JP2000510769A

JP2000510769A - 腐食性溶融金属の処理装置

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Publication number: JP2000510769A
Application number: JP09543098A
Authority: JP
Inventors: ミヘリッチ，ジョン; デッカー，レイモンド，エフ．
Original assignee: シクソマット，インコーポレイテッド
Priority date: 1996-05-31
Filing date: 1997-05-29
Publication date: 2000-08-22
Anticipated expiration: 2017-05-29
Also published as: US5819839A; ATE220961T1; IL127311A0; WO1997045218A1; KR20000016176A; EP0925131A1; NO985570D0; EP0925131B1; ES2179350T3; HK1019420A1; AU3234797A; AU732039B2; DE69714270T2; JP4256472B2; BR9709631A; NO985570L; AR008224A1; TW340811B; IL127311A; US5711366A

Abstract

(57)【要約】例えばアルミニウムのようにチキソトロピー状態の間は非常に腐食性の強い材料を処理する装置である。この装置は入口を通して材料を受け入れるようになされた胴部を含む。胴部の内部で材料は加熱され、撹拌されて、非常に腐食性の強い半固体スラリーを形成し、これがノズルを通して胴部から排出される。胴部は第１材料で作られた外層と、Ｎｂ基合金で作られて外層に結合される内層とを有して構成される。胴部内の通路の中にはスクリューが配置され、そのスクリューの回転が材料にせん断作用を及ぼすと共に、胴部を通してその材料を移動させる。スクリューは異なる材料で作られた内側コアーに対して分子結合されたＮｂ基合金で作られた外層を有して構成される。Ｎｂ基合金は処理される材料の腐食性に抵抗する。

Description

【発明の詳細な説明】腐食性溶融金属の処理装置発明の背景１．発明の分野本発明は一般に、溶融状態または半溶融状態のときに研磨性で非常に腐食性および侵食性の強い溶融金属材料または半溶融金属材料を処理する装置および構成部材に関する。本発明が特に有用とされる金属材料のこのような１つの群はアルミニウムおよびアルミニウム合金であるが、他の群はアルミニウムを含有する亜鉛合金である。２．従来技術の説明或る種の金属および合金は大気温度にて樹枝状結晶組織を示し、また熱およびせん断作用（shearing）を加えることでチキソトロピー(thixotropic)状態に変換できることが知られている。加熱時にこの材料は、固化温度（solidus temper ature）よりは高いが液化温度（liquidus temperature）よりはまだ低い温度にまで昇温されて保持される。これにより半固体スラリーが形成される。せん断作用は半固体材料中に樹枝状固体粒子が展開するのを抑制する。この結果、半固体スラリーの固体粒子は減成樹枝状組織（degenerate dendritic structure）と一般に称される組織を含むことになる。参照することで本明細書に組み入れられる米国特許第４６９４８８１号および同第４６９４８８２号の２つの特許は、金属材料をそのチキソトロピー半固体状態に変換する方法を開示している。米国特許第４６９４８８１号は特に、固体形状の材料がまず押出機へ給送され、その後液化温度より高い温度まで加熱されてその材料を完全に液化させるような処理を開示している。この材料はその後、その材料の液化温度より低いが固化温度よりは高い温度にまで冷却される。液化温度より低い温度となるように冷却される間、その材料はせん断作用を受け、その速度（rate）は半固体材料の固体粒子における樹枝状組織の完全な展開を防止する速度とされる。この２つの特許のうちの他方の特許すなわち米国特許第４６９４８８２号は、材料がその固化温度よりも高い温度にまで加熱され、材料の一部分が液相を形成して、その液相中に樹枝状組織の固体粒子が浮遊している場合の処理を開示している。この半固体材料はその後、樹枝状組織の少なくとも一部分を破壊してチキソトロピー状態が形成されるようにするのに十分なせん断作用を受ける。チキソトロピー材料および特にマグネシウム合金を処理するために上述した２つの方法によって形成された装置が米国特許第５０４０５８９号に開示されている。この装置は押出し胴部（extruder barrel）を含み、その内部には往復作動スクリューが配置されている。この押出し胴部は、バイメタル構造を有して開示されており、これにおいて胴部の外殻は７１８合金、すなわち６００℃を超える作動温度においてクリープ強度および耐疲労性を与える高ニッケル合金で作られている。考慮される温度の下ではマグネシウムの存在する中で７１８合金は直ぐに腐食および侵食を生じるので、高コバルト基材のライナーが７１８合金の外殻内面に焼き嵌めされる。高コバルト材料はストゥーディー−ドローロ−ステライト・コーポレーション（Stoody-Doloro-Stellite Corporation）その他によって製造されているステライト１２として開示されている。この装置のスクリューはそのフライト部（flight）に適当な硬さの表皮を有してモールド型加工工具鋼で形成されて開示されている。米国特許第５０４０５８９号明細書では硬い表皮の材料は全く述べられていない。この特許の開示内容も参照することで本発明面に組み入れられる。上述構造はマグネシウム合金には良好に作用するが、アルミニウム、アルミニウム合金および亜鉛合金のようなマグネシウム合金よりも腐食性の強い材料と使用するには適当でなく、より腐食性の強い材料と使用するためにその装置をどのように構成すればよいかの指導は全く与えられていない。より腐食性の強い材料と使用される場合、米国特許第５０４０５８９号に関連して上述したライナーおよびスクリュー表皮の材料が処理材料によって腐食され侵食されるのが見られる。これはまた、胴部ライナーおよびスクリュー表皮に対する処理材料の付着、処理材料中へのライナーおよび表皮の溶解、およびその後における溶融部分への溶解材料のとり込みが生じる。明かにこれは望ましくない状況である。何故なら、その後にモールド成形部品を形成する材料の特性を変化させてしまうからであり、また押出機の寿命を短縮してしまうからである。従来技術の方法および装置の前述した制約および欠点、ならびに上述では特に説明しなかった他の不利益に鑑み、射出モールド成形、ダイキャスト、鍛造その他の工程においてチキソトロピー材料をモールド成形する利益をさらに活用できるように改良された装置の必要性がこの分野に依然として存在していることは明白である。それ故に本発明の第１の目的は、溶融状態または半溶融状態において、また高温領域において非常に腐食性および侵食性の強い材料を処理するのに特に適用される装置および構成部材を提供することにより、上述の要望を実現することである。本発明の他の目的は、溶融された半固体アルミニウム、アルミニウム合金および亜鉛合金を処理するために特に適用される装置および構成部材を提供することである。本発明のさらに他の目的は、高いクリープ強度、耐侵食性、耐腐食性、耐熱疲労性（何千回もの冷凍、解凍および６４９℃（１２００°Ｆ）へ加熱するサイクルに耐える）、適合した膨張係数、および溶融または半溶融状態での上述した材料処理の厳しさに十分耐える材料層結合を示す装置および構成部材を提供することである。発明の概要要約すれば、本発明により上述した金属材料を処理できる、すなわち半固体のチキソトロピー状態に調整できる装置および構成部材を提供することによって、これらおよび他の目的は達成される。この状態においては、本発明を適用できる金属材料は非常に腐食性および侵食性が強いが、後でモールド成形品として形成することができる。本発明の装置は液体状態または半固体状態で非常に腐食性および侵食性が強い材料を処理することを特に意図している。本明細書の説明で使用されるように、これらの非常に腐食性の強い材料は一般に溶融マグネシウムの場合の速さすなわち換言すれば１０μｍ／時間より速い速度で構造材料を侵食すなわち溶解する。代表的な処理材料には、制限するものではないが、以下の材料およびその合金が含まれる。すなわち、アルミニウムおよびアルミニウム合金、亜鉛合金および亜鉛−アルミニウム合金である。本明細書では、処理され、モールド成形される材料としてアルミニウムまたはアルミニウム合金だけを引用するが、そのような引用は簡潔および明瞭にするためになされるだけであり、この記載を超える本発明の範囲を制約または制限するものでは全くない。一般に本発明の装置および構成部材は胴部を含み、この胴部は一般にその胴体の一端へ向けて配置された入口を通してアルミニウムを受け入れるようになされる。材料は固体形状（ペレット、チップ、フレーク、粉末その他）か、または溶融形状（液体または半固体）のいずれかで受け入れられることができる。一旦胴部の通路内部で未溶融アルミニウムが約６００℃の予め定めた温度にまで加熱され、溶融アルミニウムもその温度にまで加熱されるかその温度に保持される。いずれの状況においても、処理温度は材料の固化温度より高く且つ液化温度よりも低く、材料が押出機を出るときに半固体状態であるようになされる。また胴部内部にある間、アルミニウムはせん断作用を受ける。せん断作用の速度は半固体溶湯内で樹枝状粒子の完全な形成を防止するのに十分な速度とされる。これにより溶湯はチキソトロピー状態に調整される。このせん断作用は胴部の通路内部に配置された回転スクリューによって誘起され、スクリュー本体に形成された螺旋ベーンすなわちスクリューフライトによってさらに強化される。強化されたせん断作用は胴部とスクリューフライトチップとの間の環状空間内に発生される。スクリューの回転はまたチキソトロピー状態のアルミニウムを胴部入口から胴部のノズルへ向かって全体的に移動させる。せん断作用をさらに向上させるために、ベーンを有するインペラがスクリューと共に、またはスクリューに代えて使用できる。半固体のチキソトロピー状態において、アルミニウムは非常に腐食性および侵食性が強い。従来技術に関連して説明したステライト１２のような既存の構造材料は、アルミニウムを含有する溶融合金に露出されたときに速い溶解速度を示す。したがって、先に説明した装置はアルミニウムを処理するのに使用できない。試したところ、アルミニウムはスクリューを胴部に溶着させてしまった。例として、溶融アルミニウムをダイキャストする現在の装置および方法は鋼製およびセラミック製の射出スリーブを使用している。この射出スリーブは定期的に冷却され、溶融アルミニウムによる鋼製スリーブへの付着（ピックアップ）および侵食を最少限に止めるために被覆が施される。腐食性および侵食性は露出時間が制限される「コールドチャンバ」式ダイキャスト技術によって制限できる。しかしながらこれらの処理装置は製造状況での理想に遠いことが立証されている。セラミック材料は使用されているが、亀裂を発生するので大衝撃を受ける部材への適用は制限されている。胴部内部の環境も強い摩耗環境にある。これは胴部と回転スクリューとの間の緊密嵌合（close fit）並びに胴部を通って溶湯がせん断移動する結果である。耐侵食性および耐腐食性に加えて適当な胴部または他の構成部材は高いクリープ強度（１４０６ｋｇ／ｃｍ²（２００００プサイ）までの圧力）および高い耐熱疲労性（数千回の冷凍／解凍および６４９℃（１２００°Ｆ）へ加熱するサイクル）を示さなければならない。溶融金属による腐食は幾つかの異なるメカニズムによって発生する。これには制限するわけではないが、化学的溶解、界面反応、還元および鑞接（soldering ）が含まれる。上述の試みにおいて、異なるメカニズム間の相違を識別するために研究を指示されてはおらず、商業的に受け入れられるために必要な耐えるべき溶解速度として一般に明示できる大体の全体的な腐食速度および侵食速度を得るための研究が指示されている。発生する実際の腐食および侵食のメカニズムは単純な溶解よりも一層複雑である。この目的のために、速い溶解速度は１０μｍ／時間より速い速度と定義される。本発明の発明者はかなり多数の試験および評価を行った結果、アルミニウムおよび亜鉛合金を含む非常に腐食性および侵食性の強い材料が押出機に過大な損害を与えることなくそれらの材料をチキソトロピー状態に調整することができる新規な押出機構造を開発した。押出機の胴部は、耐クリープ性の第１材料の外層が耐腐食性および耐侵食性の第２材料で作られた内層で内張りされて構成される。外層材料は７１８合金で、内層材料はＮｂ−３０Ｔｉ−２０Ｗ合金であるのが好ましい。外層材料は９０９合金で、内層材料は窒化されたＮｂ−３０Ｔｉ−２０Ｗ合金であるのがさらに好ましい。内層および外層の結合は、焼き嵌めするか、または２つの層間にバッファ層を配して両構成部材をヒッピング（HIPPING）結合することで達成される。胴部の通路内部にスクリューが配置され、そのスクリューの回転が材料にせん断作用を与え、また胴部を通してその材料を移動させるように作用する。スクリューは、Ｎｂ−３０Ｔｉ−２０Ｗ合金で作られた外層が、工具鋼、９０９合金または７１８合金のような材料で作られたコアー層に対して機械的また物理的に結合されて構成される。スクリューは９０９合金のような合金の上に同様に膨張率の小さい窒化Ｎｂ−３０Ｔｉ−２０Ｗ合金を有することが好ましい。これは耐クリープ性、耐摩耗性および耐熱疲労性を最大限にする一方、熱膨張係数の不一致による結合破壊を最少限に止める。押出機の押出しノズル、ボール式チェック装置、ピストンリング、スライドリング、シール、バルブ本体、戻り止めバルブおよびバルブ本体、リテーナー、グースネックおよびシールを含む付随的構成部材は、Ｎｂ−３０Ｔｉ−２０Ｗ合金を被覆されるか、またはＮｂ−３０Ｔｉ−２０Ｗ合金の一体組織とされる。長期に及ぶ試験開発を通じて、後でモールド成形するために商業的にアルミニウムをチキソトロピー状態となす処理を可能にするために、上述した押出機構造が決定されたのであり、このようなことは上述した制限のためにこれまでは不可能であった。図面の簡単な説明図１は本発明の原理によって非常に腐食性および侵食性の強い金属をチキソトロピー状態とするように処理する装置の１実施例の概略図、図２は本発明の原理によって非常に腐食性および侵食性の強い金属をチキソトロピー状態とするように処理する他の装置の概略図、図３は外殻材料、バッファ材料および結合（機械的および物理的）された外層により形成されている本発明で使用される胴部の断面図、図４は殻層および機械的に結合された内層により形成されている本発明で使用される胴部の断面図、図５は本発明の原理により構成されたスクリューの断面図、および図６は本発明の原理により構成されたノズルの断面図である。図７は本発明の原理により構成された第２ノズルおよび胴部の断面図である。好ましい実施例の詳細な説明本明細書では明瞭化のためにアルミニウムのみを引用するが、本発明はチキソトロピー状態において非常に腐食性および侵食性の強い材料を処理する装置を開示する。図１に見られる符号１０を付された装置は、溶融アルミニウムをチキソトロピー状態に調整して、アルミニウムがその後に物品としてモールド成形（射出、ダイキャスト、鍛造その他）できるようにするのであり、その特定の形状は本発明に関係しない。図１にのみ全体的に示されている装置１０は往復作動する押出機１１を含み、この押出機１１はモールド型１６に連結された胴部１２を有する。押出機の胴部１２は一端の近くに配置された入口１８、および他端に向かって配置された出口２０を含む。入口１８は固体粒子、ペレットまたは液体の金属給送装置２２から金属材料を受け入れるようになされている。胴部１２に受け入れられるときの金属材料の状態に応じて、加熱部材２４がその金属材料を予め定めた温度にまで加熱するか、その温度に保持して、材料を２相領域となす。この領域において胴部１２の内部の材料温度はその材料の固化温度と液化温度との間にあり、材料は固相と液相との両方を有する平衡状態にある。往復作動するスクリュー２６が胴部１２の内部に配置され、また作動装置３６によって回転されて、ベーン５０により胴部１２を通して材料を移動させると共に、材料がせん断作用を受けるようにする。せん断作用は材料が液相によって囲まれた丸い減成樹枝状組織を有するチキソトロピースラリーとなるように調整する。一旦適当量の材料がスクリュー２６のリップ２７を超えて胴部１２の前端部２１に集められると、スクリュー２６が急速に前進され、出口２０およびノズル３０を通してモールド型１６内へと材料を圧送する。スクリュー２６の前進時に材料が後方へ向かって流動するのを逆止めバルブ３１が防止する。モールド型１６の内部で材料は凝固し、その後に射出モールド成形部品がモールド型１６から取り出される。チキソトロピースラリーからダイキャスト部品を形成する第２の装置１０’が図２に示されている。この第２の装置１０’も押出機１１’を含み、この押出機１１’は射出スリーブ１４’に連結され、さらにモールド型１６’に連結された胴部１２’を有している。胴部１２’はその一端の近くに配置された入口１８’ と、他端へ向かって配置された出口２０’とを有する。入口１８’は第１温度の固体粒子、ペレットまたは液体金属の供給源である給送装置２２’から材料を胴部１２’内へ受け入れる。出口２０’は第２温度の材料を胴部１２’から送り出すようになされている。適当な温度勾配を確立することで、胴部１２’の周囲の加熱部材２４’は材料を２相領域に加熱するか、またはその代わりに第２温度にまで冷却するように作用する。この第２温度は材料の固化温度および液化温度の間にあり、材料は半固体状態となり、すなわち一次α固相と液相との間で熱力学的平衡状態にある。非往復作動式の押出しスクリュー２６’が胴部１２’の内部に配置されて回転され、材料温度が第２温度となるように調整しながら機械的せん断作用を材料に与えるようにして、胴部１２’を通して入口１８’から出口２０’へ材料を移動させる。これらの作用の組み合わせにより、材料内部で液相に囲まれた丸い減成樹枝状粒子で構成されるチキソトロピー組織が作り出される。第２胴部２８’すなわち入口通路および出口ノズル３０’を有するスリーブで構成された射出スリーブ１４’は材料を胴部１２’の出口２０’から受け入れる。射出スリーブ１４’の内部には軸線方向に移動できるように流体圧作動ラム３２’が取り付けられており、この流体圧作動ラム３２’は５０８ｃｍ／秒（２００インチ／秒）までの速度で加速できることが好ましい。押出機１１’から射出スリーブ１４’へ給送される半固体チキソトロピースラリーの予め定めた量を計測するために、制御装置３４’が給送装置２２’と押出しスクリュー２６’を回転させる駆動機構３６’とに連結されている。流体圧作動ラム３２’の１回の射出サイクルでモールド成形できる量に等しい量の材料が射出スリーブ１４’内に受け入れられると、スクリュー回転が中断され、制御装置３４’はノズル３０’へ向かう流体圧作動ラム３２’の作動を開始させる。これとほぼ同時に、制御装置３４’はバルブ３８’を閉じ、このバルブは流体圧作動ラム３２’の移動時に射出スリーブ１４’内への入口を密閉する。バルブ３８’は流体圧作動ラム３２’の前進移動時に押出機１１’内に材料が逆流するのを防止する。さらにバルブ３８’は、流体圧作動ラム３２’が射出スリーブ１４’の入口と出口ノズル３０’との間に位置されたときに、流体圧作動ラム３２ ’の一般に後方を材料が胴部２８’の中へ流入するのを防止する。バルブ３８’ は周知のさまざまなスライドゲートバルブのうちの１つとすることができる。各種構成部材の特定構造を詳述する以下の説明において、図２に見られる装置１０のみを参照する。しかしながら以下に概略を説明する構造は、同じ構成部材が（’）を付されている図２に見られる装置１０’の対応する特徴および構成部材に対して等しく適用できることが理解されよう。説明した構造は、したがって説明されている特定形状に制限することを意図しておらず、またそのように理解すべきではない。本発明の特定構造に達することで、多数の研究から非常に腐食性の強い材料を処理することのできる胴部１２、スクリュー２６、バルブ３８、ノズル３０および他の構成部材を形成する候補となり得る代表的な材料を決定するように導かれた。明らかな最初の決定は、構造材料が高い溶融温度、処理される材料による溶解に対する耐性、並びに良好な製造性、強度および靭性を有していなければならないことである。アルミニウム中での溶解に関する最初にテストされた合金は、したがってＦｅ、Ｎｉ、ＴｉおよびＣｏ基合金であった。溶融アルミニウムによって材料が溶解される一般的な工業分野での知識は最少限である。液体金属による腐食および侵食の最大の知識はＮａおよびＬｉによる腐食および侵食に特定されており、これらの材料はしばしば原子力反応装置の冷媒として使用されている。これらの材料に関する情報は溶融アルミニウムには直接適用できない。何故なら相関係が相違するからである。上述材料の溶解を評価するにおいて、提案された構造材料の各々のストリップがチタン（Ｔｉ）製撹拌器のブレードの１枚として使用された。この撹拌器は６００℃の２相領域に保持されているアルミニウム合金を撹拌するのに使用された。撹拌速度は２００ｒｐｍにて一定に保持された。数時間の撹拌後、ストリップが取り外され、せん断され、研磨されて、マイクロメータステージを有する光学的マイクロスコープを使用してそれらの厚さの変化が測定された。このテスト結果は表１に記載されている。表１：６００℃のアルミニウム合金中で２００ｒｐｍでの候補材料の腐食／侵食速度試験結果により示されるように、Ｔｉ基合金は最小の溶解速度を与える。全ての合金は表面に界面反応層、すなわちアルミニウム層を形成するのが見られた。アルミニウムは多くの金属と安定した化合物を形成するので、これは予想できた。アルミナイド（aluminide）層が形成された後、このアルミナイドが溶解することで小さい溶解速度が測定されるらしい。これから、アルミニウム中で低い溶解度を有するアルミナイドが長い露出時間にわたって作用すると決定された。アルミニウム中での溶解性の初期の指針に達するために、アルミニウムとのそれぞれの部材の２相線図が使用された。溶質が液体アルミニウム中で溶解されるときの共晶の形成は液体の自由エネルギーの減少を意味するので、これは溶質が溶解する傾向を増大させる。共晶形成物質（eutectic former）の例は、Ｆｅ、Ｎｉ、ＣｕおよびＣｏである。反対作用である溶解による自由エネルギーの増大は包晶の形成によって暗示される。これは、その部材またはそのアルミナイドを溶解させるために温度が高められねばならないことを意味する。それ故にＴｉ、Ｎｂ、Ｖ、ＺｒおよびＷのような包晶形成物質は本発明によれば上述した共晶形成物質に比べて、溶融アルミニウムによって溶解されないように一層抵抗することが期待される。これはテスト結果によってさらに裏付けられた。Ｎｂ−３０Ｔｉ−２０Ｗの基準組成を有するＮｂ基合金は米国イリノイ州ノースシカゴに所在のサーフェース・エンジニアリング社によってＴＲＩＢＯＣＯＲ５３２という名称で市販されている購入可能な合金である。このＮｂ合金の全ての合金元素はアルミニウムと包晶を形成するので、この合金がさらに研究された。多くのセラミックスは溶融アルミニウムに対して優れた耐溶解性を有する。靭性および摩耗に関しては、セラミックの性能は気孔および元素Ｓｉが無ければ証明されている。気孔が存在すると、ＴｉＢ₂およびＳｉＣの複合セラミックは初期テストでアルミニウムにより溶浸されるのが見られた。溶浸は予め存在する相互連結された気孔を通って通常発生する。セラミック材料に気孔は無いが、自由Ｓｉをが含まれている場合、このＳｉはテスト時に溶解を生じて、アルミニウムが溶浸するのを許容した。溶浸したアルミニウムの冷凍および解凍を繰り返す熱サイクルは、時間外でセラミック材料に亀裂の形成を促し、最終的にセラミック材料を破壊した。それ故にセラミック材料の溶浸はどんなに費用をかけても回避されねばならず、セラミック材料はアルミニウム中で容易に溶解する相互に連結された相があってはならない。米国ニューヨーク州ナイアガラフォールに所在のカーボランダム・コーポレーション社によって製造されているヘクサアロイ（He xalloy）Ｓａは、そのようなセラミック材料の１つである。ＷＣサーメットもまた溶融アルミニウム中で溶解速度の小さいことしが見い出された。しかしながらＷＣサーメットの一般的な結合剤であるＣｏおよびＮｉは上述で見たようにＴｉに比べて耐溶解性が劣る。Ｔｉ、Ｎｂ、ＺｒおよびＷ（全てアルミニウムによる溶解に対する優れた耐性を有する）のような包晶形成結合材が使用されるならば、ＷＣサーメットの性能は改善できるであろう。サーメットは悪いことに価格が高く、靭性および製造性に劣る。商業的にＷＣサーメットは包晶形成物質と結合されない。セラミックおよびサーメットはいずれもこの処理装置における厳密な熱衝撃および機械的衝撃の生じる環境のもとで亀裂発生に抵抗するために必要な靭性に不足している。溶融アルミニウムの環境が腐食性であるために、このように使用されるＦｅ、ＮｉまたはＣｏのいずれの合金も寿命を延長するために表面被覆すなわち表面処理されねばならない。セラミック被覆は熱サイクルおよび亀裂発生のために実際的でないことが立証されよう。切削工具のような一般的な摩耗部品は、一般にＴｉＣやＴｉＮを被覆されており、これらが考慮された。カーバイドおよび上述した他金属の窒化物がＴｉＣおよびＴｉＮに代えて使用できた。本発明の胴部１２、スクリュー２６および他の構造部材を構成するのに選ばれた材料は作動温度において良好な強度、靭性および耐摩耗性に加えて良好な製造性を有していなければならないので、セラミックおよびサーメットは良好な耐溶解速度を有してはいるが、本発明の大きな構成部材のための適当材料ではないと結論された。上述した初期の溶解テストから、Ｔｉ合金およびＮｂ合金は本発明の装置の構造材料として最高の潜在能力を示すように見られる。これらの種類の合金に課した他のテストがその後行われた。各種のＴｉ合金がテストされ、それらのＴｉ合金の幾つかがアルミニウム合金の陽極処理に似たタイオダイジング（tiodising）を受けた。Ｎｂ合金は上述したのようにＴＲＩＢＯＣＯＲＥ５３２で、この材料の試料が上述した供給元から２種の異なる表面処理ＮおよびＣＮ（それぞれ窒化および浸炭窒化される表面処理）を施されて供給された。他の溶解テストをする前に、ＴｉおよびＮｂ合金はその各種試料が実際に表面処理されたことを保証するために試験された。１つの実験では５５Ｎｂ−Ｔｉが撹拌ロッドとして使用され、６２５℃の３５６／６０１アルミニウム合金内に浸され、２０５ｒｐｍにて１２時間にわたって撹拌された。このロッドはアルミニウムに対して完全に耐えたが、５５ＮｂーＴｉのＳｉ作用によってＳｉにおける高いパッチ（patch）を示した。溶解速度に関するＴｉおよびＮｂ合金のさらなるテストにおいて、先に説明したように設定されたテストが使用され、材料は１１時間にわたって撹拌された。このテストの結果ならびにテストした合金の各々の固有値は表２に与えられている。表２：ＴｉおよびＮｂ合金の腐食／侵食速度の１１時間テストテスト後に試料のミクロ組織を試験することで、アルミニウム溶湯に露出されたときにＴｉ試料の全てがアルミナイドを形成することが示された。アルミナイド層の厚さは異なる箇所で、また異なる合金で３０μｍ〜６０μｍの範囲で変化した。酸化層はタイオダイジング処理を施した試料では存在しておらず、それ故にタイオダイジング処理は溶融アルミニウムによる侵食作用に抵抗する保護層を改善しないと結論された。溶融アルミニウムに露出された後にＮｂ合金のミクロ組織はその表面近くで変化せずに保持された。それ故に溶融アルミニウムに対する露出はＮｂ合金にアルミナイド層を形成することにならなかった。このテストから、Ｎｂ合金はＴｉ合金よりもかなり小さい溶解速度を与えること、タイオダイジング処理を施したＴｉ合金の溶解速度はタイオダイジング処理を施していない同じＴｉ合金の溶解速度と似ていること、Ｔｉ合金に関してはＴｉ−Ｐｄ合金が最少の溶解速度を示すこと、およびＮｂ合金の２つの異なる表面処理は溶解速度において有意な差を生じないことが分かった。表面処理したＮｂ合金は溶融アルミニウムによる耐溶解性でＴｉ合金よりも優れていることを示すのに加えて、Ｎｂ合金のバルク硬度（bulk hardness）はＴｉ合金が約３００ＨＶ（５０ｋｇ）であるのに比べて約６００ＨＶ（５０ｋｇ）であることが注目される。さらに、Ｔｉ合金に形成されたアルミナイド層が摩耗して連続的に除去されるなら、Ｔｉ合金の溶解速度は装置を使用する期間にわたって増大する。本発明の装置のさまざまな合金における作動温度の作用の比較において、基金属の絶対溶融温度が目安として使用された。Ｎｂに関しては２７４０Ｋで、Ｔｉに関しては１９５０Ｋである。本発明の装置１０の作動温度は約９００Ｋであり、これはＮｂの絶対溶融温度の３３％で、Ｔｉの絶対溶融温度の４６％である。これから、関連する作動温度においては、Ｎｂ基合金が機械的およびマクロ構造的にＴｉ合金よりも一層安定していると結論された。上述のテストは、溶融アルミニウムに対して良好な耐溶解性を示すことがこれまで知られていなかった合金を生み出す一方、本発明により構成される装置１０がこの材料で構成できるか否かの判断を残した。本発明による完全寸法の胴部を製造する試み、および上述したＮｂ合金の使用において、胴部１２は７１８合金の層４０の外側部分で構成された。外層１４は全長が１９３ｃｍ（７６インチ）、外径が１７．８ｃｍ（７インチ）および内径が６．３５ｃｍ（２．５インチ）であった。少なくとも０．５ｃｍ（０．２インチ）の厚さを有するＮｂ基合金製ライナーすなわち層４２が望まれた。Ｎｂ基合金（約９／℃（５／°Ｆ））と７１８合金（約１４．９／℃（８．３／°Ｆ））との間の膨張係数がかなり異なるので、ライナー４２を外側部分１４の内径面の内側に焼き嵌めすることは実際的でないと考えられた。アルミニウムの処理に関しての関連技術による指導は全くないので、０．５ｃｍ（０．２インチ）のＮｂ基合金製の内層４２すなわちライナーを外層１４の内径面の内側に直接にヒップ（HIP）結合にすることが試みられた。７１８合金製の外層１４に内層１６を直接結合することは、材料界面に許容できる接着を形成できなかった。これは異なる界面に異なる相が形成されるためである。次ぎに、金属学的結合を向上させて材料間の熱膨張の遷移状態を形成するために、ヒッピング結合の前にＮｂ基合金と７１８合金との間に結合層４４を挿入することが試みられた。この結合層４４は最初は１０２６鋼（０．２６炭素）で構成され、約０．２５４ｃｍ（０．１０インチ）の厚さを有していた。鋼からの炭素を受け取ったＴｉＣが脆性であるためにＮｂ基合金／鋼の界面は失敗であった。Ｎｂ基合金製の層４２を外層４０の内径面にヒップ（HIP）結合する他の試みが、結合層４４として低炭素鋼すなわち１０１０鋼（０．１０炭素）を使用した。この結果、Ｎｂ基合金製の層４２は７１８合金製の外層４０に満足に結合した。図３に見られるようにＮｂ基合金のヒップ結合は、７１８合金製の外層４０を鉄製の缶４６の内側に、シート鋼製の界面部材および粉末形状のＮｂ基合金を該缶上に介在させて配置することによって、一層明確に遂行された。缶４６はその後に真空下で減圧され、密閉され、１１２７℃（２０６０°Ｆ）でヒップ結合された。ヒッピング結合後、複合形成された胴部は７６０℃（１４００°Ｆ）で１０時間にわたる時効化、６４９℃（１２００°Ｆ）までの冷却および２４時間に及ぶ保持、およびその後の空冷を伴う熱処理を受けた。７１８合金製の外層４０に対するＮｂ基合金製の内層４２の結合は良好であることが立証された。胴部１２を構成する他の有利な方法は、外層４０を構成するのにＮｂ基合金の膨張係数と密接に接近した膨張係数を有する合金の使用を伴う。７１８合金に比較して、９０９合金はＮｂ基合金の膨張係数に一層接近した膨張係数を有している（表３を参照）。表３：６４９℃（１２００°Ｆ）での熱膨張係数Ｎｂ基合金を胴部の９０９合金製の外層４０に直接に結合する試みにおいて、遊離したＮｂ基合金粉末のヒッピング結合はＮｂ基合金を外層４０の内径目に結合させることにならなかった。それ故に、結合層は上述したように使用されるものと考える。しかしながら、９０９合金とＮｂ合金との間の相対的な熱膨張係数により、９０９合金製の僅かに大きい熱膨張係数を使用してＮｂ合金製のライナー４２を圧縮状態にするように、Ｎｂ合金製のライナー４２を外層４０の内側に焼き嵌めできることも考えられる。このような胴部１２は図４に示されている。Ｎｂ合金製のライナー４２の窒化は焼き嵌めの前に行われ、また強靭なコアーである外側層４０の上に硬い表面を有利に形成するために行われる。これは最適な耐摩耗性、耐腐食性および耐侵食性を与える一方、装置の衝撃およ熱サイクルに抵抗するために必要な靭性を保持する。したがって、窒化は単体のＮｂ合金部品である構成部材（以下に説明するように）に対し、また焼き嵌め後のライナー４２に対し、またはヒップ結合されたライナー４２に対して実施できる。Ｎｂ合金の窒化のための調整は表４に記載されている。表４：１０６６℃（１９５０°Ｆ）におけるＮｂ合金の窒化小さい寸法の胴部にはＮｂ合金で作られた単体構造が使用できる。装置１０の内部のスクリュー２６は、その構造部に機械加工された平坦チップ５１を有するベーン５０を備えた単体のＮｂ合金製構造として、また７１８合金、９０９合金または工具鋼製のコアー５２（図５に見られるような）に取り付けられた機械的（例えばキーを形成されたり、ねじ止めされる）シース４８（ベーン５０を有する）を有して、または機械加工されたベーン５０を有するコアー５２にＮｂ合金製の層４８をヒップ結合して製造できる。耐クリープ性および耐熱サイクル性を得るために、Ｎｂ合金は９０９合金製のコアー５２または５２にヒップ結合されるのが好ましい。６４９℃（１２００°Ｆ）での良好な耐クリープ性は装置の胴部１２およびスクリュー２６に欠くことができない。上述から、７１８合金や９０９合金は、装置装置１０のこれらの荷重を支持する構成部材のコアーを形成するのに好適であることが発見された。何故なら、それらの応力−破壊強度は、６４９℃（１２００°Ｆ）で１００００時間の使用寿命に関して約２１０９ｋｇ／ｃｍ²（３００００プサイ）であり、工具鋼よりも格段に優れているからである。６４９℃（１２００°Ｆ）での７１８合金および９０９合金に関する降伏強度はそれぞれ９８４２ｋｇ／ｃｍ²（１４００００プサイ）および８７８８ｋｇ／ｃｍ²（１２５０００プサイ）である。単体のＮｂ合金（Ｎｂ−３０Ｔｉ−２０Ｗ合金）製のノズル３０（図６に見られる）およびバルブ３８もまた窒化および不窒化の両方の形式で満足に構成されてテストされ、２０〜３０時間に及ぶ６５０℃でのシミュレート使用に提供された。ノズル３０の横断面を再調査することで、認識できるほどのＮｂ合金の溶解の発生は全く見い出されなかった。幾分かの小さな反応がノズル３０と溶融アルミニウムとの間に生じたが、これらの反応はノズル３０に対するシリコンの内部への移動および溶湯に対するタングステンの外部への拡散が生じるのことが主として見られた。ノズル３０の内部通路５４のＮｂ合金中にアルミニウムが拡散することは全く見られなかった。これらの傾向は窒化および不窒化のノズル３０の両方で同じであるのが見い出され、この発見はＮｂ合金が腐食性および侵食性の溶融材料を処理する困難さに耐えるものとの本発明の結論を導き出した。図７に見られるように、ノズル３０’およびリテーナー３１もまたさまざまな方法で製造されるＮｂ合金製のライナー３３および３５が内部通路５４に沿って形成されるように構成された。単体の構成部材および（または）胴部のようにヒップ結合された構成部材を構成するのに使用される代替合金は炭素硬化相を有するＮｂ基マトリックスである。それなりにＮｂ基マトリックスはＴｉ、Ｗ、Ｍｏ、Ｔａまたは他の元素と合金化でき、これらの元素は室温および高温でそのＮｂ合金を強化する一方、Ａｌ、ＭｇおよびＺｎの溶湯または半固体に対する高い耐腐食性を保持する。炭化物相は室温および高温の両方で硬さを与えるために十分な体積％とされるが、粉末金属で与えられるので靭性を劣化させないように非常に微細である。炭化物はＷＣ、ＴｉＣ、ＮｂＣ、ＴａＣ、または前述した炭化物の合金化された炭化物とされるのが好ましい。他の硬い炭化物、ならびに硬いほう化物も使用できることは予想できる。上述した形式の１つの好ましい合金組成は、５５Ｎｂ（上述により他の元素と共に）および１０〜５０体積％のＷＣの炭化物容量のマトリックス組成を有し、これは炭化物として広い範囲で購入できる。上述した合金マトリックス組成を処理して非常に腐食性の強い半固体または溶融金属を処理するための適当な構成部材を形成する好ましい方法は、１）ガスまたは回転電極によるマトリックス粉末の微粒化、２）購入できるＷＣやＴｉＣのような炭化物粉末との混合、および３）ヒッピング結合を含む。この合金マトリックス組成もまた単体形状に製造でき、また溶融または半固体のＡｌ、ＭｇまたはＺｎを取り扱う装置の構成部材のためにクラッド材として製造できる。窒化は必要なものとは考えられない。上述の説明は本発明の好ましい実施例を構成しているが、本発明は適当な範囲および添付の請求の範囲における正当な意味から逸脱しないで変更、変形および変化されることができる。

【手続補正書】特許法第１８４条の８第１項【提出日】平成１０年８月５日（１９９８．８．５）【補正内容】この２つの特許のうちの他方の特許すなわち米国特許第４６９４８８２号は、材料がその固化温度よりも高い温度にまで加熱され、材料の一部分が液相を形成して、その液相中に樹枝状組織の固体粒子が浮遊している場合の処理を開示している。この半固体材料はその後、樹枝状組織の少なくとも一部分を破壊してチキソトロピー状態が形成されるようにするのに十分なせん断作用を受ける。チキソトロピー材料および特にマグネシウム合金を処理するために上述した２つの方法によって形成された装置が米国特許第５０４０５８９号に開示されている。この装置は押出し胴部（extruder barrel）を含み、その内部には往復作動スクリューが配置されている。この押出し胴部は、バイメタル構造を有して開示されており、これにおいて胴部の外殻は７１８合金、すなわち６００℃を超える作動温度においてクリープ強度および耐疲労性を与える高ニッケル合金で作られている。考慮される温度の下ではマグネシウムの存在する中で７１８合金は直ぐに腐食および侵食を生じるので、高コバルト基材のライナーが７１８合金の外殻内面に焼き嵌めされる。高コバルト材料はストゥーディー−ドローロ−ステライト・コーポレーション（Stoody-Doloro-Stellite Corporation）その他によって製造されているステライト１２として開示されている。この装置のスクリューはそのフライト部（flight）に適当な硬さの表皮を有してモールド型加工工具鋼で形成されて開示されている。米国特許第５０４０５８９号明細書では硬い表皮の材料は全く述べられていない。この特許の開示内容も参照することで本発明面に組み入れられる。上述構造はマグネシウム合金には良好に作用するが、アルミニウム、アルミニウム合金および亜鉛合金のようなマグネシウム合金よりも腐食性の強い材料と使用するには適当でなく、より腐食性の強い材料と使用するためにその装置をどのように構成すればよいかの指導は全く与えられていない。より腐食性の強い材料と使用される場合、米国特許第５０４０５８９号に関連して上述したライナーおよびスクリュー表皮の材料が処理材料によって腐食され侵食されるのが見られる。これはまた、胴部ライナーおよびスクリュー表皮に対する処理材料の付着、処理材料中へのライナーおよび表皮の溶解、およびその後における溶融部分への溶解材料のとり込みが生じる。明かにこれは望ましくない状況である。何故なら、その後にモールド成形部品を形成する材料の特性を変化させてしまうからであり、また押出機の寿命を短縮してしまうからである。ＥＰ−Ａ−０７１３７３６は鋳造時まで金属および合金のビレットを加熱する溶融金属を開示している。この溶融金属は、ビレットを形成する材料の溶融点よりも高い溶融点を有する高溶融点金属または合金で作られている。開示された１つの高溶融点金属はニオビウムである。ＧＢ−Ａ−２２５３２１３はダイキャスト機のための射出部品を開示しており、これは溶湯侵食に対して抵抗する。この部品は３つの構成要素の混合材（第１の構成要素は金属または合金、第２はＴｉまたはＴｉ合金、第３はセラミック）を焼結して形成された。従来技術の方法および装置の前述した制約および欠点、ならびに上述では特に説明しなかった他の不利益に鑑み、射出モールド成形、ダイキャスト、鍛造その他の工程においてチキソトロピー材料をモールド成形する利益をさらに活用できるように改良された装置の必要性がこの分野に依然として存在していることは明白である。それ故に本発明の第１の目的は、溶融状態または半溶融状態において、また高温領域において非常に腐食性および侵食性の強い材料を処理するのに特に適用される装置および構成部材を提供することにより、上述の要望を実現することである。本発明の他の目的は、溶融された半固体アルミニウム、アルミニウム合金および亜鉛合金を処理するために特に適用される装置および構成部材を提供することである。本発明のさらに他の目的は、高いクリープ強度、耐侵食性、耐腐食性、耐熱疲労性（何千回もの冷凍、解凍および６５０℃（１２００°Ｆ）へ加熱するサイクルに耐える）、適合した膨張係数、および溶融または半溶融状態での上述した材料処理の厳しさに十分耐える材料層結合を示す装置および構成部材を提供することである。発明の概要要約すれば、本発明により上述した金属材料を処理できる、すなわち半固体のチキソトロピー状態に調整できる装置および構成部材を提供することによって、これらおよび他の目的は達成される。この状態においては、本発明を適用できる金属材料は非常に腐食性および侵食性が強いが、後でモールド成形品として形成することができる。本発明の装置は液体状態または半固体状態で非常に腐食性および侵食性が強い材料を処理することを特に意図している。本明細書の説明で使用されるように、これらの非常に腐食性の強い材料は一般に溶融マグネシウムの場合の速さすなわち換言すれば１０μｍ／時間より速い速度で構造材料を侵食すなわち溶解する。代表的な処理材料には、制限するものではないが、以下の材料およびその合金が含まれる。すなわち、アルミニウムおよびアルミニウム合金、亜鉛合金および亜鉛−アルミニウム合金である。本明細書では、処理され、モールド成形される材料としてアルミニウムまたはアルミニウム合金だけを引用するが、そのような引用は簡潔および明瞭にするためになされるだけであり、この記載を超える本発明の範囲を制約または制限するものでは全くない。一般に本発明の装置および構成部材は胴部を含み、この胴部は一般にその胴体の一端へ向けて配置された入口を通してアルミニウムを受け入れるようになされる。材料は固体形状（ペレット、チップ、フレーク、粉末その他）か、または溶融形状（液体または半固体）のいずれかで受け入れられることができる。一旦胴部の通路内部で未溶融アルミニウムが約６００℃の予め定めた温度にまで加熱され、溶融アルミニウムもその温度にまで加熱されるかその温度に保持される。いずれの状況においても、処理温度は材料の固化温度より高く且つ液化温度よりも低く、材料が押出機を出るときに半固体状態であるようになされる。また胴部内部にある間、アルミニウムはせん断作用を受ける。せん断作用の速度は半固体溶湯内で樹枝状粒子の完全な形成を防止するのに十分な速度とされる。これにより溶湯はチキソトロピー状態に調整される。このせん断作用は胴部の通路内部に配置された回転スクリューによって誘起され、スクリュー本体に形成された螺旋ベーンすなわちスクリューフライトによってさらに強化される。強化されたせん断作用は胴部とスクリューフライトチップとの問の環状空間内に発生される。スクリューの回転はまたチキソトロピー状態のアルミニウムを胴部入口から胴部のノズルへ向かって全体的に移動させる。せん断作用をさらに向上させるために、ベーンを有するインペラがスクリューと共に、またはスクリューに代えて使用できる。半固体のチキソトロピー状態において、アルミニウムは非常に腐食性および侵食性が強い。従来技術に関連して説明したステライト１２のような既存の構造材料は、アルミニウムを含有する溶融合金に露出されたときに速い溶解速度を示す。したがって、先に説明した装置はアルミニウムを処理するのに使用できない。試したところ、アルミニウムはスクリューを胴部に溶着させてしまった。例として、溶融アルミニウムをダイキャストする現在の装置および方法は鋼製およびセラミック製の射出スリーブを使用している。この射出スリーブは定期的に冷却され、溶融アルミニウムによる鋼製スリーブへの付着（ピックアップ）および侵食を最少限に止めるために被覆が施される。腐食性および侵食性は露出時間が制限される「コールドチャンバ」式ダイキャスト技術によって制限できる。しかしながらこれらの処理装置は製造状況での理想に遠いことが立証されている。セラミック材料は使用されているが、亀裂を発生するので大衝撃を受ける部材への適用は制限されている。胴部内部の環境も強い摩耗環境にある。これは胴部と回転スクリューとの間の緊密嵌合（close fit）並びに胴部を通って溶湯がせん断移動する結果である。耐侵食性および耐腐食性に加えて適当な胴部または他の構成部材は高いクリープ強度（１３７８９５ｋＰａ（２００００プサイ）までの圧力）および高い耐熱疲労性（数千回の冷凍／解凍および６５０℃（１２００°Ｆ）へ加熱するサイクル）を示さなければならない。溶融金属による腐食は幾つかの異なるメカニズムによって発生する。これには制限するわけではないが、化学的溶解、界面反応、還元および鑞接（soldering ）が含まれる。上述の試みにおいて、異なるメカニズム間の相違を識別するために研究を指示されてはおらず、商業的に受け入れられるために必要な耐えるべき溶解速度として一般に明示できる大体の全体的な腐食速度および侵食速度を得るための研究が指示されている。発生する実際の腐食および侵食のメカニズムは単純な溶解よりも一層複雑である。この目的のために、速い溶解速度は１０μｍ／時間より速い速度と定義される。本発明の発明者はかなり多数の試験および評価を行った結果、アルミニウムおよび亜鉛合金を含む非常に腐食性および侵食性の強い材料が押出機に過大な損害を与えることなくそれらの材料をチキソトロピー状態に調整することができる新規な押出機構造を開発した。押出機の胴部は、耐クリープ性の第１材料の外層が耐腐食性および耐侵食性の第２材料で作られた内層で内張りされて構成される。外層材料は７１８合金で、内層材料はＮｂ−３０Ｔｉ−２０Ｗ合金であるのが好ましい。外層材料は９０９合金で、内層材料は窒化されたＮｂ−３０Ｔｉ−２０チキソトロピースラリーからダイキャスト部品を形成する第２の装置１０’が図２に示されている。この第２の装置１０’も押出機１１’を含み、この押出機１１’は射出スリーブ１４’に連結され、さらにモールド型１６’に連結された胴部１２’を有している。胴部１２’はその一端の近くに配置された入口１８’ と、他端へ向かって配置された出口２０’とを有する。入口１８’は第１温度の固体粒子、ペレットまたは液体金属の供給源である給送装置２２’から材料を胴部１２’内へ受け入れる。出口２０’は第２温度の材料を胴部１２’から送り出すようになされている。適当な温度勾配を確立することで、胴部１２’の周囲の加熱部材２４’は材料を２相領域に加熱するか、またはその代わりに第２温度にまで冷却するように作用する。この第２温度は材料の固化温度および液化温度の間にあり、材料は半固体状態となり、すなわち一次α固相と液相との間で熱力学的平衡状態にある。非往復作動式の押出しスクリュー２６’が胴部１２’の内部に配置されて回転され、材料温度が第２温度となるように調整しながら機械的せん断作用を材料に与えるようにして、胴部１２’を通して入口１８’から出口２０’へ材料を移動させる。これらの作用の組み合わせにより、材料内部で液相に囲まれた丸い減成樹枝状粒子で構成されるチキソトロピー組織が作り出される。第２胴部２８’すなわち入口通路および出口ノズル３０’を有するスリーブで構成された射出スリーブ１４’は材料を胴部１２’の出口２０’から受け入れる。射出スリーブ１４’の内部には軸線方向に移動できるように流体圧作動ラム３２’が取り付けられており、この流体圧作動ラム３２’は５．０８ｍ／秒（２００インチ／秒）までの速度で加速できることが好ましい。押出機１１’から射出スリーブ１４’へ給送される半固体チキソトロピースラリーの予め定めた量を計測するために、制御装置３４’が給送装置２２’と押出しスクリュー２６’を回転させる駆動機構３６’とに連結されている。流体圧作動ラム３２’の１回の射出サイクルでモールド成形できる量に等しい量の材料が射出スリーブ１４’内に受け入れられると、スクリュー回転が中断され、制御装置３４’はノズル３０’へ向かう流体圧作動ラム３２’の作動を開始させる。これとほぼ同時に、制御装置３４’はバルブ３８’を閉じ、このバルブは流体圧作動ラム３２’の移動時に射出スリーブ１４’内への入口を密閉する。バルブ３８’は流体圧作動ラム３２’の前進移動時に押出機１１’内に材料が逆流するのを防止する。さらにバルブ３８’は、流体圧作動ラム３２’が射出スリーブ１４’の入口と出口ノズル３０’との間に位置されたときに、流体圧作動ラム３２ ’の一般に後方を材料が胴部２８’の中へ流入するのを防止する。バルブ３８’ は周知のさまざまなスライドゲートバルブのうちの１つとすることができる。各種構成部材の特定構造を詳述する以下の説明において、図２に見られる装置１０のみを参照する。しかしながら以下に概略を説明する構造は、同じ構成部材が（’）を付されている図２に見られる装置１０’の対応する特徴および構成部材に対して等しく適用できることが理解されよう。説明した構造は、したがって説明されている特定形状に制限することを意図しておらず、またそのように理解すべきではない。本発明の特定構造に達することで、多数の研究から非常に腐食性の強い材料を処理することのできる胴部１２、スクリュー２６、バルブ３８、ノズル３０および他の構成部材を形成する候補となり得る代表的な材料を決定するように導かれた。明らかな最初の決定は、構造材料が高い溶融温度、処理される材料による溶解に対する耐性、並びに良好な製造性、強度および靭性を有していなければならないことである。アルミニウム中での溶解に関する最初にテストされた合金は、したがってＦｅ、Ｎｉ、ＴｉおよびＣｏ基合金であった。溶融アルミニウムによって材料が溶解される一般的な工業分野での知識は最少限である。液体金属による腐食および侵食の最大の知識はＮａおよびＬｉによる腐食および侵食に特定されており、これらの材料はしばしば原子力反応装置の冷媒として使用されている。これらの材料に関する情報は溶融アルミニウムには直接適用できない。何故なら相関係が相違するからである。上述材料の溶解を評価するにおいて、提案された構造材料の各々のストリップがチタン（Ｔｉ）製撹拌器のブレードの１枚として使用された。この撹拌器は６００℃の２相領域に保持されているアルミニウム合金を撹拌するのに使用された。撹拌速度は２００ｒｐｍにて一定に保持された。数時間の撹拌後、ストリップが取り外され、せん断され、研磨されて、マイクロメータステージを有する光学的マイクロスコープを使用してそれらの厚さの変化が測定された。このテスト結果は表１に記載されている。表１：６００℃のアルミニウム合金中で２００ｒｐｍでの候補材料の腐食／侵食速度試験結果により示されるように、Ｔｉ基合金は最小の溶解速度を与える。全ての合金は表面に界面反応層、すなわちアルミニウム層を形成するのが見られた。アルミニウムは多くの金属と安定した化合物を形成するので、これは予想できた。アルミナイド（aluminide）層が形成された後、このアルミナイドが溶解することで小さい溶解速度が測定されるらしい。これから、アルミニウム中で低い溶解度を有するアルミナイドが長い露出時間にわたって作用すると決定された。アルミニウム中での溶解性の初期の指針に達するために、アルミニウムとのそれぞれの部材の２相線図が使用された。溶質が液体アルミニウム中で溶解されるときの共晶の形成は液体の自由エネルギーの減少を意味するので、これは溶質が溶解する傾向を増大させる。共晶形成物質（eutectic former）の例は、Ｆｅ、Ｎｉ、ＣｕおよびＣｏである。反対作用である溶解による自由エネルギーの増大は包晶の形成によって暗示される。これは、その部材またはそのアルミナイドを溶解させるために温度が高められねばならないことを意味する。それ故に表２：ＴｉおよびＮｂ合金の腐食／侵食速度の１１時間テストテスト後に試料のミクロ組織を試験することで、アルミニウム溶湯に露出されたときにＴｉ試料の全てがアルミナイドを形成することが示された。アルミナイド層の厚さは異なる箇所で、また異なる合金で３０μｍ〜６０μｍの範囲で変化した。酸化層はタイオダイジング処理を施した試料では存在しておらず、それ故にタイオダイジング処理は溶融アルミニウムによる侵食作用に抵抗する保護層を改善しないと結論された。溶融アルミニウムに露出された後にＮｂ合金のミクロ組織はその表面近くで変化せずに保持された。それ故に溶融アルミニウムに対する露出はＮｂ合金にアルミナイド層を形成することにならなかった。このテストから、Ｎｂ合金はＴｉ合金よりもかなり小さい溶解速度を与えること、タイオダイジング処理を施したＴｉ合金の溶解速度はタイオダイジング処理を施していない同じＴｉ合金の溶解速度と似ていること、Ｔｉ合金に関してはＴｉ−Ｐｄ合金が最少の溶解速度を示すこと、およびＮｂ合金の２つの異なる表面処理は溶解速度において有意な差を生じないことが分かった。表面処理したＮｂ合金は溶融アルミニウムによる耐溶解性でＴｉ合金よりも優れていることを示すのに加えて、Ｎｂ合金のバルク硬度（bulk hardness）はＴｉ合金が約３００ＨＶ（５０ｋｇ）であるのに比べて約６００ＨＶ（５０ｋｇ）であることが注目される。さらに、Ｔｉ合金に形成されたアルミナイド層が摩耗して連続的に除去されるなら、Ｔｉ合金の溶解速度は装置を使用する期間にわたって増大する。本発明の装置のさまざまな合金における作動温度の作用の比較において、基金属の絶対溶融温度が目安として使用された。Ｎｂに関しては２７４０Ｋ（２４６７℃）で、Ｔｉに関しては１９５０Ｋ（１６７７℃）である。本発明の装置１０の作動温度は約９００ｋであり、これはＮｂの絶対溶融温度の３３％で、Ｔｉの絶対溶融温度の４６％である。これから、関連する作動温度においては、Ｎｂ基合金が機械的およびマクロ構造的にＴｉ合金よりも一層安定していると結論された。上述のテストは、溶融アルミニウムに対して良好な耐溶解性を示すことがこれまで知られていなかった合金を生み出す一方、本発明により構成される装置１０がこの材料で構成できるか否かの判断を残した。本発明による完全寸法の胴部を製造する試み、および上述したＮｂ合金の使用において、胴部１２は７１８合金の層４０の外側部分で構成された。外層１４は全長が１．９３ｍ（７６インチ）、外径が１７．８ｃｍ（７インチ）および内径が６．３５ｃｍ（２．５インチ）であった。少なくとも０．５ｃｍ（０．２インチ）の厚さを有するＮｂ基合金製ライナーすなわち層４２が望まれた。Ｎｂ基合金（約９／℃すなわち５／°Ｆ）と７１８合金（約１４．９／℃すなわち８．３／°Ｆ）との間の膨張係数がかなり異なるので、ライナー４２を外側部分１４の内径面の内側に焼き嵌めすることは実際的でないと考えられた。アルミニウムの処理に関しての関連技術による指導は全くないので、０．５ｃｍ（０．２インチ）のＮｂ基合金製の内層４２すなわちライナーを外層１４の内径面の内側に直接にヒップ（HIP）結合にすることが試みられた。７１８合金製の外層１４に内層１６を直接結合することは、材料界面に許容できる接着を形成できなかった。これは異なる界面に異なる相が形成されるためである。次ぎに、金属学的結合を向上させて材料間の熱膨張の遷移状態を形成するために、ヒッピング結合の前にＮｂ基合金と７１８合金との間に結合層４４を挿入することが試みられた。この結合層４４は最初は１０２６鋼（０．２６炭素）で構成され、約０．２５ｃｍ（０．１０インチ）の厚さを有していた。鋼からの炭素を受け取ったＴｉＣが脆性であるためにＮｂ基合金／鋼の界面は失敗であった。Ｎｂ基合金製の層４２を外層４０の内径面にヒップ（HIP）結合する他の試みが、結合層４４として低炭素鋼すなわち１０１０鋼（０．１０炭素）を使用した。この結果、Ｎｂ基合金製の層４２は７１８合金製の外層４０に満足に結合した。図３に見られるようにＮｂ基合金のヒップ結合は、７１８合金製の外層４０を鉄製の缶４６の内側に、シート鋼製の界面部材および粉末形状のＮｂ基合金を該缶上に介在させて配置することによって、一層明確に遂行された。缶４６はその後に真空下で減圧され、密閉され、１１２７℃（２０６０°Ｆ）でヒップ結合された。ヒッピング結合後、複合形成された胴部は７６０℃（１４００°Ｆ）で１０時間にわたる時効化、６５０℃（１２００°Ｆ）までの冷却および２４時間に及ぶ保持、およびその後の空冷を伴う熱処理を受けた。７１８合金製の外層４０に対するＮｂ基合金製の内層４２の結合は良好であることが立証された。胴部１２を構成する他の有利な方法は、外層４０を構成するのにＮｂ基合金の膨張係数と密接に接近した膨張係数を有する合金の使用を伴う。７１８合金に比較して、９０９合金はＮｂ基合金の膨張係数に一層接近した膨張係数を有している（表３を参照）。表３：６４９℃（１２００°Ｆ）での熱膨張係数Ｎｂ基合金を胴部の９０９合金製の外層４０に直接に結合する試みにおいて、遊離したＮｂ基合金粉末のヒッピング結合はＮｂ基合金を外層４０の内径目に結合させることにならなかった。それ故に、結合層は上述したように使用されるものと考える。しかしながら、９０９合金とＮｂ合金との間の相対的な熱膨張係数により、９０９合金製の僅かに大きい熱膨張係数を使用してＮｂ合金製のライナー４２を圧縮状態にするように、Ｎｂ合金製のライナー４２を外層４０の内側に焼き嵌めできることも考えられる。このような胴部１２は図４に示されている。Ｎｂ合金製のライナー４２の窒化は焼き嵌めの前に行われ、また強靭なコアーである外側層４０の上に硬い表面を有利に形成するために行われる。これは最適な耐摩耗性、耐腐食性および耐侵食性を与える一方、装置の衝撃およ熱サイクルに抵抗するために必要な靭性を保持する。したがって、窒化は単体のＮｂ合金部品である構成部材（以下に説明するように）に対し、また焼き嵌め後のライナー４２に対し、またはヒップ結合されたライナー４２に対して実施できる。Ｎｂ合金の窒化のための調整は表４に記載されている。表４：１０６６℃（１９５０°Ｆ）におけるＮｂ合金の窒化小さい寸法の胴部にはＮｂ合金で作られた単体構造が使用できる。装置１０の内部のスクリュー２６は、その構造部に機械加工された平坦チップ５１を有するベーン５０を備えた単体のＮｂ合金製構造として、また７１８合金、９０９合金または工具鋼製のコアー５２（図５に見られるような）に取り付けられた機械的（例えばキーを形成されたり、ねじ止めされる）シース４８（ベーン５０を有する）を有して、または機械加工されたベーン５０を有するコアー５２にＮｂ合金製の層４８をヒップ結合して製造できる。耐クリープ性および耐熱サイクル性を得るために、Ｎｂ合金は９０９合金製のコアー５２または５２にヒップ結合されるのが好ましい。６５０℃（１２００°Ｆ）での良好な耐クリープ性は装置の胴部１２およびスクリュー２６に欠くことができない。上述から、７１８合金や９０９合金は、装置装置１０のこれらの荷重を支持する構成部材のコアーを形成するのに好適であることが発見された。何故なら、それらの応力−破壊強度は、６５０℃（１２００°Ｆ）で１００００時間の使用寿命に関して約２０６８４２ｋＰａ共に）および１０〜５０体積％のＷＣの炭化物容量のマトリックス組成を有し、請求の範囲１．６５０℃（１２００°Ｆ）において工具鋼で１０μｍ／時間を上回る腐食性を有する溶融または半溶融金属材料を処理する構成部材であって、一連のＮｂ−３０Ｔｉ−２０Ｗ合金、５５Ｎｂ−ＴｉおよびＮｂ基マトリックスの１つで作られた表面が前記材料に接触するために炭化物硬化相を有し、前記材料による腐食に抵抗することを特徴とする構成部材。２．請求項１に記載された構成部材であって、一連のアルミニウム、アルミニウム合金および亜鉛合金の少なくとも１つに対して耐腐食性を有する前記表面を特徴とする構成部材。３．請求項１に記載された構成部材であって、単体構造であることを特徴とする構成部材。４．６５０℃（１２００°Ｆ）において工具鋼で１０μｍ／時間を上回る腐食性を有する溶融または半溶融金属材料を処理する構成部材であって、前記材料に接触するためにＮｂ基合金で作られ、前記材料による腐食に抵抗する表面を特徴とする構成部材。５．請求項４に記載された構成部材であって、前記Ｎｂ基合金が前記コアーに機械的に結合されたことを特徴とする構成部材。６．請求項４に記載された構成部材であって、前記Ｎｂ基合金が前記コアーに金属学的に結合されたことを特徴とする構成部材。７．請求項６に記載された構成部材であって、前記Ｎｂ基合金が前記コアーにヒップ結合されたことを特徴とする構成部材。８．６５０℃（１２００°Ｆ）において工具鋼で１０μｍ／時間を上回る腐食性を有する溶融または半溶融金属材料を処理する構成部材であって、前記材料に接触するためにＮｂ基合金で作られ、前記材料による腐食に抵抗する表面を有し、一連の押出し胴部、押出しスクリュー、押出しノズルおよび逆止バルブの１つであることを特徴とする構成部材。９．請求項８に記載された構成部材であって、前記Ｎｂ基マトリックスが１０〜５０体積％の範囲で炭化物含有量を有することを特徴とする構成部材。１０．請求項８に記載された構成部材であって、前記炭化物がＷＣであることを特徴とする構成部材。１１．溶融または半溶融状態のときに腐食性である溶融または半溶融の金属材料をチキソトロピー状態となすように処理する装置であって、反対両端部を有し、前記端部の一方に出口を、また前記端部の他方の近くに入口を有し、前記入口は前記出口から距離を隔てて配置されている胴部であって、内面を有し、前記内面は前記胴部を通る通路を画成すると共に金属材料が前記構成部材を通って移動するときに金属材料に接触するようになされており、前記内面は金属材料による腐食および侵食に抵抗し、前記通路は前記入口と前記出口とを連通している前記胴部と、前記通路内に前記通路に対して回転できるように配置され、少なくとも１つのベーンを有する本体を含み、前記胴部を通して金属材料を推進するために前記ベーンが少なくとも部分的に前記本体の周囲に螺旋を画成しているスクリューであって、外面を含み、前記外面が前記構成部材を通って金属材料が移動するときに金属材料に接触されると共に金属材料による腐食および侵食に抵抗する前記スクリューと、前記スクリューを回転し、前記金属材料が半溶融状態であるときにその内部に樹枝状組織が完全に形成されるのを抑制するのに十分な速度で前記金属材料を撹拌する駆動手段であって、前記駆動手段による前記スクリューの回転はさらに予め定められた物品として形成するために前記金属材料をチキソトロピー状態で前記胴部から前記出口を通して排出させる前記駆動手段と、前記金属材料を前記入口を通して前記胴部の中へ導入する給送手段と、前記金属材料を半溶融状態となし、前記金属材料の液化温度と固化温度との間の温度となすように、熱を前記胴部およびその中の前記金属材料に伝達する加熱手段とを含み、前記胴部の前記内面および前記スクリューの前記外面とがＮｂ基合金で作られていることを特徴とする装置。１２．請求項１１に記載された装置であって、前記出口内にノズルを含み、前記ノズルは内部を通る通路を画成する内面を有し、前記内面はＮｂ−３０Ｔｉ −２０Ｗ合金で形成されていることを特徴とする装置。１３．請求項１１に記載された装置であって、半溶融状態の前記金属材料に接触する前記装置の全表面がＮｂ−３０Ｔｉ−２０Ｗ合金で形成されていることを特徴とする装置。１４．請求項１１に記載された装置であって、前記胴部が第２材料で作られた内側コアーを含み、前記内面は前記胴部の前記外層に金属学的に結合された内層の一部分であることを特徴とする装置。１５．請求項１４に記載された装置であって、前記胴部の前記内層が前記胴部の前記外層に対してヒップ結合されたことを特徴とする装置。１６．請求項１４に記載された装置であって、前記胴部の前記外層が７１８合金であることを特徴とする装置。１７．請求項１６に記載された装置であって、前記胴部の前記内層と前記外層との間に結合層が配置されたことを特徴とする装置。１８．請求項１４に記載された装置であって、前記胴部の前記内層が前記胴部の前記外層に機械的に結合されたことを特徴とする装置。１９．請求項１８に記載された装置であって、前記胴部の前記内層が前記外層の内側に焼き嵌めされたことを特徴とする装置。２０．請求項１８に記載された装置であって、前記胴部の前記外層が９０９合金であることを特徴とする装置。２１．請求項１１に記載された装置であって、前記スクリューが第２材料で作られた内側コアーを含み、前記外面が前記コアーに対して金属学的に結合された外層の一部分であることを特徴とする装置。２２．請求項２１に記載された装置であって、前記スクリューの前記外層はヒップ結合によって前記コアーに金属学的に結合されたことを特徴とする装置。２３．請求項２０に記載された装置であって、前記ノズルがＮｂ−３０Ｔｉ −２０Ｗ合金で作られた単体構造であることを特徴とする装置。２４．請求項１１に記載された装置であって、前記胴部から前記金属材料を受け入れるようになされた射出スリーブをさらに含み、内部を通る通路を画成するＮｂ−３０Ｔｉ−２０Ｗ合金で形成された内面を前記射出スリーブが有していることを特徴とする装置。２５．請求項２４に記載された装置であって、前記射出スリーブから前記金属材料を受け入れる射出モールド型をさらに含むことを特徴とする装置。２６．請求項１１に記載された装置であって、前記射出スリーブから前記金属材料を受け入れる鋳造型をさらに含むことを特徴とする装置。２７．請求項１１に記載された装置であって、前記胴部の前記内面が窒化されていることを特徴とする装置。２８．請求項１１に記載された装置であって、前記スクリューの前記外面が窒化されていることを特徴とする装置。２９．請求項１１に記載された装置であって、前記Ｎｂ基合金が５５Ｎｂ− Ｔｉであることを特徴とする装置。３０．請求項１１に記載された装置であって、前記Ｎｂ基合金が炭化物硬化相を有するＮｂ基マトリックス構成であることを特徴とする装置。３１．請求項３０に記載された装置であって、前記Ｎｂ基マトリックス構成が３０〜５０体積％の範囲の炭化物容量を有することを特徴とする装置。３２．請求項３１に記載された装置であって、前記炭化物がＷＣであることを特徴とする装置。【図２】【手続補正書】【提出日】平成１０年１２月１８日（１９９８．１２．１８）【補正内容】明細書腐食性溶融金属の処理装置発明の背景１．発明の分野本発明は一般に、溶融状態または半溶融状態のときに研磨性で非常に腐食性および侵食性の強い溶融金属材料または半溶融金属材料を処理する装置および構成部材に関する。本発明が特に有用とされる金属材料のこのような１つの群はアルミニウムおよびアルミニウム合金であるが、他の群はアルミニウムを含有する亜鉛合金である。２．従来技術の説明或る種の金属および合金は大気温度にて樹枝状結晶組織を示し、また熱およびせん断作用（shearing）を加えることでチキソトロビー(thixotropic)状態に変換できることが知られている。加熱時にこの材料は、固化温度（solidus temper ature）よりは高いが液化温度（liquidus temperature）よりはまだ低い温度にまで昇温されて保持される。これにより半固体スラリーが形成される。せん断作用は半固体材料中に樹枝状固体粒子が展開するのを抑制する。この結果、半固体スラリーの固体粒子は減成樹枝状組織（degenerate dendritic structure）と一般に称される組織を含むことになる。参照することで本明細書に組み入れられる米国特許第４６９４８８１号および同第４６９４８８２号の２つの特許は、金属材料をそのチキソトロピー半固体状態に変換する方法を開示している。米国特許第４６９４８８１号は特に、固体形状の材料がまず押出機へ給送され、その後液化温度より高い温度まで加熱されてその材料を完全に液化させるような処理を開示している。この材料はその後、その材料の液化温度より低いが固化温度よりは高い温度にまで冷却される。液化温度より低い温度となるように冷却される間、その材料はせん断作用を受け、その速度（rate）は半固体材料の固体粒子における樹枝状組織の完全な展開を防止する速度とされる。この２つの特許のうちの他方の特許すなわち米国特許第４６９４８８２号は、材料がその固化温度よりも高い温度にまで加熱され、材料の一部分が液相を形成して、その液相中に樹枝状組織の固体粒子が浮遊している場合の処理を開示している。この半固体材料はその後、樹枝状組織の少なくとも一部分を破壊してチキソトロピー状態が形成されるようにするのに十分なせん断作用を受ける。チキソトロピー材料および特にマグネシウム合金を処理するために上述した２つの方法によって形成された装置が米国特許第５０４０５８９号に開示されている。この装置は押出し胴部（extruder barrel）を含み、その内部には往復作動スクリューが配置されている。この押出し胴部は、バイメタル構造を有して開示されており、これにおいて胴部の外殻は７１８合金、すなわち６００℃を超える作動温度においてクリープ強度および耐疲労性を与える高ニッケル合金で作られている。考慮される温度の下ではマグネシウムの存在する中で７１８合金は直ぐに腐食および侵食を生じるので、高コバルト基材のライナーが７１８合金の外殼内面に焼き嵌めされる。高コバルト材料はストゥーディー−ドローロ−ステライト・コーポレーション（Stoody-Doloro-Stellite Corporation）その他によって製造されているステライト１２として開示されている。この装置のスクリューはそのフライト部（flight）に適当な硬さの表皮を有してモールド型加工工具鋼で形成されて開示されている。米国特許第５０４０５８９号明細書では硬い表皮の材料は全く述べられていない。この特許の開示内容も参照することで本発明面に組み入れられる。上述構造はマグネシウム合金には良好に作用するが、アルミニウム、アルミニウム合金および亜鉛合金のようなマグネシウム合金よりも腐食性の強い材料と使用するには適当でなく、より腐食性の強い材料と使用するためにその装置をどのように構成すればよいかの指導は全く与えられていない。より腐食性の強い材料と使用される場合、米国特許第５０４０５８９号に関連して上述したライナーおよびスクリュー表皮の材料が処理材料によって腐食され侵食されるのが見られる。これはまた、胴部ライナーおよびスクリュー表皮に対する処理材料の付着、処理材料中へのライナーおよび表皮の溶解、およびその後における溶融部分への溶解材料のとり込みが生じる。明かにこれは望ましくない状況である。何故なら、その後にモールド成形部品を形成する材料の特性を変化させてしまうからであり、また押出機の寿命を短縮してしまうからである。ＥＰ−Ａ−０７１３７３６は鋳造時まで金属および合金のビレットを加熱する溶融金属を開示している。この溶融金属は、ビレットを形成する材料の溶融点よりも高い溶融点を有する高溶融点金属または合金で作られている。開示された１つの高溶融点金属はニオビウムである。ＧＢ−Ａ−２２５３２１３はダイキャスト機のための射出部品を開示しており、これは溶湯侵食に対して抵抗する。この部品は３つの構成要素の混合材（第１の構成要素は金属または合金、第２はＴｉまたはＴｉ合金、第３はセラミック）を焼結して形成された。従来技術の方法および装置の前述した制約および欠点、ならびに上述では特に説明しなかった他の不利益に鑑み、射出モールド成形、ダイキャスト、鍛造その他の工程においてチキソトロピー材料をモールド成形する利益をさらに活用できるように改良された装置の必要性がこの分野に依然として存在していることは明白である。それ故に本発明の第１の目的は、溶融状態または半溶融状態において、また高温領域において非常に腐食性および侵食性の強い材料を処理するのに特に適用される装置および構成部材を提供することにより、上述の要望を実現することである。本発明の他の目的は、溶融された半固体アルミニウム、アルミニウム合金および亜鉛合金を処理するために特に適用される装置および構成部材を提供することである。本発明のさらに他の目的は、高いクリープ強度、耐侵食性、耐腐食性、耐熱疲労性（何千回もの冷凍、解凍および６５０℃（１２００°Ｆ）へ加熱するサイクルに耐える）、適合した膨張係数、および溶融または半溶融状態での上述した材料処理の厳しさに十分耐える材料層結合を示す装置および構成部材を提供することである。発明の概要要約すれば、本発明により上述した金属材料を処理できる、すなわち半固体のチキソトロピー状態に調整できる装置および構成部材を提供することによって、これらおよび他の目的は達成される。この状態においては、本発明を適用できる金属材料は非常に腐食性および侵食性が強いが、後でモールド成形品として形成することができる。本発明の装置は液体状態または半固体状態で非常に腐食性および侵食性が強い材料を処理することを特に意図している。本明細書の説明で使用されるように、これらの非常に腐食性の強い材料は一般に溶融マグネシウムの場合の速さすなわち換言すれば１０μｍ／時間より速い速度で構造材料を侵食すなわち溶解する。代表的な処理材料には、制限するものではないが、以下の材料およびその合金が含まれる。すなわち、アルミニウムおよびアルミニウム合金、亜鉛合金および亜鉛−アルミニウム合金である。本明細書では、処理され、モールド成形される材料としてアルミニウムまたはアルミニウム合金だけを引用するが、そのような引用は簡潔および明瞭にするためになされるだけであり、この記載を超える本発明の範囲を制約または制限するものでは全くない。一般に本発明の装置および構成部材は胴部を含み、この胴部は一般にその胴体の一端へ向けて配置された入口を通してアルミニウムを受け入れるようになされる。材料は固体形状（ペレット、チップ、フレーク、粉末その他）か、または溶融形状（液体または半固体）のいずれかで受け入れられることができる。一旦胴部の通路内部で未溶融アルミニウムが約６００℃の予め定めた温度にまで加熱され、溶融アルミニウムもその温度にまで加熱されるかその温度に保持される。いずれの状況においても、処理温度は材料の固化温度より高く且つ液化温度よりも低く、材料が押出機を出るときに半固体状態であるようになされる。また胴部内部にある間、アルミニウムはせん断作用を受ける。せん断作用の速度は半固体溶湯内で樹枝状粒子の完全な形成を防止するのに十分な速度とされる。これにより溶湯はチキソトロピー状態に調整される。このせん断作用は胴部の通路内部に配置された回転スクリューによって誘起され、スクリュー本体に形成された螺旋ベーンすなわちスクリューフライトによってさらに強化される。強化されたせん断作用は胴部とスクリューフライトチップとの間の環状空間内に発生される。スクリューの回転はまたチキソトロピー状態のアルミニウムを胴部入口から胴部のノズルへ向かって全体的に移動させる。せん断作用をさらに向上させるために、ベーンを有するインペラがスクリューと共に、またはスクリューに代えて使用できる。半固体のチキソトロピー状態において、アルミニウムは非常に腐食性および侵食性が強い。従来技術に関連して説明したステライト１２のような既存の構造材料は、アルミニウムを含有する溶融合金に露出されたときに速い溶解速度を示す。したがって、先に説明した装置はアルミニウムを処理するのに使用できない。試したところ、アルミニウムはスクリューを胴部に溶着させてしまった。例として、溶融アルミニウムをダイキャストする現在の装置および方法は鋼製およびセラミック製の射出スリーブを使用している。この射出スリーブは定期的に冷却され、溶融アルミニウムによる鋼製スリーブへの付着（ピックアップ）および侵食を最少限に止めるために被覆が施される。腐食性および侵食性は露出時間が制限される「コールドチャンバ」式ダイキャスト技術によって制限できる。しかしながらこれらの処理装置は製造状況での理想に遠いことが立証されている。セラミック材料は使用されているが、亀裂を発生するので大衝撃を受ける部材への適用は制限されている。胴部内部の環境も強い摩耗環境にある。これは胴部と回転スクリューとの間の緊密嵌合（close fit）並びに胴部を通って溶湯がせん断移動する結果である。耐侵食性および耐腐食性に加えて適当な胴部または他の構成部材は高いクリープ強度（１３７８９５ｋＰａ（２００００プサイ）までの圧力）および高い耐熱疲労性（数千回の冷凍／解凍および６５０℃（１２００°Ｆ）へ加熱するサイクル）を示さなければならない。溶融金属による腐食は幾つかの異なるメカニズムによって発生する。これには制限するわけではないが、化学的溶解、界面反応、還元および鑞接（soldering ）が含まれる。上述の試みにおいて、異なるメカニズム間の相違を識別するために研究を指示されてはおらず、商業的に受け入れられるために必要な耐えるべき溶解速度として一般に明示できる大体の全体的な腐食速度および侵食速度を得るための研究が指示されている。発生する実際の腐食および侵食のメカニズムは単純な溶解よりも一層複雑である。この目的のために、速い溶解速度は１０μｍ／時間より速い速度と定義される。本発明の発明者はかなり多数の試験および評価を行った結果、アルミニウムおよび亜鉛合金を含む非常に腐食性および侵食性の強い材料が押出機に過大な損害を与えることなくそれらの材料をチキソトロピー状態に調整することができる新規な押出機構造を開発した。押出機の胴部は、耐クリープ性の第１材料の外層が耐腐食性および耐侵食性の第２材料で作られた内層で内張りされて構成される。外層材料は７１８合金で、内層材料はＮｂ−３０Ｔｉ−２０Ｗ合金であるのが好ましい。外層材料は９０９合金で、内層材料は窒化されたＮｂ−３０Ｔｉ−２０Ｗ合金であるのがさらに好ましい。内層および外層の結合は、焼き嵌めするか、または２つの層間にバッファ層を配して両構成部材をヒッピング（HIPPING）結合することで達成される。胴部の通路内部にスクリューが配置され、そのスクリューの回転が材料にせん断作用を与え、また胴部を通してその材料を移動させるように作用する。スクリューは、Ｎｂ−３０Ｔｉ−２０Ｗ合金で作られた外層が、工具鋼、９０９合金または７１８合金のような材料で作られたコアー層に対して機械的また物理的に結合されて構成される。スクリューは９０９合金のような合金の上に同様に膨張率の小さい窒化Ｎｂ−３０Ｔｉ−２０Ｗ合金を有することが好ましい。これは耐クリープ性、耐摩耗性および耐熱疲労性を最大限にする一方、熱膨張係数の不一致による結合破壊を最少限に止める。押出機の押出しノズル、ボール式チェック装置、ピストンリング、スライドリング、シール、バルブ本体、戻り止めバルブおよびバルブ本体、リテーナー、グースネックおよびシールを含む付随的構成部材は、Ｎｂ−３０Ｔｉ−２０Ｗ合金を被覆されるか、またはＮｂ−３０Ｔｉ−２０Ｗ合金の一体組織とされる。長期に及ぶ試験開発を通じて、後でモールド成形するために商業的にアルミニウムをチキソトロピー状態となす処理を可能にするために、上述した押出機構造が決定されたのであり、このようなことは上述した制限のためにこれまでは不可能であった。図面の簡単な説明図１は本発明の原理によって非常に腐食性および侵食性の強い金属をチキソトロピー状態とするように処理する装置の１実施例の概略図、図２は本発明の原理によって非常に腐食性および侵食性の強い金属をチキソトロピー状態とするように処理する他の装置の概略図、図３は外殻材料、バッファ材料および結合（機械的および物理的）された外層により形成されている本発明で使用される胴部の断面図、図４は殼層および機械的に結合された内層により形成されている本発明で使用される胴部の断面図、図５は本発明の原理により構成されたスクリューの断面図、および図６は本発明の原理により構成されたノズルの断面図である。図７は本発明の原理により構成された第２ノズルおよび胴部の断面図である。好ましい実施例の詳細な説明本明細書では明瞭化のためにアルミニウムのみを引用するが、本発明はチキソトロピー状態において非常に腐食性および侵食性の強い材料を処理する装置を開示する。図１に見られる符号１０を付された装置は、溶融アルミニウムをチキソトロピー状態に調整して、アルミニウムがその後に物品としてモールド成形（射出、ダイキャスト、鍛造その他）できるようにするのであり、その特定の形状は本発明に関係しない。図１にのみ全体的に示されている装置１０は往復作動する押出機１１を含み、この押出機１１はモールド型１６に連結された胴部１２を有する。押出機の胴部１２は一端の近くに配置された入口１８、および他端に向かって配置された出口２０を含む。入口１８は固体粒子、ペレットまたは液体の金属給送装置２２から金属材料を受け入れるようになされている。胴部１２に受け入れられるときの金属材料の状態に応じて、加熱部材２４がその金属材料を予め定めた温度にまで加熱するか、その温度に保持して、材料を２相領域となす。この領域において胴部１２の内部の材料温度はその材料の固化温度と液化温度との間にあり、材料は固相と液相との両方を有する平衡状態にある。往復作動するスクリュー２６が胴部１２の内部に配置され、また作動装置３６によって回転されて、ベーン５０により胴部１２を通して材料を移動させると共に、材料がせん断作用を受けるようにする。せん断作用は材料が液相によって囲まれた丸い減成樹枝状組織を有するチキソトロピースラリーとなるように調整する。一旦適当量の材料がスクリュー２６のリップ２７を超えて胴部１２の前端部２１に集められると、スクリュー２６が急速に前進され、出口２０およびノズル３０を通してモールド型１６内へと材料を圧送する。スクリュー２６の前進時に材料が後方へ向かって流動するのを逆止めバルブ３１が防止する。モールド型１６の内部で材料は凝固し、その後に射出モールド成形部品がモールド型１６から取り出される。チキソトロピースラリーからダイキャスト部品を形成する第２の装置１０’が図２に示されている。この第２の装置１０’も押出機１１’を含み、この押出機１１’は射出スリーブ１４’に連結され、さらにモールド型１６’に連結された胴部１２’を有している。胴部１２’はその一端の近くに配置された入口１８’ と、他端へ向かって配置された出口２０’とを有する。入口１８’は第１温度の固体粒子、ペレットまたは液体金属の供給源である給送装置２２’から材料を胴部１２’内へ受け入れる。出口２０’は第２温度の材料を胴部１２’から送り出すようになされている。適当な温度勾配を確立することで、胴部１２’の周囲の加熱部材２４’は材料を２相領域に加熱するか、またはその代わりに第２温度にまで冷却するように作用する。この第２温度は材料の固化温度および液化温度の間にあり、材料は半固体状態となり、すなわち一次α固相と液相との間で熱力学的平衡状態にある。非往復作動式の押出しスクリュー２６’が胴部１２’の内部に配置されて回転され、材料温度が第２温度となるように調整しながら機械的せん断作用を材料に与えるようにして、胴部１２’を通して入口１８’から出口２０’へ材料を移動させる。これらの作用の組み合わせにより、材料内部で液相に囲まれた丸い減成樹枝状粒子で構成されるチキソトロピー組織が作り出される。第２胴部２８’すなわち入口通路および出口ノズル３０’を有するスリーブで構成された射出スリーブ１４’は材料を胴部１２’の出口２０’から受け入れる。射出スリーブ１４’の内部には軸線方向に移動できるように流体圧作動ラム３２’が取り付けられており、この流体圧作動ラム３２’は５．０８ｍ／秒（２００インチ／秒）までの速度で加速できることが好ましい。押出機１１’から射出スリーブ１４’へ給送される半固体チキソトロピースラリーの予め定めた量を計測するために、制御装置３４’が給送装置２２’と押出しスクリュー２６’を回転させる駆動機構３６’とに連結されている。流体圧作動ラム３２’の１回の射出サイクルでモールド成形できる量に等しい量の材料が射出スリーブ１４’内に受け入れられると、スクリュー回転が中断され、制御装置３４’はノズル３０’へ向かう流体圧作動ラム３２’の作動を開始させる。これとほぼ同時に、制御装置３４’はバルブ３８’を閉じ、このバルブは流体圧作動ラム３２’の移動時に射出スリーブ１４’内への入口を密閉する。バルブ３８’は流体圧作動ラム３２’の前進移動時に押出機１１’内に材料が逆流するのを防止する。さらにバルブ３８’は、流体圧作動ラム３２’が射出スリーブ１４’の入口と出口ノズル３０’との間に位置されたときに、流体圧作動ラム３２ ’の一般に後方を材料が胴部２８’の中へ流入するのを防止する。バルブ３８’ は周知のさまざまなスライドゲートバルブのうちの１つとすることができる。各種構成部材の特定構造を詳述する以下の説明において、図２に見られる装置１０のみを参照する。しかしながら以下に概略を説明する構造は、同じ構成部材が（’）を付されている図２に見られる装置１０’の対応する特徴および構成部材に対して等しく適用できることが理解されよう。説明した構造は、したがって説明されている特定形状に制限することを意図しておらず、またそのように理解すべきではない。本発明の特定構造に達することで、多数の研究から非常に腐食性の強い材料を処理することのできる胴部１２、スクリュー２６、バルブ３８、ノズル３０および他の構成部材を形成する候補となり得る代表的な材料を決定するように導かれた。明らかな最初の決定は、構造材料が高い溶融温度、処理される材料による溶解に対する耐性、並びに良好な製造性、強度および靭性を有していなければならないことである。アルミニウム中での溶解に関する最初にテストされた合金は、したがってＦｅ、Ｎｉ、ＴｉおよびＣｏ基合金であった。溶融アルミニウムによって材料が溶解される一般的な工業分野での知識は最少限である。液体金属による腐食および侵食の最大の知識はＮａおよびＬｉによる腐食および侵食に特定されており、これらの材料はしばしば原子力反応装置の冷媒として使用されている。これらの材料に関する情報は溶融アルミニウムには直接適用できない。何故なら相関係が相違するからである。上述材料の溶解を評価するにおいて、提案された構造材料の各々のストリップがチタン（Ｔｉ）製撹拌器のブレードの１枚として使用された。この撹拌器は６００℃の２相領域に保持されているアルミニウム合金を撹拌するのに使用された。撹拌速度は２００ｒｐｍにて一定に保持された。数時間の撹拌後、ストリップが取り外され、せん断され、研磨されて、マイクロメータステージを有する光学的マイクロスコープを使用してそれらの厚さの変化が測定された。このテスト結果は表１に記載されている。表１：６００℃のアルミニウム合金中で２００ｒｐｍでの候補材料の腐食／侵食速度試験結果により示されるように、Ｔｉ基合金は最小の溶解速度を与える。全ての合金は表面に界面反応層、すなわちアルミニウム層を形成するのが見られた。アルミニウムは多くの金属と安定した化合物を形成するので、これは予想できた。アルミナイド（aluminide）層が形成された後、このアルミナイドが溶解することで小さい溶解速度が測定されるらしい。これから、アルミニウム中で低い溶解度を有するアルミナイドが長い露出時間にわたって作用すると決定された。アルミニウム中での溶解性の初期の指針に達するために、アルミニウムとのそれぞれの部材の２相線図が使用された。溶質が液体アルミニウム中で溶解されるときの共晶の形成は液体の自由エネルギーの減少を意味するので、これは溶質が溶解する傾向を増大させる。共晶形成物質（eutectic former）の例は、Ｆｅ、Ｎｉ、ＣｕおよびＣｏである。反対作用である溶解による自由エネルギーの増大は包晶の形成によって暗示される。これは、その部材またはそのアルミナイドを溶解させるために温度が高められねばならないことを意味する。それ故にＴｉ、Ｎｂ、Ｖ、ＺｒおよびＷのような包晶形成物質は本発明によれば上述した共晶形成物質に比べて、溶融アルミニウムによって溶解されないように一層抵抗することが期待される。これはテスト結果によってさらに裏付けられた。Ｎｂ−３０Ｔｉ−２０Ｗの基準組成を有するＮｂ基合金は米国イリノイ州ノースシカゴに所在のサーフェース・エンジニアリング社によってＴＲＩＢＯＣＯＲ５３２という名称で市販されている購入可能な合金である。このＮｂ合金の全ての合金元素はアルミニウムと包晶を形成するので、この合金がさらに研究された。多くのセラミックスは溶融アルミニウムに対して優れた耐溶解性を有する。靭性および摩耗に関しては、セラミックの性能は気孔および元素Ｓｉが無ければ証明されている。気孔が存在すると、ＴｉＢ₂およびＳｉＣの複合セラミックは初期テストでアルミニウムにより溶浸されるのが見られた。溶浸は予め存在する相互連結された気孔を通って通常発生する。セラミック材料に気孔は無いが、自由Ｓｉをが含まれている場合、このＳｉはテスト時に溶解を生じて、アルミニウムが溶浸するのを許容した。溶浸したアルミニウムの冷凍および解凍を繰り返す熱サイクルは、時間外でセラミック材料に亀裂の形成を促し、最終的にセラミック材料を破壊した。それ故にセラミック材料の溶浸はどんなに費用をかけても回避されねばならず、セラミック材料はアルミニウム中で容易に溶解する相互に連結された相があってはならない。米国ニューヨーク州ナイアガラフォールに所在のカーボランダム・コーポレーション社によって製造されているヘクサアロイ（He xalloy）Ｓａは、そのようなセラミック材料の１つである。ＷＣサーメットもまた溶融アルミニウム中で溶解速度の小さいことしが見い出された。しかしながらＷＣサーメットの一般的な結合剤であるＣｏおよびＮｉは上述で見たようにＴｉに比べて耐溶解性が劣る。Ｔｉ、Ｎｂ、ＺｒおよびＷ（全てアルミニウムによる溶解に対する優れた耐性を有する）のような包晶形成結合材が使用されるならば、ＷＣサーメットの性能は改善できるであろう。サーメットは悪いことに価格が高く、靭性および製造性に劣る。商業的にＷＣサーメットは包晶形成物質と結合されない。セラミックおよびサーメットはいずれもこの処理装置における厳密な熱衝撃および機械的衝撃の生じる環境のもとで亀裂発生に抵抗するために必要な靭性に不足している。溶融アルミニウムの環境が腐食性であるために、このように使用されるＦｅ、ＮｉまたはＣｏのいずれの合金も寿命を延長するために表面被覆すなわち表面処理されねばならない。セラミック被覆は熱サイクルおよび亀裂発生のために実際的でないことが立証されよう。切削工具のような一般的な摩耗部品は、一般にＴｉＣやＴｉＮを被覆されており、これらが考慮された。カーバイドおよび上述した他金属の窒化物がＴｉＣおよびＴｉＮに代えて使用できた。本発明の胴部１２、スクリュー２６および他の構造部材を構成するのに選ばれた材料は作動温度において良好な強度、靭性および耐摩耗性に加えて良好な製造性を有していなければならないので、セラミックおよびサーメットは良好な耐溶解速度を有してはいるが、本発明の大きな構成部材のための適当材料ではないと結論された。上述した初期の溶解テストから、Ｔｉ合金およびＮｂ合金は本発明の装置の構造材料として最高の潜在能力を示すように見られる。これらの種類の合金に課した他のテストがその後行われた。各種のＴｉ合金がテストされ、それらのＴｉ合金の幾つかがアルミニウム合金の陽極処理に似たタイオダイジング（tiodising）を受けた。Ｎｂ合金は上述したのようにＴＲＩＢＯＣＯＲＥ５３２で、この材料の試料が上述した供給元から２種の異なる表面処理ＮおよびＣＮ（それぞれ窒化および浸炭窒化される表面処理）を施されて供給された。他の溶解テストをする前に、ＴｉおよびＮｂ合金はその各種試料が実際に表面処理されたことを保証するために試験された。１つの実験では５５Ｎｂ−Ｔｉが撹拌ロッドとして使用され、６２５℃の３５６／６０１アルミニウム合金内に浸され、２０５ｒｐｍにて１２時間にわたって撹拌された。このロッドはアルミニウムに対して完全に耐えたが、５５Ｎｂ− ＴｉのＳｉ作用によってＳｉにおける高いパッチ（patch）を示した。溶解速度に関するＴｉおよびＮｂ合金のさらなるテストにおいて、先に説明したように設定されたテストが使用され、材料は１１時間にわたって撹拌された。このテストの結果ならびにテストした合金の各々の固有値は表２に与えられている。表２：ＴｉおよびＮｂ合金の腐食／侵食速度の１１時間テストテスト後に試料のミクロ組織を試験することで、アルミニウム溶湯に露出されたときにＴｉ試料の全てがアルミナイドを形成することが示された。アルミナイド層の厚さは異なる箇所で、また異なる合金で３０μｍ〜６０μｍの範囲で変化した。酸化層はタイオダイジング処理を施した試料では存在しておらず、それ故にタイオダイジング処理は溶融アルミニウムによる侵食作用に抵抗する保護層を改善しないと結論された。溶融アルミニウムに露出された後にＮｂ合金のミクロ組織はその表面近くで変化せずに保持された。それ故に溶融アルミニウムに対する露出はＮｂ合金にアルミナイド層を形成することにならなかった。このテストから、Ｎｂ合金はＴｉ合金よりもかなり小さい溶解速度を与えること、タイオダイジング処理を施したＴｉ合金の溶解速度はタイオダイジング処理を施していない同じＴｉ合金の溶解速度と似ていること、Ｔｉ合金に関してはＴｉ−Ｐｄ合金が最少の溶解速度を示すこと、およびＮｂ合金の２つの異なる表面処理は溶解速度において有意な差を生じないことが分かった。表面処理したＮｂ合金は溶融アルミニウムによる耐溶解性でＴｉ合金よりも優れていることを示すのに加えて、Ｎｂ合金のバルク硬度（bulk hardness）はＴｉ合金が約３００ＨＶ（５０ｋg）であるのに比べて約６００ＨＶ（５０ｋｇ）であることが注目される。さらに、Ｔｉ合金に形成されたアルミナイド層が摩耗して連続的に除去されるなら、Ｔｉ合金の溶解速度は装置を使用する期間にわたって増大する。本発明の装置のさまざまな合金における作動温度の作用の比較において、基金属の絶対溶融温度が目安として使用された。Ｎｂに関しては２７４０Ｋ（２４６７℃）で、Ｔｉに関しては１９５０Ｋ（１６７７℃）である。本発明の装置１０の作動温度は約９００ｋであり、これはＮｂの絶対溶融温度の３３％で、Ｔｉの絶対溶融温度の４６％である。これから、関連する作動温度においては、Ｎｂ基合金が機械的およびマクロ構造的にＴｉ合金よりも一層安定していると結論された。上述のテストは、溶融アルミニウムに対して良好な耐溶解性を示すことがこれまで知られていなかった合金を生み出す一方、本発明により構成される装置１０がこの材料で構成できるか否かの判断を残した。本発明による完全寸法の胴部を製造する試み、および上述したＮｂ合金の使用において、胴部１２は７１８合金の層４０の外側部分で構成された。外層１４は全長が１．９３ｍ（７６インチ）、外径が１７．８ｃｍ（７インチ）および内径が６．３５ｃｍ（２．５インチ）であった。少なくとも０．５ｃｍ（０．２インチ）の厚さを有するＮｂ基合金製ライナーすなわち層４２が望まれた。Ｎｂ基合金（約９／℃すなわち５／°Ｆ）と７１８合金（約１４．９／℃すなわち８．３／°Ｆ）との間の膨張係数がかなり異なるので、ライナー４２を外側部分１４の内径面の内側に焼き嵌めすることは実際的でないと考えられた。アルミニウムの処理に関しての関連技術による指導は全くないので、０．５ｃｍ（０．２インチ）のＮｂ基合金製の内層４２すなわちライナーを外層１４の内径面の内側に直接にヒップ（HIP）結合にすることが試みられた。７１８合金製の外層１４に内層１６を直接結合することは、材料界面に許容できる接着を形成できなかった。これは異なる界面に異なる相が形成されるためである。次ぎに、金属学的結合を向上させて材料間の熱膨張の遷移状態を形成するために、ヒッピング結合の前にＮｂ基合金と７１８合金との間に結合層４４を挿入することが試みられた。この結合層４４は最初は１０２６鋼（０．２６炭素）で構成され、約０．２５ｃｍ（０．１０インチ）の厚さを有していた。鋼からの炭素を受け取ったＴｉＣが脆性であるためにＮｂ基合金／鋼の界面は失敗であった。Ｎｂ基合金製の層４２を外層４０の内径面にヒップ（HIP）結合する他の試みが、結合層４４として低炭素鋼すなわち１０１０鋼（０．１０炭素）を使用した。この結果、Ｎｂ基合金製の層４２は７１８合金製の外層４０に満足に結合した。図３に見られるようにＮｂ基合金のヒップ結合は、７１８合金製の外層４０を鉄製の缶４６の内側に、シート鋼製の界面部材および粉末形状のＮｂ基合金を該缶上に介在させて配置することによって、一層明確に遂行された。缶４６はその後に真空下で減圧され、密閉され、１１２７℃（２０６０°Ｆ）でヒップ結合された。ヒッピング結合後、複合形成された胴部は７６０℃（１４００°Ｆ）で１０時間にわたる時効化、６５０℃（１２００°Ｆ）までの冷却および２４時間に及ぶ保持、およびその後の空冷を伴う熱処理を受けた。７１８合金製の外層４０に対するＮｂ基合金製の内層４２の結合は良好であることが立証された。胴部１２を構成する他の有利な方法は、外層４０を構成するのにＮｂ基合金の膨張係数と密接に接近した膨張係数を有する合金の使用を伴う。７１８合金に比較して、９０９合金はＮｂ基合金の膨張係数に一層接近した膨張係数を有している（表３を参照）。表３：６４９℃（１２００°Ｆ）での熱膨張係数Ｎｂ基合金を胴部の９０９合金製の外層４０に直接に結合する試みにおいて、遊離したＮｂ基合金粉末のヒッピング結合はＮｂ基合金を外層４０の内径目に結合させることにならなかった。それ故に、結合層は上述したように使用されるものと考える。しかしながら、９０９合金とＮｂ合金との間の相対的な熱膨張係数により、９０９合金製の僅かに大きい熱膨張係数を使用してＮｂ合金製のライナー４２を圧縮状態にするように、Ｎｂ合金製のライナー４２を外層４０の内側に焼き嵌めできることも考えられる。このような胴部１２は図４に示されている。Ｎｂ合金製のライナー４２の窒化は焼き嵌めの前に行われ、また強靭なコアーである外側層４０の上に硬い表面を有利に形成するために行われる。これは最適な耐摩耗性、耐腐食性および耐侵食性を与える一方、装置の衝撃およ熱サイクルに抵抗するために必要な靭性を保持する。したがって、窒化は単体のＮｂ合金部品である構成部材（以下に説明するように）に対し、また焼き嵌め後のライナー４２に対し、またはヒップ結合されたライナー４２に対して実施できる。Ｎｂ合金の窒化のための調整は表４に記載されている。表４：１０６６℃（１９５０°Ｆ）におけるＮｂ合金の窒化小さい寸法の胴部にはＮｂ合金で作られた単体構造が使用できる。装置１０の内部のスクリュー２６は、その構造部に機械加工された平坦チップ５１を有するベーン５０を備えた単体のＮｂ合金製構造として、また７１８合金、９０９合金または工具鋼製のコアー５２（図５に見られるような）に取り付けられた機械的（例えばキーを形成されたり、ねじ止めされる）シース４８（ベーン５０を有する）を有して、または機械加工されたベーン５０を有するコアー５２にＮｂ合金製の層４８をヒップ結合して製造できる。耐クリープ性および耐熱サイクル性を得るために、Ｎｂ合金は９０９合金製のコアー５２または５２にヒップ結合されるのが好ましい。６５０℃（１２００°Ｆ）での良好な耐クリープ性は装置の胴部１２およびスクリュー２６に欠くことができない。上述から、７１８合金や９０９合金は、装置装置１０のこれらの荷重を支持する構成部材のコアーを形成するのに好適であることが発見された。何故なら、それらの応力−破壊強度は、６５０℃（１２００°Ｆ）で１００００時間の使用寿命に関して約２０６８４２ｋＰａ（３００００プサイ）であり、工具鋼よりも格段に優れているからである。６５０℃（１２００°Ｆ）での７１８合金および９０９合金に関する降伏強度はそれぞれ９６５２６６ｋＰａ（１４００００プサイ）および８６１８４５ｋＰａ（１２５０００プサイ）である。単体のＮｂ合金（Ｎｂ−３０Ｔｉ−２０Ｗ合金）製のノズル３０（図６に見られる）およびバルブ３８もまた窒化および不窒化の両方の形式で満足に構成されてテストされ、２０〜３０時間に及ぶ６５０℃でのシミュレート使用に提供された。ノズル３０の横断面を再調査することで、認識できるほどのＮｂ合金の溶解の発生は全く見い出されなかった。幾分かの小さな反応がノズル３０と溶融アルミニウムとの間に生じたが、これらの反応はノズル３０に対するシリコンの内部への移動および溶湯に対するタングステンの外部への拡散が生じるのことが主として見られた。ノズル３０の内部通路５４のＮｂ合金中にアルミニウムが拡散することは全く見られなかった。これらの傾向は窒化および不窒化のノズル３０の両方で同じであるのが見い出され、この発見はＮｂ合金が腐食性および侵食性の溶融材料を処理する困難さに耐えるものとの本発明の結論を導き出した。図７に見られるように、ノズル３０’およびリテーナー３１もまたさまざまな方法で製造されるＮｂ合金製のライナー３３および３５が内部通路５４に沿って形成されるように構成された。単体の構成部材および（または）胴部のようにヒップ結合された構成部材を構成するのに使用される代替合金は炭素硬化相を有するＮｂ基マトリックスである。それなりにＮｂ基マトリックスはＴｉ、Ｗ、Ｍｏ、Ｔａまたは他の元素と合金化でき、これらの元素は室温および高温でそのＮｂ合金を強化する一方、Ａｌ、ＭｇおよびＺｎの溶湯または半固体に対する高い耐腐食性を保持する。炭化物相は室温および高温の両方で硬さを与えるために十分な体積％とされるが、粉末金属で与えられるので靭性を劣化させないように非常に微細である。炭化物はＷＣ、ＴｉＣ、ＮｂＣ、ＴａＣ、または前述した炭化物の合金化された炭化物とされるのが好ましい。他の硬い炭化物、ならびに硬いほう化物も使用できることは予想できる。上述した形式の１つの好ましい合金組成は、５５Ｎｂ（上述により他の元素と共に）および１０〜５０体積％のＷＣの炭化物容量のマトリックス組成を有し、これは炭化物として広い範囲で購入できる。上述した合金マトリックス組成を処理して非常に腐食性の強い半固体または溶融金属を処理するための適当な構成部材を形成する好ましい方法は、１）ガスまたは回転電極によるマトリックス粉末の微粒化、２）購入できるＷＣやＴｉＣのような炭化物粉末との混合、および３）ヒッピング結合を含む。この合金マトリックス組成もまた単体形状に製造でき、また溶融または半固体のＡｌ、ＭｇまたはＺｎを取り扱う装置の構成部材のためにクラッド材として製造できる。窒化は必要なものとは考えられない。上述の説明は本発明の好ましい実施例を構成しているが、本発明は適当な範囲および添付の請求の範囲における正当な意味から逸脱しないで変更、変形および変化されることができる。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (81)指定国ＥＰ(ＡＴ，ＢＥ，ＣＨ，ＤＥ，ＤＫ，ＥＳ，ＦＩ，ＦＲ，ＧＢ，ＧＲ，ＩＥ，ＩＴ，ＬＵ，ＭＣ，ＮＬ，ＰＴ，ＳＥ)，ＯＡ(ＢＦ，ＢＪ，ＣＦ，ＣＧ，ＣＩ，ＣＭ，ＧＡ，ＧＮ，ＭＬ，ＭＲ，ＮＥ，ＳＮ，ＴＤ，ＴＧ)，ＡＰ(ＧＨ，ＫＥ，ＬＳ，ＭＷ，ＳＤ，ＳＺ，ＵＧ)，ＥＡ(ＡＭ，ＡＺ，ＢＹ，ＫＧ，ＫＺ，ＭＤ，ＲＵ，ＴＪ，ＴＭ)，ＡＬ，ＡＭ，ＡＴ，ＡＵ，ＡＺ，ＢＡ，ＢＢ，ＢＧ，ＢＲ，ＢＹ，ＣＡ，ＣＨ，ＣＮ，ＣＵ，ＣＺ，ＤＥ，ＤＫ，ＥＥ，ＥＳ，ＦＩ，ＧＢ，ＧＥ，ＨＵ，ＩＬ，ＩＳ，ＪＰ，ＫＥ，ＫＧ，ＫＰ，ＫＲ，ＫＺ，ＬＣ，ＬＫ，ＬＲ，ＬＳ，ＬＴ，ＬＵ，ＬＶ，ＭＤ，ＭＧ，ＭＫ，ＭＮ，ＭＷ，ＭＸ，ＮＯ，ＮＺ，ＰＬ，ＰＴ，ＲＯ，ＲＵ，ＳＤ，ＳＥ，ＳＧ，ＳＩ，ＳＫ，ＴＪ，ＴＭ，ＴＲ，ＴＴ，ＵＡ，ＵＧ，ＵＳ，ＵＺ，ＶＮ

Claims

【特許請求の範囲】１．６４９℃（１２００°Ｆ）において工具鋼で１０μｍ／時間を上回る腐食性を有する溶融または半溶融金属材料を処理する装置であって、前記材料が腐食性のときに前記材料に接触する表面を有する構成部材を含み、前記構成部材の前記表面が前記材料による腐食に抵抗するＮｂ基合金である装置。２．請求項１に記載された装置であって、前記Ｎｂ基合金がＮｂ−３０Ｔｉ −２０Ｗ合金である装置。３．請求項１に記載された装置であって、前記Ｎｂ基合金がアルミニウムに対する耐腐食性を有している装置。４．請求項１に記載された装置であって、前記Ｎｂ基合金がアルミニウム合金に対する耐腐食性を有している装置。５．請求項１に記載された装置であって、前記Ｎｂ基合金が亜鉛合金に対する耐腐食性を有している装置。６．請求項１に記載された装置であって、前記表面が窒化されている装置。７．請求項１に記載された装置であって、前記構成部材が単体構造で作られている装置。８．請求項１に記載された装置であって、前記構成部材が複合構造を有しており、前記Ｎｂ基合金がコアーに結合されている装置。９．請求項８に記載された装置であって、前記Ｎｂ基合金が前記コアーに機械的に結合される装置。１０．請求項８に記載された装置であって、前記Ｎｂ基合金が前記コアーに金属学的に結合されている装置。１１．請求項１０に記載された装置であって、前記Ｎｂ基合金が前記コアーに対してヒップ結合されている装置。１２．請求項１に記載された装置であって、前記構成部材が押出し胴部である装置。１３．請求項１に記載された装置であって、前記構成部材が押出しスクリューである装置。１４．請求項１に記載された装置であって、前記構成部材が押出しノズルである装置。１５．請求項１に記載された装置であって、前記構成部材が逆止バルブである装置。１６．請求項１に記載された装置であって、前記Ｎｂ基合金が５５Ｎｂ−Ｔｉである装置。１７．請求項１に記載された装置であって、前記Ｎｂ基合金がＮｂ基マトリックスであり、炭化物硬化相を有している装置。１８．請求項１７に記載された装置であって、前記Ｎｂ基マトリックスが１０〜５０体積％の範囲で炭化物含有量を有する装置。１９．請求項１８に記載された装置であって、前記炭化物がＷＣである装置。２０．溶融または半溶融状態のときに腐食性である溶融または半溶融の金属材料をチキソトロピー状態となすように処理する装置であって、反対両端部を有し、前記端部の一方に出口を、また前記端部の他方の近くに入口を有し、前記入口は前記出口から距離を隔てて配置されている胴部であって、Ｎｂ−３０Ｔｉ−２０Ｗ合金で作られた内面を有し、前記内面は前記胴部を通る通路を画成すると共に金属材料が前記装置を通って移動するときに金属材料に接触するようになされており、前記内面は金属材料による腐食および侵食に抵抗し、前記通路は前記入口と前記出口とを連通している前記胴部と、前記通路内に前記通路に対して回転できるように配置され、少なくとも１つのベーンを有する本体を含み、前記胴部を通して金属材料を推進するために前記ベーンが少なくとも部分的に前記本体の周囲に螺旋を画成しているスクリューであって、Ｎｂ−３０Ｔｉ−２０Ｗ合金で作られた外面を含み、前記外面が前記装置を通って金属材料が移動するときに金属材料に接触されると共に金属材料による腐食および侵食に抵抗する前記スクリューと、前記スクリューを回転し、前記金属材料が半溶融状態であるときにその内部に樹枝状組織が完全に形成されるのを抑制するのに十分な速度で前記金属材料を撹拌する駆動手段であって、前記駆動手段による前記スクリューの回転はさらに予め定められた物品として形成するために前記金属材料をチキソトロピー状態で前記胴部から前記出口を通して排出させる前記駆動手段と、前記金属材料を前記入口を通して前記胴部の中へ導入する給送手段と、前記金属材料を半溶融状態となし、前記金属材料の液化温度と固化温度との間の温度となすように、熱を前記胴部およびその中の前記金属材料に伝達する加熱手段とを含む装置。２１．請求項２０に記載された装置であって、前記出口内にノズルをさらに含み、前記ノズルは内部を通る通路を画成する内面を有し、前記内面はＮｂ−３０Ｔｉ−２０Ｗ合金で形成されている装置。２２．請求項２０に記載された装置であって、半溶融状態の前記金属材料に接触する前記装置の全表面がＮｂ−３０Ｔｉ−２０Ｗ合金で形成されている装置。２３．請求項２０に記載された装置であって、前記胴部が第２材料で作られた内側コアーを含み、前記内面は前記胴部の前記外層に金属学的に結合された内層の一部分である装置。２４．請求項２３に記載された装置であって、前記胴部の前記内層が前記胴部の前記外層に対してヒップ結合されている装置。２５．請求項２３に記載された装置であって、前記胴部の前記外層が７１８合金である装置。２６．請求項２５に記載された装置であって、前記胴部の前記内層と前記外層との間に結合層が配置された装置。２７．請求項２３に記載された装置であって、前記胴部の前記内層が前記胴部の前記外層に機械的に結合されている装置。２８．請求項２７に記載された装置であって、前記胴部の前記内層が前記外層の内側に焼き嵌めされている装置。２９．請求項２７に記載された装置であって、前記胴部の前記外層が９０９合金である装置。３０．請求項２０に記載された装置であって、前記スクリューが第２材料で作られた内側コアーを含み、前記外面が前記コアーに対して金属学的に結合された外層の一部分である装置。３１．請求項３０に記載された装置であって、前記スクリューの前記外層はヒップ結合によって前記コアーに金属学的に結合されている装置。３２．請求項２０に記載された装置であって、前記ノズルがＮｂ−３０Ｔｉ −２０Ｗ合金で作られた単体構造である装置。３３．請求項２０に記載された装置であって、前記胴部から前記金属材料を受け入れるようになされた射出スリーブをさらに含み、内部を通る通路を画成するＮｂ−３０Ｔｉ−２０Ｗ合金で形成された内面を前記射出スリーブが有している装置。３４．請求項３３に記載された装置であって、前記射出スリーブから前記金属材料を受け入れる射出モールド型をさらに含む装置。３５．請求項２０に記載された装置であって、前記射出スリーブから前記金属材料を受け入れる鋳造型をさらに含む装置。３６．請求項２０に記載された装置であって、前記胴部の前記内面が窒化されている装置。３７．請求項２０に記載された装置であって、前記スクリューの前記外面が窒化されている装置。３８．請求項２０に記載された装置であって、前記Ｎｂ基合金が５５Ｎｂ− Ｔｉである装置。３９．請求項２０に記載された装置であって、前記Ｎｂ基合金が炭化物硬化相を有するＮｂ基マトリックス構成である装置。４０．請求項３９に記載された装置であって、前記Ｎｂ基マトリックス構成が３０〜５０体積％の範囲の炭化物容量を有する装置。４１．請求項４１に記載された装置であって、前記炭化物がＷＣである装置。