタ型の写真本発明の実施例２において得られた多孔質焼結体及びグラファイト製マスタ型の写真本発明の実施例３においてＭｇ−Ａｌ焼結体についての膨張率を調べた結果を示す図。本発明の実施例３においてＦｅとＡｌの混合比を制御した場合にＦｅ−Ａｌ焼結体について膨張率を調べた結果を示す図。本発明の実施例３においてＡｌ粒径を変化させた場合にＦｅ−Ａｌ焼結体について膨張率を調べた結果を示す図。本発明の実施例３においてＦｅ粒径を変化させた場合にＦｅ−Ａｌ焼結体について膨張率を調べた結果を示す図。本発明の実施例３において得られたＭｇ−Ａｌ焼結体の組織を示す図。本発明の実施例３において得られたＦｅ：Ａｌ比を変化させた場合のＦｅ−Ａｌ焼結体の組織を示す図。本発明の実施例３において得られたＡｌ粒径を変化させた場合のＦｅ−Ａｌ焼結体の組織を示す図。本発明の実施例３において得られたＦｅ粒径を変化させた場合のＦｅ−Ａｌ焼結体の組織を示す図。ダイカスト鋳造装置を示す概略断面図である。

符号の説明

１・・・鋳型廻り部材、２・・・マスタ、３・・・形状オフセット部、４・・・表層部、５・・・第一の本体部、６・・・均一化層、７・・・第２の本体部、８・・・グラファイト製マスタ型、９・・・燃焼合成金属間化合物、１１・・・鋳造装置、１１Ａ・・・鋳造空間、１１Ｂ・・・重力鋳造鋳型用注湯スリーブ、１９・・・湯口、２１・・・筒体、２２・・・本体部、２３・・・耐食バリア層、３１・・・上金型、３２・・・下金型、３３・・・湯口スリーブ、３４・・・ストーク、３５・・・溶湯、３６・・・加熱保持炉、３７・・・固定プレート、３９・・・空気圧供給口、３８・・・金型加圧用シリンダ。

Claims

多孔質焼結体層を備える鋳型廻り部材を有することを特徴とする鋳造装置。
多孔質焼結体層が耐食バリア層を有する請求項１記載の鋳造装置。
鋳型廻り部材が鋳型に対し溶湯を供給する経路の少なくとも一部を構成する注湯部構成部材である請求項１記載の鋳造装置。
鋳型廻り部材が金属材料を基材とする本体部に取り付けられる請求項１記載の鋳造装置。
金属材料を基材とする本体部が溶接金属により形成される請求項４に記載の鋳造装置。
本体部が、金属材料によって造型されて多孔質焼結体層の強度を補充する第一の本体部と、金属材料によって造型されて鋳造機構との取り付け機能部を構成する第２の本体部とよりなる請求項４記載の鋳造装置。
第一の本体部と第２の本体部との間に温度均一化層が設けられる請求項６に記載の鋳造装置。
多孔質焼結体が金属間化合物である請求項１に記載の鋳造装置。
鋳型の湯口に設置され鋳型に溶湯を供給する注湯部構成部材である鋳型用注湯スリーブが多孔質焼結体層を備えることを特徴とする鋳造装置。
上金型と、下金型とからなる鋳型を備え、その両金型の間に形成された空間に下方から溶湯を供給するようにその下金型に湯口が設けられ、その湯口に連通する注湯部構成部材である湯口スリーブおよび／またはストークが多孔質焼結体層を備えることを特徴とする鋳造装置。
注湯用の給湯口を開口した注湯部構成部材であるプランジャスリーブが少なくともその一部に多孔質焼結体層を備えることを特徴とする鋳造装置。
プランジャスリーブの一部に設けた嵌合部に多孔質焼結体で形成した浸蝕防止部材を嵌入して配置してなる請求項１１に記載の鋳造装置。
鋳型廻り部材の溶湯との接触表面形状に対する反転形状をもつマスタ型内に多孔質焼結体の原料元素の混合粉末を充填する工程と、充填した混合粉末をマスタ型内で反応させ、多孔質焼結体層を製造する工程とよりなる鋳型廻り部材の製造方法。
多孔質焼結体が金属間化合物である請求項１３に記載の鋳型廻り部材の製造方法。
多孔質焼結体の原料元素の混合粉末の混合比率は、目的とする多孔質焼結体の化学量論組成に基づき調整される請求項１３記載の鋳型廻り部材の製造方法。
多孔質焼結体の原料元素の混合粉末の混合比率が化学量論組成に対し、所要の原料元素が過剰となるよう調整される請求項１３記載の鋳型廻り部材の製造方法。
目的とする多孔質焼結体の原料元素の混合粉末に加え、助剤となる元素粉末を添加する請求項１３〜１６のいずれか一に記載の鋳型廻り部材の製造方法。
助剤となる元素粉末添加量が０．５％〜１０％である請求項１３に記載の鋳型廻り部材の製造方法。
混合粉末を充填したマスタ型を加熱し、混合粉末の熱爆発反応によってマスタ型上に多孔質焼結体の合成を行う請求項１３〜１８のいずれか一に記載の鋳型廻り部材の製造方法。
加熱温度は、多孔質焼結体原料元素及び助剤金属元素の中でもっとも低い融点を示す材料の融点に対して１０℃〜５０℃以上高い温度とする請求項１９に記載の鋳型廻り部材の製造方法。
粉末間に微量な液相を生成させて粉末を焼結させる請求項２０に記載の鋳型廻り部材の製造方法。
加熱雰囲気を不活性ガスもしくは真空雰囲気とする請求項１３〜２１のいずれか一に記載の鋳型廻り部材の製造方法。
誘導加熱またはパルス印加通電など補助熱源を用いる請求項１３〜２２のいずれか一に記載の鋳型廻り部材の製造方法。
混合粉末を充填したマスタ型の加熱を加圧下で行う請求項１３〜２２のいずれか一に記載の鋳型廻り部材の製造方法。
マスタ型裏面側の気孔を封し、かつ冷却される請求項１３〜２４のいずれか一に記載の鋳型廻り部材の製造方法。
マスタ型上に合成された多孔質焼結体層上に肉盛溶接層を形成する請求項１３〜２４のいずれか一に記載の鋳型廻り部材の製造方法。
合成される多孔質焼結体の相対密度が５０〜９７％程度である請求項１３〜２６のいずれか一に記載の製造方法によって得られる鋳型廻り部材。
耐食バリア層を有する請求項２７に記載の鋳型廻り部材。
耐食バリア層が多孔質焼結体層表面に形成した酸化皮膜である請求項２８に記載の鋳型廻り部材。
耐食バリア層が多孔質焼結体層表面に溶射によって形成された耐食層及び／又は離型層である請求項２９に記載の鋳型廻り部材。