松本歯学 2（2）1976 〔原著〕松本歯学2：129∼139，1976 鋳 造 精 度 に 関 す る 研 究 ( そ の 6 )
鋳 造 用 C o - C r - N i 系 合 金 の 性 質 と 鋳 造 条 件 に つ い て
伊 藤 充 雄 永 沢 栄 高 橋 重 雄 松本歯科大学 歯科理工学教室 (主任 高橋重雄 教授)Studies on the Accuracy of Castings
Part 6, 0n the properties of Co-Cr-Ni system alloy casting
under various condition
MICHIO ITO SAKAE NAGASAWA SHIGEP TAKAHASHI Department of Dental Technology, Matsumoto Dental College
(Chief: Prof. S. Takahashi)
Summary
The reJations among the microstructure to mechanical propertjes and the effects of the mould temperature and the spnle diameters to the casting defects had been studied on Co−Cr一Ni system alloy prepared with various casting conditons and cooling methods． They were molten at 1450℃or 1500℃and cast into the moulds heated at 500℃，700℃， 900℃Or at room temperature． Moulds containing the castings were cooled to room tem’ perature by the following 4 methods；1）put on the bench just after the casting，2）put on the bench after kept in the furnace at each mould temperature for 2 hours，3）kept in fumace till getting room temperature in order to cool slowly or 4）quenched into the water． Results were as follows； 1）Increased mould temperature made to decrease the hardness of the castings， but the casting temperature of molten metal was unaffected to the hardness． 2）High temperature mould increased the hardness of the castings cooled in the furnace． 3）The hardness of the castings quenched into the water was resembled to that of colling on the bench to room temperature． 4）Tensile and yield strength of these alloys were increased， when they were cast in to room temperature mould． 5）The maximum elongation was obtained in the spesimens cast into moulds at room temperature，and the minimum one was obtained in them cooled in the furnace． 6）On the microstructure grain growth was prominent in the specimens prepared with high temperature moulds． Most precipitates were observed in the specimens cooled from 900℃ in the furnace． 7）The increase in diameter of sprue decreased the casting defects． 本論文の要旨は第193回東京歯科大学学会（昭和49年11月）において発表された。 （1976年10月23日受理）130 伊藤他：鋳造精度に関する研究（その6）鋳造用Co−Cr’Ni系合金の性質と鋳造条件について 緒 言 近年，Co−Cr−Ni系合金は鋳造床だけでなく金 合金に代って架工義歯に広く使用されはじめてき た．しかしながら歯冠修復用合金として，この合 金は高溶融点，鋳型材料，鋳造精度，鋳造欠陥な ど実用化に困難な問題がある．その問題点のひと つとして，著者らは鋳造精度について，従来，緩 衝材として用いられているアスベストリボンの代 りに高温での変形能が十分に得られるAl203と Sio2の繊維からなるカオウールを用い，その鋳造 精度が約0．2％向上することを報告したn。本報 はこのCo−Cr−Ni系合金の鋳造条件が機械的性 質におよぼす影響について検討した．その合金の 性質に影響をおよぼす因子としては鋳込温度，鋳 型温度そして鋳造後の冷却条件などが考えられ る．それらの条件を変動させて作製した鋳造体に ついて，かたさ，引張強さ，降伏強さ，伸びについ て測定した．さらに，機械的性質を劣化する要因 としては鋳造欠陥が考えられるところから鋳造条 件を鋳造欠陥の関連性にっいても検討を加えた． 本報は以上のような実験からすぐれた性質を有す るCo−Cr−Ni系合金の鋳造条件にっいて示唆を 得たので報告する． 実験材料および実験方法 1．実験材料 本実験での各種鋳造条件と機械的性質との関連 性については表1の鋳造用Co−Cr−Ni系合金（矢 表1 実験に使用した合金の成分（％）（メー カー表示） Co Cr Ni Ho etc Sankin H 57 20 3 一 17 Nobiliurn 60 30 1 5 4 Yata 50 25 17 4 4 田社製）を用いた．また：鋳造欠陥についてはノ ビリアム合金（ノビリアム社製）とサンコリウム （三金社製）を用いて実験を行なった． 2．試験片の作製条件
機械的傾を測定した試料は直径2㎜，長さ
50mmを有する針金を埋没材セラベスト（GC社 製）を用い埋没して鋳型を作製した．鋳造は高周 波遠心鋳造機により溶解後，パイロスコープ（千 野社製）を用い，1450℃と1500℃にて温度制御 を行ない条件を一定とした．鋳造条件については 次に示す． 1）鋳型温度，室温，500℃，700℃，900℃に鋳込 温度1450℃と1500℃にて各々鋳造を行ない， 空冷した． 2）鋳型温度，室温，50U℃，700℃，900℃に鋳込 温度1500℃にて各々鋳造を行ない，ただちに鋳 型を水中に投入した． 3）鋳型温度，500℃，700℃，900℃，鋳込温度 150（PCで鋳造を行ない，その鋳型温度を有する炉 内にただちに挿入し，電源を切り炉内にて冷却し た．降温速度は約3．5℃／minであった． 4）鋳型温度，500℃，700℃，900℃に鋳込温度 1500℃にて各々鋳造を行ない，その鋳型温度を 有する炉内にただちに挿入し，2時間加熱後，炉 外にて空冷した． 5）鋳造欠陥の観察試料の作製 鋳造欠陥の観察用試料は上部の直径8mm，下部の直径7mm，高さ5mmの台形を金型にてブ
ルーインレーワックス（GC社製）を用いて作製 し，この台形をセラベストにて埋没し，鋳造した． 鋳造条件は次に示す． i）スプルー径を1．2，1．5，1．8，2．Ommと変化さ せ，スプルー長さ3mm一定，鋳型温度，700℃ 一定とし，1450℃と1500℃で各々鋳造を行な った． ii）スプルー径を1．8㎜古として鋳型巌， 室温，500℃，700℃，900℃に鋳込温度1450⊃Cと 1500℃にて各々鋳造を行なった。 3．鋳造組織の観察 本実験における鋳造体の組織観察は引張試験を 行なった後の試料を切断し，エポキシ樹脂にて包 理固定し，研摩を行なった．この研摩した試料を 王水により腐食し，HM型金属顕微鏡により観察 した． 4．かたさの測定 鋳造体のかたさはマイクロビッカースかたさ計 （島津社製）を用い，荷重3009加重時間15秒で 測定した． 5．引張試験 引張試験についてはオートグラフ（島津社製） 1S−5000を用い，鋳造体の引張試験を行なった．松本歯学 2（2）1976 この引張試験結果から伸びと降伏強さについても 検討した． 6．鋳造欠陥にっいて 各鋳造体の鋳造欠陥についてはCo6°，γ線（日 立社製）を用い，非破壊検査を行なった．その各 鋳造体をエポキシ樹脂にて包理し，繰返し研摩に よって欠陥部の検出を行なった．この検出した欠 陥部を1／1000 mmの精度を有するデジタル台付 投影機（東京光学社製）を用い，スプルー部から の欠陥深さの最大値を測定した．
実験結果
1．鋳造組織について 各鋳造体の組織を観察した結果については，図 1∼2に示す．図1のa，bについては鋳造後， 空冷した試験片の組織を示す．図中150−RA， 145−5Aの記号については150は1500℃の鋳込 温度，Rは室温鋳型， Aは空冷を示す．また，145 は1450℃の鋳込温度を示し，5は500JCの鋳型 温度，Aは空冷を示す．この結果によると1450℃ と1500℃の鋳込温度の差は組織観察上明白では 図1−a 1450℃にて鋳造後，空冷した組織 図1−b 1500℃にて鋳造後，空冷した組織 ない．しかしながら1450℃と1500℃の鋳込温 度の両者においては鋳型温度が上昇するにとも なってデンドライト組織は粗大化の傾向が認めら れる．図1−Cには室温，500℃，700℃，900℃の 各々の鋳型に鋳造後，ただちに水中急冷した試験 片の組織を示す．なお図中Wは水中急冷した事を 示す．この組織観察結果によると150−Aと150−W 試料との組織上の差は認められない．図2一左は室 温，500℃，700℃，900℃の鋳型に1500℃で鋳造 後，その鋳型を個々の鋳型温度と同様の温度を有 する炉内に2時間加熱し，空冷した組織観察の結 果である．図中15（「72Aの150は1500℃鋳込温 度7は鋳型温度，2は加熱時間，Aは空冷を示す． これらの組織観察の結果において150−92Aの基 地に微細な析出物が認められる．図2一右は個々の 鋳型に鋳造後，その鋳型を鋳型温度と同様の温度 を有する炉内に挿入し，電源を切り炉冷した試料 の組織観察の結果である．図中Fは炉冷を示す． この結果によると，150−7Fと150−9Fの試料に 析出物が認められる． 2．かたさおよび引張試験結果について 1）測定値の分散分析結果にっいて 機械的性質に対する鋳込温度，鋳型温度，鋳型 の冷却条件の影響は測定結果を分散分析し，その 寄与率を算出した．表2，3はかたさ，引張強さ， 降伏強さ，伸びに対するそれぞれの寄与率である． かたさは表2において鋳型温度の寄与率が21．7 ％と高く，危険率1％で有意であった．表3にお いては冷却条件が36．1％と寄与率が高く，危険率 1％で有意であった．また，冷却条件と鋳型温度 の交互作用h： 12．1％の寄与率であり，危険率1％ で有意であった． 図1−c 1500℃にて鋳造後，水中急冷した組織132 伊藤他：鋳造精度に関する研究（その6）鋳造用Co−Cr−Ni系合金の性質と鋳造条件について 図2 左側は1500℃で鋳造し，鋳型温度で2時間加熱 した後，空冷した組織．右側は同条件で鋳造し た後，炉冷した組織。 表2：機械的性質に対する鋳込温度と鋳型温 度の影響 寄 与 率 因 子 かたさ 引張強さ 降伏強さ 伸 び A 鋳込温度 a 鋳型温度 b A × B @ e ＊＊21．71．676．7 22．6＊＊ S．6 @＊18．0 T4．8 ＊ 5％ ＊＊．1％ 危険率 表3 機械的性質についての分散分析結果 寄 与 率 因 子 かたさ 引張強さ 降伏強さ 伸 び A 冷却条件 a 鋳型温度 b A × B
@ e
＊＊36．1 P．1 @＊＊12．1 T0．7 ＊＊25．9 @＊＊23．8 X．8 S0．5 ＊＊44．2 Q．2 P0．9 S2．7 ＊＊27．9 @＊＊18．3 S．0 S9．8 ＊＊ 1％ 危険率 引張強さは表2に示されるように，鋳型温度が 40．1％の寄与率で危険率1％で有意であった．ま た，鋳込温度と鋳型温度の交互作用においては寄 与率が30．8％と高く，危険率1％で有意であっ た．また，表3は冷却条件と鋳型温度の寄与率を 示す．この結果によると冷却条件は25．9％，鋳型 温度が23．8％と寄与率が高く，危険率1％で有意 であった。降伏強さは鋳込温度が22．6％，鋳込温 度と鋳型温度の交互作用が18％の寄与率であり， 危険率1％で有意であった．また，表3において は冷却条件の寄与率が44．2％と高く，危険率1％ で有意であった． 伸びは鋳型温度の寄与率が20．3％で、鋳込温度 と鋳型温度の交互作用は寄与率が35．5％と高く， 危険率1％で有意であった．また，表3にみられる ように，冷却条件は27．9％，また鋳型温度が183 ％と寄与率が高く，両者ともに1％の危険率で有 意であった．これらの測定値の有意性の認められ るものについて，その結果を図に示し，以ド種々 検討した． 表4：鋳造欠陥深さについての分散分析結果 因 子 寄 与 率 A 合 金 3、8＊B 鋳型温度
27．1＊＊C 鋳込温度
7．7＊＊ D A × B 11．1＊＊ E A × C 10．9＊＊ F B × CG A×B×C
6．3＊ e 33．1 ＊．5％ ＊＊’1％ 危険率 表4は鋳込温度と鋳型温度を変化させ鋳造欠陥 の深きを測定した結果を分散分析した結果であ る．この表によると鋳型温度が27．1％鋳込温度7．7 ％，合金と鋳型温度の交互作用が11．1％，合金と 鋳込温度が10．9％と寄与率が高く，危険率1％で 有意であった．表5はスプルー径を変化させた場 合の寄与率で合金17．7％，スブ！L 一径44．3％，鋳 込温度5． 1％，合金とスフルー径の交互作用が12．2 ％，スフルー径と鋳込温度の交互作用が7．6％と 高く，危険率1％で有意であった． 2）かたさ測定結果についてかたさ測定は1450℃と1500Cの鋳込温度で
室温，500C，700 C，900 Cの鋳型に各々鋳造し，松本歯学 2（2）1976 40C 表5：鋳造欠陥深さについての分散分析結果 因 子 寄 与 率 A 合 金 ＊＊17．7 B スプルー径 ＊＊44．3
C 鋳込温度
5．1＊＊ D A × B 12．2＊＊E A x C
2．2＊＊ F B × C 7．6＊＊G A×B×C
0．9 e 10．0 ＊＊99％ 信頼限界主…°←9＼8ミ8
6 毛 200 ξ 100 RT ●1450AC O1500AC 500 700 900 temperature of mold oC 図3 かたさと鋳型温度との関係 空冷した試料について行なった．この結果を図3 に示す．図中の表示は1450℃の鋳込温度のとき 1450ACとし， ACは空冷したことを示す．表2の 結果で明らかなように鋳込温度の差は認められな い．したがって，1450℃と1500℃の鋳込温度で 室温鋳型に鋳造した試料のかたさの平均値は328 Hv， 500℃では314Hvで室温鋳型に比べて約4％ の減少，700℃では308Hvで約6％の減少900℃ においては301Hvで約8％の減少率であった．こ のように各々の鋳型に鋳造した試料のかたさは鋳 型温度が高くなるにしたがってわずかに減少する 傾向であった．図4は鋳造後の冷却条件の影響に ついて炉冷（1500FC）炉内に2時間加熱後空冷 （1500−2hF−AC），炉冷（1500FC）そして水中冷 却（1500−WQ）の条件にっいて検討した．なお， （ ）内の記号は図中に表示した略号である．図 400、…9−6ヨ…弍
en 200 § ㌃ ＝100 Ol500AC ● 1500−−2hF−AC ロ1500FC △ 15001・！Q RT 500 700 900 t㎝perature of mold OC 図4 かたさと各種冷却条件との関係によると1500WQのかたさは1500ACのかたさ
測定結果と同様な傾向であり，鋳型温度上昇にと もなってかたさは減少している．一方，1500−2hF−AC，と1500FCの試料におけるかたさは
各々500 °Cでは323，319Hv，700℃では326， 323Hv，900℃では330，326Hvであり，この両者 の差はない．そこで1500ACの各々の鋳型でのか たさと比較した場合，500℃では1500−2hF−AC と1500−FCにおいて約2％の増加，700℃では約 6％，900℃では約10％のかたさが増加する傾向 であった．このように鋳型温度の上昇にともなっ て 1500− AC試料と比べて1500−2hF−ACと 1500−FC試料のかたさは減少することなく増加 の傾向を示していた． 3）引張強さにっいて 引張強さの測定結果は図5に示す．表2で明ら s 蔓 100 言 ξ ＃ 三50 §758
_．−8．＜：
● 25 θ＝・・一．：＝＝＝：：二：一一『一■°’・一一』⇒＾一一●一二：，‘：二8 ＿＿＿−o’ 、’◎’一 RT 一Tensile strength土1．4 ● T450AC −一一xield strength 土A・O O1500AC 500 700 temperature of mold oC 900 図5 引張強さおよび降伏強さと鋳型温度と の関係134 伊藤他：鋳造精度に関する研究（その6）鋳造用Co・Cr−Ni系合金の性質と鋳造条件について かであるように，鋳込温度の影響は認められない， しかしながら鋳型温度，そして鋳込温度と鋳型温 度との交互作用が各々認められている．1450−AC の各鋳型へ鋳造した試料の引張強さにおいては 500℃鋳型の試料が他のものに比べて低くなる 傾向であった．また，700℃，900℃と鋳型温度が 高くなるにしたがって引張強さは大きくなる傾向 であるが，室温の引張強さより大きくなることは
なかった．1500−ACにおける引張強さは
1450−ACと同様な傾向であり，室温鋳型のその値 は他の試料と比べて大きい結果を得た．また500 ℃以上による試料の引張強さは差が認められな ’かった．以上の結果から1450−ACと1500−ACの 室温鋳型の試料の引張強さの平均値は約78kg／mm2
C500℃以上では68 kg／mm2であり，高温鋳 型の場合，室温鋳型の試料と比べて約10％ほど引 張強さは減少する傾向であった． 図6は鋳造後の冷却条件を炉冷（FC），炉内に2 100 ミ2
エ75 § 竃 ： 50i
3 25 1500AC 1500−2hF−AC 1500FC 1500WQ・こヌii云
8こごこ二＝：1三三誇ミ・雲
RT 一Tensile stregth＋7・4 −一一xield strength ＋4．0 500 700 900 temperature of mold ec OC 図6 引張強さおよび降伏強さと各種冷却条 件との関係 時間加熱後空冷（2hF−AC），水中冷却（WQ）し た各々の試料の引張試験を行なった結果を示す． 1500−2hF−ACの試料における引張強さは500℃ の72。5kg／mm2，700℃では6仕4kg／㎜2，900℃ では60．2kg／mm2と鋳型温度が高くなるにした がって小さくなる傾向を得た．150〔｝−FCの引張強 さについては500℃の66．2kg／mm2，700℃の 56．4kg／mm2そして900℃の64．5 kg／㎜2と700 ℃鋳型での引張強さは小さくなる傾向であった． つぎに1500−WQにおける引張強さは室温鋳型の 79．8kg／mm2，500℃ の71．4 kg／mm2，700℃ の 62．1kg／mm2そして900℃でli68．2 kg／㎜2と なり，傾向としては1500−FCと同様であっt，ま た700℃における引張強さは他の鋳型と比較し て小さくなっており，特に室温鋳型より約22％の 減少であった．鋳造後の鋳型を炉冷することは引 張強さをもっとも低下させた． 4）降伏強さについて 降伏強さは引張試験より測定を行なっfc．図5 は降伏強さに対する鋳込温度と鋳型温度の影響に っいての結果である．1450−ACの降伏強さは室温 鋳型の42．2kg／mm2，500℃の44．1 kg／mm2と 700℃の42．O kg／mm2，900℃の39．9 kg／mm2で あった．1500−ACにおいては室温鋳型の43．5 kg／mm2
C500℃の35．8 kg／mm2，700℃の38．6 kg／mm2
C900℃の41．5 kg／mm2であった。1450−AC の500℃と700℃の降伏強さは1500−AC 500℃ と700℃の鋳型の降伏強さよりも500℃におい て約18％，700℃においては約7％向上する傾向 であった．室温鋳型と900℃における1450−AC と1500−ACの降伏強さの差は認められなかっ た．また，1450−ACの降伏強さは鋳型温度が上昇 するにしたがってわずかに低下する傾向である が，1500−ACにおいては逆に鋳型温度が上昇する にしたがって降伏強さは上昇する傾向であっtt， つぎに鋳造後の冷却条件を種々変化させたときの 降伏強さについて測定した結果は図6に示す．こ の結果によると1500−2hF−AC，1500−FC，そして 150（トWQの降伏強さは1500−ACの降伏強さと は逆に鋳型温度の上昇にともなって減少する傾向 であり，低温鋳型に比べて約10％ほど低下する結 果を得た． 5）伸びについて 伸びの測定結果は図7と図8に示す、図7は鋳 5．0 x4．0 E3．0 至 忘2．0 ξ 1．0 RT 500 700 temperature of mold oC 図7：伸びと鋳型温度との関係 900 込温度1450℃（1450AC）と1500℃（1500AC）で各松本歯学 2（2）1976 鋳型に鋳造後，空冷した試料の伸びを測定した結 果である．この結果によると室温鋳型では1450 ACと1500ACにおいて各々4．4％ 4．6％50（アC において2．3％，3．2％，700℃では2．3％，3．4％，900 ℃では5、0％，3．0％となり，伸びは室温鋳型が大 きく得られた．また，500℃と700℃で小さくな る傾向があったが，1450ACの900℃の伸びは他 の伸びと比較して大きく得られた． 鋳造後の冷却条件を水中急冷，炉冷などした伸 5．0 N4．0 ．S 3．0
8
82．0 5 1．0 01500AC ● 1500−2hF−AC o1500FC A1500UQきi妻
RT 500 700 900 temperature of mold OC 図8 伸びと各種冷却条件との関係一遙い
’一ヌ．。s
＼ x 図9−a：鋳型温度と鋳造欠陥との関係 14518RS ①鋳込温度1450 ’C（150：1500C） ① ②③④ ②スプルー径1．8 mm ③室温鋳型（5：500℃） ④合金名 サンコリウム びについての測定結果を図8に示す．この結果に よると150−ACと1500−2hF−ACとの伸びの測定 値の傾向としては700℃での伸びは500℃ と 900℃と比べて大きい値を示している．一方， 1500−FCと1500−WQの伸びの測定結果におい ては1500−AC，1500−2hF−ACとは逆に70CCの 伸びは500℃と90（PCの測定値と比べて小さくな る傾向であった．これらの伸びの測定結果におい てもっとも小さい値は1500−FCで70〔PCの試料 と1500−2hF−ACの90（｝Cの試料における1．8％ であった．またもっとも大きい伸びは室温鋳型の 1500−ACの4．5％と1500−WQにおける4、2％で あった．以上の結果から伸びが大きくなる鋳造条 件としては1450℃の鋳込温度で900℃の鋳型に 鋳造後，空冷した試料と室温鋳型によって得られ た．逆に伸びが小さくなる条件としては1500℃ で700℃の鋳…型に鋳造し，炉冷した試料と150（PC で900℃の鋳型に鋳造後，2時間加熱し空冷した 試料であった．組 ，．．，．羅
一口≒烹≦・
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図9−b：スプルー名と鋳造欠陥との関係 145127S ①鋳込温度1450℃（150：1500 ’C） ①②③④②スプルー径1，2mm（20：2．O mm） ③鋳型温度 700℃ ④合金名 サンコリウム136 伊藤他：鋳造精度に関する研究（その6）鋳造用Co−Cr・Ni系合金の性質と鋳造条件について
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図9−Cl鋳型温度と鋳造欠陥との関係 145185N ①鋳込温度1450℃（150：1500 C） ① ②③④ ②スプルー径1．8mm ③鋳型温度 500℃ ④合金名 ノビリアム 図9−d：スプルー径と鋳造欠陥との関係 145157N ①鋳込温度1450 C（150：1500 C）①②③④②スプルー径L2㎜
③鋳型温度 700C ④合金名 ノビリアム 蓬5 輌4 邑83
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ol45NO ●145SK ▲ ▲ △ 150NO R丁 500 700 Temperature of mold °C 図10：鋳造欠陥と鋳型温度との関係 900 1．2 1．5 1．8 2．O diameter Of sprue㎜ 図ll二鋳造欠陥とスプノし一径との関係 3．鋳造欠陥について 鋳造欠陥にっいてはCo6°γ線により非破壊検 査した後，欠陥部を研摩して検討した．その結果 を図9a， b， c， dに示す．この検出した鋳造 欠陥の深さをスプルー植立面から欠陥部の最大値 をもって示した．この結果は図10と図11に示す． 図10は合金ノビリアム（NO）とサンコリウム （SK）を用い，鋳込温度，1450 C（145）と 1500℃（150）にて室温，500℃，700℃，900℃の鋳 型に鋳造した試料の欠陥深さの測定結果である． 鋳造欠陥深さは鋳型温度の影響をわずかに受け， 鋳型温度が低いほど深さは大きくなる傾向であっ松本歯学 2（2）1976 た．また，合金と鋳型温度，合金と鋳込温度に各々 交互作用が認められた．つぎに図11にはスプルー 径を1．2，1．5，1．8，2．O mmと各々変化させ70（PC の鋳型に鋳造した試料の鋳造欠陥深さを測定した 結果である．この結果によるとスプルー径が大き くなるにしたがって，鋳造欠陥深さは小さくなり， スプルー部に近くなる．また，欠陥も少なくなる 傾向であった．サンコリウムの鋳造欠陥深さはス プルー径によってノビリアムと比較して大きく影 響を受け，その径が大きくなるほど鋳造欠陥深さ は小さくなる傾向であった．またスプルー径と鋳 込温度が鋳造欠陥深さにおよぼす影響としては ノビリアム合金の2．Ommのスプルー径を除いて 鋳込温度が高いほど各スプルー径における，その 欠陥深さは大きくなる傾向であっte．なおCo6°γ 線による検査結果と研摩による鋳造欠陥検出とは よく一致したものであった． 考 察 1．鋳込温度の影響 本実験で機械的性質に対する鋳込温度の影響は 降伏強さにおいて認められた．この影響としては 500℃と700℃鋳型での降伏強さにおいて鋳込温度 1450℃が鋳込温度1500℃よりも大きい結果を得 た．室温鋳型と900℃の鋳型における降伏強さは 差が認められていない．この点について50℃の温 度差がゆっくり冷却する900℃鋳型により，また 早く冷却する室温鋳型の冷却速度によって打ち消 されたものと考えられるが明白ではない．降伏強 さ以外に鋳込温度の影響は鋳型温度との交互作用 が引張強さ，伸びについて認められている．引張 強さと伸びへの鋳込温度の影響は室温から700℃ までは1450℃よりも1500℃のほうが大きい値を示 している．しかし900℃では逆に1450℃のほうが 両老ともに大きくなっている．炭素鋼などでは鋳 込温度が高い場合，結晶粒の粗大化により伸びは 大きくなることは事実であり，降伏強さは逆に小 さくなると考えられるが本実験では明白な関連性 が得られなかった．一方，組織観察とかたさ測定 においても1450℃と1500℃の鋳込温度の影響は認 められなかった． 2．鋳型温度について 鋳型温度の影響は鋳造組織，かたさ，引張強さ， 伸びに認められた．鋳造組織の場合は鋳型温度が 高いほどデンドライトの粗大化が観察された．こ れはCo−Cr−Ni系合金が溶湯から固体に凝固す る間の固体と液体との共存する時間が鋳型温度が 低いほど短かく，逆に高いほど長くなる．この原 因によって鋳造した試料の凝固様式に差を生じさ ぜ溶湯の熱移動速度の大小に起因し，熱移動速度 が大なほどその溶湯が凝固を終了するのが早くな る．したがって低温鋳型に鋳造することによって 過冷現象を誘発し，結晶として成長可能な核が溶 湯内に，高温鋳型と比較して多く生成することに なり，結晶の微細化がおこる．この凝固様式によ るものは等軸晶的なマクロ組織を呈している．r 方，高温鋳型においては溶湯の熱量はゆっくり鋳 型方向に移動するため，鋳型面より中心に向って 凝固が進行する，また結晶として成長可能な核の 生成する絶体数が少ないために組織は粗大化の傾 向にあり，そのマクロ組織は柱状晶組織を呈して
いる．これらの理論はB．ChalmersやW． C
Wingerdらによって報告されており2［ 3｝，本実験 eこおいて同様な傾向を得た．高温鋳型になるほど 凝固組織は粗大化の傾向にあり，その粗大化にと もなってかたさは減少していた．また引張強さも 室温鋳型と比較して高温鋳型の場合は約10kg／ mm2ほど低くなっている．この点についてT． J． Caterらは鋳型温度そして鋳込温度が低い場合， 結晶粒そして炭化物は微細化し，引張強さは向上 することを報告している4｝．図1，2にみられる 組織はこのT．J． Caterの報告と同様の傾向で あった． 3．冷却条件について 鋳造後の冷却速度は組織，かたさ，引張強さ， 伸び，降伏強さに影響をおよぼすことが認められ た．その冷却条件が組織にもっとも影響したのが 1500−FCと1500−2hF−ACにおいてである． 1500 一 FCの700℃と900℃，1500−2hF−ACの 900℃の試料の組織観察においてはデンドライト と基地との粒界に微細な析出物が認められた．ま た他の冷却による組織上の変化は認められなかっ た．かたさ測定においては1500−ACと1500−WQ は同様な傾向であり，鋳型温度が高くなるほどか たさは低下する傾向である．1500−2hF−ACと 1500−FCにおけるかたさは鋳型温度が高くなる ほど上昇する傾向であった．これは析出物による ものと考えられる．引張強さ，伸びは1500−2hF138 伊藤他：鋳造精度に関する研究（その6）鋳造用Co−Cr−Ni系合金の性質と鋳造条件について 一ACと1500トFCにおいて高温で低下する傾向が 認められている．この伸びの低下は析出物による と考えられ，この点について横堀はオーステナイ ト系合金などの破壊において，粒界に炭化物が析 出することにより脆化すると報告している5｝。 降伏強さは各冷却条件ともに鋳型温度が高温に なるにしたがって低下する傾向を示していた。K． Asgerらによると炭化物の分布状態が機械的性 質を決定するとし，ラメラー状の析出物によって 伸びと降伏強さは減少するとしている6“． H．J． Harcortは鋳造後の冷却を早くしたとき引張強 さは減少し，伸びは上昇するとしている．ゆっく り冷却したとき引張強さは上昇し，伸びは減少す ると報告している7）．しかしながら本実験におい ての冷却条件の違いによる，引張強さの変化は著 しく認められなかったが，ゆっくり冷却した 1500−FCの高温から冷却した試料の強さは低下 する傾向を示していた．また伸びにっいてはH．J． Harcortの報告と同様な傾向であった． 4．鋳造欠陥にっいて 鋳造用Cσ一Cr−Ni系合金の鋳造欠陥は鋳込温 度，鋳型温度とスプルー径によって影響を受ける ことは明らかとなった．この鋳造欠陥は溶湯の補 給が十分に行なわれず，溶湯不足のために生じる 引ケ巣と溶湯中のガスが凝固する過程で放出さ れ，そのガスが外部に逃れることが出来ず内部に 介在する欠陥とがある．本実験では前者が主であ ると考えられ，R． Wlodawerはこの鋳造欠陥の特 徴において，引ケ巣内部にデンドライトが認めら れ，この鋳造欠陥と凝固の関連性は凝固の進行す る過程での固液界面の固体と液体との接触角度に よって溶湯補給の難易さが生じ，このことが原因 一ll§t
畿
図12：鋳造欠陥組織 して欠陥が生じるとしている8）、図12は一次とし てのデンドライトが成長後，溶湯の補給不足に よって，基地となるところが空隙となった状態を 示している．また鋳型温度の低い場合，スプルー 部と鋳造体との凝固は早くなり，スプルーからの 溶湯補給が因難となる．したがって欠陥部は大き くなる傾向を示している．一方，スプルー部の凝 固の終了する時間はスプルー径を変化させた場 合，その径が大きくなるほどにスプルー部の熱量 も高くなり，径の小さいものに比較して遅くなる と考えられる．したがって鋳造体の凝固が終了す る時間に近い状態でスプルー部が凝固を終了し， ある程度の溶湯補給がなされる．そのために欠陥 部のしめる面積は少なくなる傾向であると考えら れる．このスプルー部の凝固終了する時間を長く する方法については湯溜りなどがあり，多くの検 討がなされている9） lo）． 結 論 鋳造用Co−Cr−Ni系合金の鋳造体の機械的性 質については鋳込温度1450℃と1500℃で鋳型 温度を室温，500℃，700℃と900℃に各々鋳造し た．その各々の鋳型に鋳造した後の冷却条件を空 冷，水冷，炉冷など種々変化させ作製した試料に ついて測定を行なった．この他に鋳造欠陥と鋳型 温度との関係およびスプルー径と鋳造欠陥との関 係にっいても検討した． 結果は次の通りである． 1）鋳造後の空冷試料のかたさは鋳型温度が高 くなるほどわずかに低下する傾向にあった．鋳込 温度の差はかたさ測定結果においてみとめられな かった． 2）炉冷試料は炉冷温度が高いほどかたさは大 きくなる傾向であった． 3）鋳造後，水中急冷した試料のかたさと空冷 した試料のかたさはほとんど差が認められなかっ た． 4）引張強さおよび降伏強さは室温鋳型に鋳造し た試料が他の条件下で鋳造した試料よりも高い値 を得た． 5）伸びについては室温鋳型に鋳造した試料が 大きくなる傾向であった．また伸びが小さくなる 条件としては炉冷試料と2時間加熱後空冷した試 料であった．松本歯学 2（2）1976 6）組織観察においては高温鋳型に鋳造した場 合，結晶の粗大化が認められた．また900℃から の炉冷試料の析出物は著しいものがあった． 7）鋳造欠陥深さにおいては鋳型温度の影響よ りスプルr径の影響が大であり，スプルー径の太 いほどスプルー直下に欠陥が集中する傾向であっ た． 8）以上の結果から鋳造用Co−Cr−Ni系合金 の機械的性質は高温鋳型に鋳造した試料に比べて 低温鋳型に鋳造した試料はすぐれた傾向であっ た． 文 献 1）伊藤充雄，永沢 栄，高橋重雄，山根照人桜井 和子（1976）鋳造精度に関する研究Co−Cr−Ni系 合金の鋳造精度その4．歯科学報，76：23∼31． 2）Chalmers． B．，（1964）Principles of Solidification， 150．John Wiley＆Sons， Inc． New York． 3）Winged， W． C．（1964）An Introduction to Soli． dification of Metals， 38。 Charles E Tutde Co． Inc． London． 4）Carter， T． J． Kido， J． N．（1965）The pr㏄ision casting of Cobalt−Chromium alloy． Brit． dent． J．18：431−436． 5）横堀武夫（1963）材料強度学，岩波．東京 6）Asger， K． and Peyton． F．（1961）Effect of mic− rostructure on the physical propenies of Co− balt−base alloys． J、 dent． Res．40：63−72 7）Harcourt， H． J，（1964）The effects of variation in cooling rates and heat−treatment on Co・ balt−Chromium alloys． Brit． dent． J．2：475− 483． 8）Wlodawer， R．（1966）Directional Solidification of Steel Castings，17 Pergamon Press Ltd． Dusseldorf． 9）桜井貞雄，鈴木 暎，山口重雄（1955）湯溜りの 効果に関する実験．歯材器学会誌，2：77∼81． 10）新明永江（1959）湯溜りの効果に関する研究．歯 材器学会誌，4：26−45．
