JPH01230739A - 複合材料部を有するアルミニウム合金鋳物の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 産業上の利用分野 本発明は、アルミニウム合金鋳物に係り、更に詳細には
アルミニウム合金をマトリックスとし短繊維やウィスカ
を強化材とする複合材料部であって熱衝撃特性、強度、
摩擦摩耗特性、耐凝着性に優れた複合材料部を有するア
ルミニウム合金鋳物に係る。

従来の技術 複合材料の摩擦摩耗特性を向上させるために複合材料中
に金属間化合物を形成させることが有効であることが知
られており、例えば特開昭６１−１３２２６０号公報に
は、強化材としての鋳鉄繊維の表面層にマトリックスと
の金属間化合物を生成させた複合材料が記載されている
。

また本願出願人と同一の出願人により本願と同日付にて
出願された特願昭６３−　　　　　号明細書には、アル
ミニウム合金をマトリックスとする複合材料の摩擦摩耗
特性や耐熱性等を向上させるべく、マトリックス中にＡ
Ｉと特定の金属元素との金属間化合物が微細に分散され
た複合材料が記載されており、この先の提案にかかる複
合材料によれば、金属間化合物を含まない従来の複合材
料及び上述の特開昭６１−１３２２６０号公報に記載さ
れれた複合材料よりも摩擦摩耗特性や耐熱性等に優れた
複合材料を得ることができる。

発明が解決しようとする課題 しかし金属間化合物は硬くて脆い性質の物質であるため
、金属間化合物が含まれる複合材料に於てはその脆化が
避けられず、特に金属間化合物を含む複合材料が厳しい
冷熱サイクルを受ける場合には熱疲労に起因して複合材
料に亀裂が生じることがある。

本願発明者等は金属間化合物を含む複合材料に於て熱疲
労に起因する亀裂が生じることを防止すべく種々の実験
的研究を行ったところ、複合材料部を有し該複合材料部
により表面の一部が郭定されたアルミニウム合金鋳物に
於て複合材料部に存在する金属間化合物の形態を限定す
ることにより、アルミニウム合金鋳物が比較的厳しい冷
熱サイクルを受ける場合にも複合材料部に熱疲労に起因
する亀裂が生じることを回避し、また複合材料部の強度
等を向上させ得ることを見い出した。

本発明は、本願発明者等が行った実験的研究の結果得ら
れた知見に基づき、アルミニウム合金をマトリックスと
し短繊維若しくはウィスカを強化材とする複合材料部を
有し該複合材料部により表面の一部が郭定されたアルミ
ニウム合金鋳物であって、比較的厳しい冷熱サイクルを
受ける場合にも熱疲労に起因する亀裂が生じることがな
く、また強度等にも優れたアルミニウム合金鋳物を提Ｏ
ｔすることを目的としている。

課題を解決するための手段 上述の如き目的は、本発明によれば、アルミニウム合金
をマトリックスとじ短繊維若しくはウィスカ粒子を強化
材とする複合材料部を有し該複合材料部により少なくと
も表面の一部が郭定されたアルミニウム合金鋳物にして
、前記マトリックス中にはＡｌとＦｅｓ　Ｎｉ　、Ｃｏ
５Ｃｒ、Ｃｕ、ＭｎＳＭｏ、Ｖ、Ｗ、Ｔａ５Ｎｂ、Ｔｉ
　、Ｚｒよりなる群より選択された少くとも一種の金属
元素との金属間化合物が微細に分散されており、前記複
合材料部の表面部の任意の断面でみて前記金属間化合物
の長さ及び幅をそれぞれそＬ及びＤとするとＬ／Ｄ＞３
である金属間化合物の面積比が金属間化合物の総量に対
し３０％以下であるアルミニウム合金鋳物によって達成
される。

発明の作用及び効果 本発明によれば、複合材料部のマトリックス中にはＡＩ
と特定の金属元素との金属間化合物が微細に分散されて
おり、金属間化合物によって強化材の間のマトリックス
が強化、即ち地固めされ、これにより高温度に於ても強
化材が所定の状態に保持され、マ！・リプレスが直接相
手材に接触することが回避されるので、金属間化合物が
含まれていない従来の複合材料に比して強度、耐摩耗性
及び高温度に於ける耐凝着性を向上させることができる
だけでなく、複合材料部の表面部の任意の断面でみて金
属間化合物の長さ及び幅をそれぞれＬ及びＤとするとＬ
／Ｄ＞３である金属間化合物、即ち方向性を有する針状
の金属間化合物の面積比が金属間化合物の総量に対し３
０％以下に設定されるので、後に本願発明者等が行った
実験的研究の結果より明らかである如く、比較的厳しい
冷熱サイクルを受ける場合にも複合材料部に熱疲労に起
因する亀裂が生じることのない熱衝撃特性に優れたアル
ミニウム合金鋳物を得ることができる。

本願発明者等が行った実験的研究の結果によれば、Ｌ／
Ｄ＞３である金属間化合物の面積比か金属間化合物の総
量に対し３０％以下である層か複合材料部の表面よりｌ
ａｍ、特に１．５．ｍｍ以上の深さに亙り形成されてい
る場合に複合材料部の表面層に熱疲労による亀裂が生じ
ることを確実に回避することができる。従って本発明の
一つの詳細な特徴によれば、Ｌ／Ｄ＞３である金属間化
合物の面積比が金属間化合物の総量に対し３０％以下で
ある層が複合材料部の表面よりＩ　ｎ＋ｍ、特に１．５
１以上の深さに亙り形成される。

また本願発明者等が行った実験的研究の結果によれば、
強化材の体積率が低過ぎる場合には複合材料部の耐摩耗
性や耐凝着性を十分に向上させることができず、逆に強
化材の体積率が高過ぎる場合には相手材の摩耗量が増大
する。また金属開化合物の体積率が低過ぎる場合には複
合材料部の耐凝着性を十分に向上させることができず、
逆に金属間化合物の体積率が高過ぎる場合には複合材料
部の脆化が著しくなり、複合材料部の強度を確保するこ
とが困難になる。従って本発明の他の一つの詳細な特徴
によれば、強化材の体積率は３〜５０％に設定され、金
属間化合物の体積率は５〜６０％に設定される。

また本願発明者等が行った実験的研究の結果によれば、
複合材料部の強度、耐摩耗性、耐凝着性を向上させるた
めには、金属間化合物のうち針状の金属間化合物の比率
か低い値であるよりも高い値であることが好ましい。従
って本発明の更に他の一つの詳細な特徴によれば、Ｌ／
Ｄ＞３である金属間化合物の面積比が金属間化合物の総
量に対し２０％以上である領域、好ましくは４０％以上
である領域が複合材料部に設けられる。

また本願発明者等が行った実験的研究の結果によれば、
金属間化合物はできるだけ均一に分散されていることが
好ましく、金属間化合物間の最短距離の平均値は１００
μｍ以下、特に５０μｍ以下であることが好ましく、ま
たマトリックスの脆化を回避するためには金属間化合物
間の最短距離の平均値は３μｍ以上、特に５μｍ以上で
あることが好ましい。従って本発明の更に他の一つの詳
細な特徴によれば、金属間化合物間の最短距離の平均値
は３〜１００μｍ１特に５〜５０μｍに設定される。

また本願発明者等が行った実験的研究の結果によれば、
金属間化合物はＡｌと上述の金属元素の何れかとの金属
間化合物であればよいが、特に金属間化合物のビッカー
ス硬さが３００以上であることが好ましく、また強化材
の硬さよりも低いことが好ましい。従って本発明の更に
他の一つの詳細な特徴によれば、金属間化合物のビッカ
ース硬さは３００以上であり、強化材の硬さよりも低い
値に設定される。

更に本願発明者等が行った実験的研究の結果によれば、
金属間化合物が粒状である場合にはその最大粒径が５０
μｍ以下、特に３０μｍ以下であることか好ましく、金
属間化合物が針状である場合にはその最大長さが１００
μｍ以下、特に５０μｍ以下であることが好ましい。

尚、本発明の鋳物に於ける強化材は従来より複合材料の
製造に使用されている圧意の材質のものであってよいが
、耐摩耗性向上効果や高ｌａ安定性等に優れている点か
らセラミックよりなっていることが好ましい。

以下に添付の図を参照しつつ、本発明を実施例について
詳細に説明する。

実施例１ 平均繊維径２　ｍｍ　ｓ繊維長２〜３＋ｎ＋ｎのアルミ
ナ短繊維（９５％ＡＩ　２０３．５％５Ｉ０２、ＩＣＩ
社製［サフィルＲＦＪと粒径３〜７μｍのＮｌ粉末（純
度９９％）とを重量比で５．６：８．９の割合にてコロ
イダルシリカ水溶液中に混入し、これを十分に撹拌した
後吸引成形を行うことにより、第１図に示されている如
き成形体１０を３個形成した。この場合成形体は外径９
５＋ｃｍ、内径８９ｍｍ、高さ２０ｍｍの円筒状をなし
、アルミナ短繊維及びＮ１粉末の体積率はそれぞれ１０
％、５％であり、これらは実質的に互いに均一に混合さ
れた状態にあった。

次いで各成形体を窒素ガス中にて４００℃に予熱した後
、第２図に示されている如く、各成形体１０を高圧鋳造
装置１２の温度４００℃の鋳型１４のモールドキャビテ
ィ１６内に圧入により固定し、それぞれのモールドキャ
ビティ内に７５０℃、８００℃、８５０℃のアルミニウ
ム合金（ＪＩＳ規格ＡＣ８Ａ、１２％Ｓ１．１％Ｃｕ　
ｓ　１９６　Ｍ　ｇ　ｓ１％Ｎｌ、残部実質的にＡＩ）
の溶湯１８を注湯し、該溶湯をプランジャ２０により１
０００　ｋｇ／Ｃ−の圧力に加圧し、その加圧状態を溶
湯が完全に凝固するまで保持した。

次いでかくして形成された各鋳物を鋳型より取り出し、
それらの鋳物に対し機械加工を施すことにより、第３図
に示されている如く各鋳物より外径９３）、厚さ７■の
円板状の熱衝撃試験片２２（試験片Ｎｏ、１〜３）を２
個ずつ形成した。尚各試験片の径方向の外周面には深さ
２＋ｍの範囲に亙リアルミナ短繊維にて複合強化された
複合材料よりなる部分２２ａが存在していた。

次いで各組の試験片の一方について複合材料よりなる部
分の組織を調査したところ、元の成形体中に含まれてい
たＮ１粉末が高圧鋳造時にマトリックスであるアルミニ
ウム合金中のＡｌと反応して形成された金属間化合物Ｎ
Ｉ　Ａｔ　］がアルミニウム合金中に微細に分散されて
いることが認められ、各試験片の複合材料の部分に生成
した金属間化合物の体積率は約２７％であった。これら
の金属間化合物を更に詳細に調査すると、金属間化合物
の形態は高圧鋳造時のアルミニウム合金の溶湯の温度に
よって異なっていることが認められた。

第４図乃至第５図はそれぞれアルミニウム合金の溶湯の
温度を７５０℃、８００℃、８５０℃に設定することに
より形成された試験片Ｎｏ、１〜３の複合材料の部分の
断面の金属組織を４００倍にて示す光学顕微鏡写真であ
る。尚これらの図に於て、白色乃至灰色の島状又は粒状
の部分がＮ　ｊ−Ａ　Ｉ金属間化合物の部分であり、黒
色の棒状又は丸い部分がアルミナ短繊維である。

これら第４図乃至第６図の比較より、形成される金属間
化合物の形態はマトリックスの溶湯のｆＨ度に依存して
おり、溶ｌ易の温度が高くなる程金属間化合物の形態が
粒状より針状へ変化することが解る。尚金属間化合物の
形態に影響する因子として、上述の溶湯の温度の他に鋳
型のｌ３度や成形体の予熱温度があることが認められて
いる。

次に組織の調査に供されなかった他方の試験片Ｎ０５１
〜３について各試験片をアセチレンがスバーナにて４０
０℃まで加熱した後水焼入を行うことにより第７図に示
されている如き冷熱サイクルによる熱衝撃試験を５００
サイクルまで行った。

その結果を第８図に示す。

第８図より、試験片Ｎｏ、１及び２に於ては亀裂が全く
発生していないのに対し、試験片Ｎｏ、３に於ては冷熱
サイクルが５０サイクルの時点に於て既に亀裂が発生し
ており、冷熱サイクルの増大と共に亀裂の長さが増大し
ていくことが解る。

この熱衝撃試験の結果より、複合材料のマトリックス中
に実質的に同量の金属間化合物が分散されている場合で
あっても、金属間化合物の形態により熱衝撃特性が大き
く相違し、金属間化合物が粒状の場合に耐熱衝撃性が高
く、金属間化合物が針状である場合に耐熱衝撃性が低い
ことが解る。

また第５図に示された複合材料は粒状の金属間化合物と
針状の金属間化合物とを含んでおり、第５図に示された
金属組織を含む試験片Ｎｏ、２に於ては亀裂が発生して
いないことから判断すると、針状の金属間化合物が存在
することが全く許容されないわけではなく、その比率が
所定の値に抑制されればよいことが解る。

実施例２ 上述の実施例１の試験結果より、複合材料のマトリック
ス中に存在する針状の金属間化合物の比率が重要である
ことが解ったので、針状の金属間化合物の比率が複合材
料の熱衝撃特性に如何なる影響を及すかを検討する試験
を行った。

先ず実施例１の場合と同一の成形体を形成し、高圧鋳造
時のマトリックスとしてのアルミニウム合金（ＪＩＳ規
格ＡＣ８Ａ）の溶湯の温度を８４０９Ｃ，８３０℃、８
２０℃、８１０℃に設定した点を除き、上述の実施例１
の場合と同一の要領及び条件にて鋳物を製造し、各鋳物
より熱衝撃試験片Ｎｏ、４〜７を形成した。

次いで実施例１に於て形成された試験片Ｎｏ、１〜３及
びこの実施例に於て形成された試験片Ｎｏ。

４〜７の複合材料部の表面部の断面をそれぞれ光学顕微
鏡にて１０視野観察し、金属間化合物ＮｉＡｌ３の長さ
をＬとし幅をＤとするとＬ／Ｄ＞３である金属間化合物
を針状の金属間化合物として、各視野について金属間化
合物の総量に対する針状の金属間化合物の面積比を４１
１ｊ定した。その結果を下記の表１に示す。

表１ Ｎｏ、　　　溶湯温度　　針状金属間化合物の面積比１
　　８５０℃　　　　　６０％ ４　　８４０℃　　　　　５０％ ５　　８３０℃　　　　　４０％ ６　　８２０℃　　　　　３０％ ７　　８１０℃　　　　　２５％ ２　　８００℃　　　　　２０％ ３　　７５０℃　　　　　　０％ この表１より、アルミニウム合金の溶湯の温度が低くな
ればなる程複合材料のマトリックス中に生成する針状の
Ｎ　ｌ−Ａ　Ｉ金属間化合物の比率が減少することが解
る。

次いでこの実施例に於て形成された試験片Ｎｏ。

４〜７について実施例１の場合と同一の要領及び条件に
て熱衝撃試験を行った。その結果を第８図に示す。

第８図より、Ｌ／Ｄ＞３である針状の金属間化合物の面
積率が３０％を越えると複合材料の熱衝撃特性が悪化し
、従って複合材料の耐熱衝撃性を向上させるためには針
状の金属間化合物の面積比が３０％以下であることが好
ましいことが解る。

実施例３ 上述の実施例１に於けるＮ１粉末の代りに平均粒径１０
μｍのＴＩ粉末、平均粒径３μｍのＣｒ粉末、平均粒径
３μｍのＦＢ粉末、平均粒径１゜μｍのＣｕ粉末、平均
粒径５μｍのＴａ粉末が使用された点を除き上述の実施
例１の場合と同一の要領及び条件にて成形体を形成し、
各成形体について実施例２の場合と同様の要領にてアル
ミニウム合金の溶湯の温度を種々の値に設定して鋳物を
製造し、各鋳物よりそれぞれ２個ずつ熱衝撃試験片を形
成した。

次いで各組の試験片の一方について実施例１の場合と同
一の要領にて金属間化合物の種類を調査したところ、そ
れぞれマトリックスとしてのアルミニウム合金中にＴＩ
　Ａｔ　３　、Ｃｒ　Ａｔ　７　、ＦｅＡｌ　３　、Ｃ
ｕ　Ａｌ　２　、Ｔａ　Ａｌ　３が微細に分散されてい
ることが認められた。また各試験片の複合材料部の表面
部についてＬ／Ｄ＞３である針状の金属間化合物の面積
比を測定し、更に各対の試験片の他方について実施例１
の場合と同一の要領及び条件にて熱衝撃試験を行った。

この試験を結果を第９図に示す。尚第９図に於て、各元
素記号は金属間化合物を形成するために使用された粉末
の元素を示している。

第９図より、複合材料のマトリックス中に生成される金
属間化合物の種類に拘らず、Ｌ／Ｄ　＞　３である針状
の金属間化合物の面積比が３０％以下の場合に複合材料
の耐熱衝撃性を向上させることができることが解る。

実施例４ 上述の実施例１の場合と同一の要領の吸引成形法により
、外径９５ｍｍ、内径７３ｍｍ、高さ２ｏＩｎｆｆｌの
円筒状の成形体を形成した。尚使用されたアルミナ短繊
維及びＮ１粉末は実施例１に於て使用された繊維及び粉
末と同一であり、これらの体積率は実施例１の場合と同
一であった。

次いで各成形体を窒素ガス中にて４００℃に予熱した後
、各成形体を高圧鋳造装置の鋳型内に配置し、該鋳型内
に湯温８５０℃のアルミニウム合金（ＪＩＳ規格ＡＣ８
Ａ）の溶湯を注湯し、実施例１の場合と同一の要領及び
条件にて高圧鋳造を行った。この場合鋳型の温度が４０
０℃、３５０℃、３００℃、２５０℃、２００℃、１５
０℃、１００℃に設定され、それぞれの条件にて鋳物の
製造が行われた。

次いで上述の如く鋳型の温度を種々の値に設定して形成
された鋳物を鋳型より取り出し、実施例１の場合と同−
寸法及び形状の熱衝撃試験片Ｎｏ。

８〜１４を機械加工により形成した。尚各試験片の径方
向外周面より深さ１０ＩＩｌｆｆｌの範囲の部分はアル
ミナ短繊維にて複合強化された複合材料よりなっていた
。

次いで各試験片の複合材料の断面を調査したところ、鋳
物を製造する際の鋳型の温度によって複合材料内に生成
するＮ　ｉ−Ａ　Ｉ金属間化合物の形態が異なっている
ことが認められた。かくして形成された各試験片の複合
材料部の表面部マトリックス中に生成されたＬ　／　Ｄ
　＞’　３である針状の金属間化合物の面積比が３０％
である組織（以下Ｘ組織という）の幅と鋳型の温度との
関係を下記の表２に示す。

表　　２ Ｎｏ、　　　鋳型温度（℃）　　Ｘ組織の幅（＋＋ｕｎ
）９　　　Ｂ５０　　　０．５ １０　　３００　　　１、０ １１　　２５０　　　１、５ １４　　１、００　　　４ 表２より、鋳型の温度が４００℃である場合にはＸ粗織
の幅は０であるのに対し、鋳型の温度が３５０℃以下の
場合には、鋳型の温度が低下するに連れてＸ組織の幅が
次第に増大していることが解る。

次いで各試験片Ｎｏ、８〜１４について実施例１の場合
と同一の要領及び条件にて熱衝撃試験を行った。その結
果を第１０図に示す。

第１０図より複合材料の部分の熱衝撃特性を向上させる
ためには、複合材料部の表面よりのＸ組織の幅が１ｍｍ
５特に１．５ｍ＋ｎ以上であることが好ましいことが解
る。

尚上述の実施例２及び３の結果より針状の金属間化合物
の面積比が小さい値である程複合材料の耐熱衝撃性が向
上することが解っているので、Ｌ／Ｄ〉３である針状の
金属間化合物の面積比が３０％未満である組織の複合材
料に於ても、その組織の幅が上述の範囲にあれば、良好
な耐熱衝撃性を確保し得ることは明らかである。

実施例５ 実施例４の成形体中の繊維及び粉末の種類及び重量比が
それぞれ下記の表３に示されている如く変更された点を
除き、実施例４の場合と同一の要領及び条件にて鋳物を
製造し、各鋳物について実施例４の場合と同一の要領及
び条件にて熱衝撃試験を行った。同表３に示された何れ
の場合に於ても成形体中の繊維及び粉末の体積率はそれ
ぞれ１０２６．５％であり、各粉末の粒径は１０μｍ以
上であり、純度は９９％以上であった。また繊維がステ
ンレス鋼短繊維及び鋳鉄短繊維である場合に於ては、成
形体は圧縮成形により形成された。

表　　３ ３１３　Ｎ４短繊維”　　　　　　　　　Ｃ。

炭素短繊維３ン　　　　　　　　　　　ＣｒＡｌ　２０
３　　Ｓｉ　０２短繊維”　　　　Ｍ。

ガラス繊維５　）　　　　　　　　　　　　Ｍ　ｎ鉱物
繊維５ン　　　　　　　　　　　　Ｖステンレス鋼短繊
維７）ＴＩ 鋳鉄短繊維θ〕Ｚｒ 注：１）　　β−３ｉ　Ｃ，平均繊維径１０μ１２ン　
β−３１３Ｎ４　、繊維径０．２〜３）パン系、繊維径
１２μｍ１平均繊 ４）　４７％Ａｌ２Ｏ３，５３％５ｉＯ５フ　Ｅグラス
、平均繊維径１０μ１１５）４０％ＣａＯ１１０％Ｍｇ
　Ｏ１残７ン　平均繊維径２０μｍ、平均繊維長Ｂ）平
均繊維径３０μｍ、平均繊維長 繊維／粉末の重量比 １：１．２Ｂ １：１．４０ １：２ １：１．９６ １：１．５４ １：１．２７ １：０．２９ １：０．４５ 、繊維長２〜３μｍチョツプド繊維 ０．５μｍ、平均繊維長１００μｍ 維長３開１チョツプド繊維 ２、繊維径２〜３ｕｍ、繊維長２〜３　＋ｎｎ＋平均繊
維長５ｍｍ５チョツプド繊維 部Ｓ　Ｉ　０２　、平均繊維径５μｍ、平均繊維長２〜
３ｒａｍ３市、チョツプド繊維 ３ｍｔａｓチョツプド繊維 何れの試験片の場合にも、Ｘ組織の幅がｌｌｌｌ１１以
上、特に１．５ｍｆｆ１以上の場合に鋳物の複合材料の
部分に良好な耐熱衝撃性を確保することができることが
認められた。

尚この実施例には示されていないが、成形体中に含まれ
る粉末がＮｂ粉末、Ｔａ粉末、Ｃｕ粉末、Ｗ粉末である
場合にもＸ組織の幅が１ｒａｍ以上、特に１．５ｍ１１
以上であることが好ましいことが認められた。

以上に於ては本発明を本願発明者等が行った実験的研究
との関連に於て幾つかの特定の実施例について詳細に説
明したが、本発明はこれらの実施例に限定されるもので
はなく、本発明の範囲内にて他の種々の実施例が可能で
あることは当業者にとって明らかであろう。例えば上述
の各実施例に於ける鋳物の形状は円板状であるが、本発
明による鋳物の形状は任意の形状であってよく、またＬ
／Ｄ〉３である金属間化合物の面積比が３０％以下であ
る表面層は鋳物の任意の特定の部分又は鋳物の外周部全
体の何れであってもよい。

【図面の簡単な説明】

第１図はアルミナ短繊維とＮｉ粉末とよりなる円筒状の
成形体を示す斜視図、第２図は第１図に示された成形体
を用いて行われる高圧鋳造を示す射口、第３図は第２図
に示された高圧鋳造により得られた鋳物より形成された
熱衝撃試験片の一部を破断して示す斜視図、第４図乃至
第６図はそれぞれ第２図に示された高圧鋳造に於てアル
ミニウム合金の溶湯の温度を７５０℃、８００°０１８
５０℃に設定することにより形成された鋳物の複合月料
の断面の金属組織を４００倍にて示す光学顕微鏡写真、
第７図は熱衝撃試験に於ける冷熱サイクルを示すグラフ
、第８図は熱衝撃試験の結果を冷熱サイクル数を横軸に
とって示すグラフ、第９図は熱衝撃試験の結果をＬ／Ｄ
＞３である針状の金属間化合物の面積比を横軸にとって
示すグラフ、第１０図は熱衝撃試験の結果をＬ／Ｄ＞３
である針状の金属間化合物の面積比が３０％である組織
の幅を横軸にとって示すグラフである。 １０・・・成形体、１２・・・高圧鋳造装置、１４・・
・鋳型、１６・・・モールドキャビティ、１８・・・ア
ルミニウム合金の溶ｌ易、２０・・・プランジャ、２２
・・・熱衝撃試験片、２２ａ・・・複合材料よりなる部
分時　許　出　願　人　　トヨタ自動車株式会社代　　
　　　理　　　　　人　　　弁理士　　明　　石　　昌
　　毅第１図 １８・・アルミニウム合金の溶湯 第２図 第３図 第７図 サイクル数ＦＮ） 第８図 冷熱サイクル数＋Ｎ） 第９図 針状の金属間化合物の面積比　（’／、）第１Ｑ図 Ｘ組織の幅　（ｍｍｌ

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. 　アルミニウム合金をマトリックスとし短繊維若しくは
   ウイスカを強化材とする複合材料部を有し該複合材料部
   により少なくとも表面の一部が郭定されたアルミニウム
   合金鋳物にして、前記マトリックス中にはＡｌとＦｅ、
   Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｖ、Ｗ、Ｔａ、
   Ｎｂ、Ｔｉ、Ｚｒよりなる群より選択された少くとも一
   種の金属元素との金属間化合物が微細に分散されており
   、前記複合材料部の表面部の任意の断面でみて前記金属
   間化合物の長さ及び幅をそれぞれＬ及びＤとするとＬ／
   Ｄ＞３である金属間化合物の面積比が金属間化合物の総
   量に対し３０％以下であるアルミニウム合金鋳物。