JP2002283038A - 表面改質鋳造方法 - Google Patents
表面改質鋳造方法Info
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Landscapes
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 液相焼結による表面改質鋳造法において、改
質層の特性を一段と向上する。 【解決手段】 特定性質を付与する金属の主粉Ａと、こ
れより低い溶融点を有する金属の焼結助剤粉Ｂと、有機
系結合材Ｃを混合した混合粉を鋳造品の所望の位置へ添
着し、前記三者間に生じる液相焼結によって相互に一体
化して特定の物性を鋳造品に付与する表面改質鋳造方法
において、主粉Ａと焼結助剤粉Ｂとをまず混合し、該混
合粉Ｘに高エネルギーミルなどで強制攪拌して粉砕と冷
間接合を繰返して前記粉末同士が個々の粉末内に細かく
畳み込まれるメカニカルグラインディング処理を施して
得られた複合粉Ｗを鋳型に添着して鋳造を行い、液相焼
結を起させ、通常の混合粉Ｘよりも溶け込みが少なくＡ
成分がより多く濃縮された改質層を鋳造品表面に形成さ
せることによって前記の課題を解決した。
質層の特性を一段と向上する。 【解決手段】 特定性質を付与する金属の主粉Ａと、こ
れより低い溶融点を有する金属の焼結助剤粉Ｂと、有機
系結合材Ｃを混合した混合粉を鋳造品の所望の位置へ添
着し、前記三者間に生じる液相焼結によって相互に一体
化して特定の物性を鋳造品に付与する表面改質鋳造方法
において、主粉Ａと焼結助剤粉Ｂとをまず混合し、該混
合粉Ｘに高エネルギーミルなどで強制攪拌して粉砕と冷
間接合を繰返して前記粉末同士が個々の粉末内に細かく
畳み込まれるメカニカルグラインディング処理を施して
得られた複合粉Ｗを鋳型に添着して鋳造を行い、液相焼
結を起させ、通常の混合粉Ｘよりも溶け込みが少なくＡ
成分がより多く濃縮された改質層を鋳造品表面に形成さ
せることによって前記の課題を解決した。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】金属の鋳造法において、特定
の性質を発揮する金属、または合金を全面、または所望
の一部に付加して鋳造品としての機能を向上させる技術
に係る。
の性質を発揮する金属、または合金を全面、または所望
の一部に付加して鋳造品としての機能を向上させる技術
に係る。
【０００２】
【従来の技術】鋳造品の特定の位置に耐食性や耐摩耗性
を付与する方法として、鋳造品自体に溶射や部分焼入、
浸炭、窒化など、鋳造後に表面処理を加える方法もある
が、作業工程が確実に増加する問題がある。そのため鋳
造前の鋳型空隙表面の所定の位置に特定の物性を付与す
る特定の金属を添着し、溶融金属を注湯し、その熱で該
添着金属層を溶着させ、凝固後に所望の位置に改質層を
形成しようとする鋳造方法が種々提案されている。
を付与する方法として、鋳造品自体に溶射や部分焼入、
浸炭、窒化など、鋳造後に表面処理を加える方法もある
が、作業工程が確実に増加する問題がある。そのため鋳
造前の鋳型空隙表面の所定の位置に特定の物性を付与す
る特定の金属を添着し、溶融金属を注湯し、その熱で該
添着金属層を溶着させ、凝固後に所望の位置に改質層を
形成しようとする鋳造方法が種々提案されている。
【０００３】たとえば特公平５−２０１８４号公報や特
開昭５−７７０１９号公報の従来技術があるが、これら
の趣旨は、たとえば耐食性の場合、該耐食性金属の溶融
点を低温側へ移すように成分コントロールすることにあ
り、該溶融点が低過ぎれば注湯した溶融金属内に拡散し
て改質層の成分濃度が著しく失われ、溶融点が高過ぎれ
ば母材金属との一体溶着化が難しい。
開昭５−７７０１９号公報の従来技術があるが、これら
の趣旨は、たとえば耐食性の場合、該耐食性金属の溶融
点を低温側へ移すように成分コントロールすることにあ
り、該溶融点が低過ぎれば注湯した溶融金属内に拡散し
て改質層の成分濃度が著しく失われ、溶融点が高過ぎれ
ば母材金属との一体溶着化が難しい。
【０００４】先に出願人は特公平５−２０１８７号公報
において、主として耐摩耗性の局部的強化を目指した全
く新しい液相焼結による複合一体化を開示した。すなわ
ち、Ａとして特定の物性を付与する特定の金属粉末、Ｂ
として前記Ａを構成する金属より明確に低融点を有する
金属の粉末を使用し、Ｃとして適量の有機系結合材の三
者を練り合わせて所望の位置に取り付け、粉末Ｂの溶融
点より高い溶融金属を注湯することによって、まず注入
した溶融金属の保有熱によって低融点のＢ金属粉末を溶
融し、Ａ，Ｂおよび注入金属の三者を液相焼結で一体化
し、さらに続けて注入する金属と層表面を通じて拡散溶
着することを要旨とする。具体的には金属ＡとしてＦｅ
−Ｃｒ、焼結助剤粉ＢとしてＮｉ−Ｃｒ−Ｓｉ−Ｆｅ粉
末、Ｃとしてポリビニールアセテートなどで形成して、
母材となる鋳鉄溶湯を注湯し、耐摩耗鋳鉄部品のうち、
とくに摩耗面だけを局部的に強化する実施形態を示し
た。
において、主として耐摩耗性の局部的強化を目指した全
く新しい液相焼結による複合一体化を開示した。すなわ
ち、Ａとして特定の物性を付与する特定の金属粉末、Ｂ
として前記Ａを構成する金属より明確に低融点を有する
金属の粉末を使用し、Ｃとして適量の有機系結合材の三
者を練り合わせて所望の位置に取り付け、粉末Ｂの溶融
点より高い溶融金属を注湯することによって、まず注入
した溶融金属の保有熱によって低融点のＢ金属粉末を溶
融し、Ａ，Ｂおよび注入金属の三者を液相焼結で一体化
し、さらに続けて注入する金属と層表面を通じて拡散溶
着することを要旨とする。具体的には金属ＡとしてＦｅ
−Ｃｒ、焼結助剤粉ＢとしてＮｉ−Ｃｒ−Ｓｉ−Ｆｅ粉
末、Ｃとしてポリビニールアセテートなどで形成して、
母材となる鋳鉄溶湯を注湯し、耐摩耗鋳鉄部品のうち、
とくに摩耗面だけを局部的に強化する実施形態を示し
た。
【０００５】同様に耐食性をとくに必要とする部材の場
合は、特開平１０−２７２５５２号公報において、Ｎ
ｉ、またはＮｉ基合金やステンレス鋼材などから選ばれ
た金属粉末Ａと、該金属粉末Ａより明確に低温の溶融点
を具え、Ｐを５〜１５重量％必ず含むＮｉ基合金よりな
る金属粉末Ｂを混合して所望の位置へ添着し、金属粉末
Ｂの溶融点より高い溶融点を有する溶融金属を注湯し、
前記三溶融点の相互関係によって発現する液相焼結と溶
融金属の静圧によって製品の所望の位置に強固で緻密な
焼結層を一体的に形成した。また、特開平１０−２７２
５４７号公報では同じ発想を遠心力鋳造に適用した場合
を開示している。
合は、特開平１０−２７２５５２号公報において、Ｎ
ｉ、またはＮｉ基合金やステンレス鋼材などから選ばれ
た金属粉末Ａと、該金属粉末Ａより明確に低温の溶融点
を具え、Ｐを５〜１５重量％必ず含むＮｉ基合金よりな
る金属粉末Ｂを混合して所望の位置へ添着し、金属粉末
Ｂの溶融点より高い溶融点を有する溶融金属を注湯し、
前記三溶融点の相互関係によって発現する液相焼結と溶
融金属の静圧によって製品の所望の位置に強固で緻密な
焼結層を一体的に形成した。また、特開平１０−２７２
５４７号公報では同じ発想を遠心力鋳造に適用した場合
を開示している。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】前記の従来技術は液相
焼結を意図的に発現させることにより、鋳造品の所望の
位置を選択的にある特性に関して強化する技術を一応確
立したわけであるが、最近は金属粉末自体を加工してさ
らに機能的に特殊な性質を具えるように調質する技術が
注目を集め、多岐に亘る技術分野でその応用が試みられ
ている。本発明も従来の単なる粉末の混合体よりも粉末
自体の機能を高めれば、従来技術より一段と優れた改質
層が得られるのではないかという認識に立ったのがその
原点にある。
焼結を意図的に発現させることにより、鋳造品の所望の
位置を選択的にある特性に関して強化する技術を一応確
立したわけであるが、最近は金属粉末自体を加工してさ
らに機能的に特殊な性質を具えるように調質する技術が
注目を集め、多岐に亘る技術分野でその応用が試みられ
ている。本発明も従来の単なる粉末の混合体よりも粉末
自体の機能を高めれば、従来技術より一段と優れた改質
層が得られるのではないかという認識に立ったのがその
原点にある。
【０００７】出願人らはメカニカルグラインディング
（Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ Ｇｒｉｎｄｉｎｇ 以下単に
ＭＧと記載する）処理によって粉末自体を改良した場
合、従来技術を凌駕する優れた効果がもたらされるとい
う予見に立ち、実地の試験を繰返した。近年、既にメカ
ニカルアロイング（Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ Ａｌｌｏｙ
ｉｎｇ）と呼ばれる粉末処理によって異種金属を溶解す
ることなく原子レベルで結合した合金化の方法が開発さ
れ、たとえばＯＤＳ（Ｏｘｉｄｅ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｏ
ｎ Ｓｔｒｅｎｇｔｈｅｎｉｎｇ）合金のように、通常
の溶解方法では合金化が難しい材料の合成に適用され、
たとえばＮｉ基合金中にＹ2Ｏ5やＬａ2Ｏ5の粒子を均
一、かつ微細に分散させる方法が確立したため高温強度
や耐酸化性が大幅に向上したという報告もある。本発明
では合金化までは至らずＭＧの段階で異種粉末の複合化
を意図したもので、複合粉を液相焼結の粉末として使用
することによって次の利点を予見したのである。 (1) 主粉と焼結助剤粉の組成が一つ一つの複合粉内に
均一に分散しているので混合粉を添着する場合に比べて
遥かに組成の偏析がなくなる。 (2) 得られる改質層の組成が均一、かつ微細なものと
なって機能性が向上する。
（Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ Ｇｒｉｎｄｉｎｇ 以下単に
ＭＧと記載する）処理によって粉末自体を改良した場
合、従来技術を凌駕する優れた効果がもたらされるとい
う予見に立ち、実地の試験を繰返した。近年、既にメカ
ニカルアロイング（Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ Ａｌｌｏｙ
ｉｎｇ）と呼ばれる粉末処理によって異種金属を溶解す
ることなく原子レベルで結合した合金化の方法が開発さ
れ、たとえばＯＤＳ（Ｏｘｉｄｅ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｏ
ｎ Ｓｔｒｅｎｇｔｈｅｎｉｎｇ）合金のように、通常
の溶解方法では合金化が難しい材料の合成に適用され、
たとえばＮｉ基合金中にＹ2Ｏ5やＬａ2Ｏ5の粒子を均
一、かつ微細に分散させる方法が確立したため高温強度
や耐酸化性が大幅に向上したという報告もある。本発明
では合金化までは至らずＭＧの段階で異種粉末の複合化
を意図したもので、複合粉を液相焼結の粉末として使用
することによって次の利点を予見したのである。 (1) 主粉と焼結助剤粉の組成が一つ一つの複合粉内に
均一に分散しているので混合粉を添着する場合に比べて
遥かに組成の偏析がなくなる。 (2) 得られる改質層の組成が均一、かつ微細なものと
なって機能性が向上する。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明に係る表面改質鋳
造方法は、鋳型内面の所望の位置へ特定の物性を付与す
る特定金属または複数金属の合金からなる主粉Ａと、前
記主粉Ａよりは明確に低い溶融点を有する金属、または
合金よりなる焼結助剤粉Ｂと、有機系結合材Ｃを混合し
た混合粉Ｘを前記位置へ添着し、焼結助剤粉Ｂより溶融
点の高い溶融金属Ｍを注湯し、前記主粉Ａ、焼結助剤粉
Ｂ、および溶融金属Ｍの三者間に生じる液相焼結によっ
て相互に一体化して特定の物性を鋳造品に付与する鋳造
方法であって、特に主粉Ａと焼結助剤粉Ｂとをあらかじ
め所定の割合で混合し、該混合粉Ｘを高エネルギーミル
で強制攪拌して粉砕と冷間接合を繰返して前記粉末同士
が個々の粉末内に細かく畳み込まれた複合粉Ｗに調質す
るメカニカルグラインディング処理を施して鋳型に添着
し、該鋳型へ注湯する溶融金属Ｍの保有熱によって液相
焼結を発現させ、通常の混合粉Ｘを使用した場合よりも
溶け込みが少なくＡ成分がより多く濃縮された改質層を
鋳造品表面に形成させたことを特徴とする。
造方法は、鋳型内面の所望の位置へ特定の物性を付与す
る特定金属または複数金属の合金からなる主粉Ａと、前
記主粉Ａよりは明確に低い溶融点を有する金属、または
合金よりなる焼結助剤粉Ｂと、有機系結合材Ｃを混合し
た混合粉Ｘを前記位置へ添着し、焼結助剤粉Ｂより溶融
点の高い溶融金属Ｍを注湯し、前記主粉Ａ、焼結助剤粉
Ｂ、および溶融金属Ｍの三者間に生じる液相焼結によっ
て相互に一体化して特定の物性を鋳造品に付与する鋳造
方法であって、特に主粉Ａと焼結助剤粉Ｂとをあらかじ
め所定の割合で混合し、該混合粉Ｘを高エネルギーミル
で強制攪拌して粉砕と冷間接合を繰返して前記粉末同士
が個々の粉末内に細かく畳み込まれた複合粉Ｗに調質す
るメカニカルグラインディング処理を施して鋳型に添着
し、該鋳型へ注湯する溶融金属Ｍの保有熱によって液相
焼結を発現させ、通常の混合粉Ｘを使用した場合よりも
溶け込みが少なくＡ成分がより多く濃縮された改質層を
鋳造品表面に形成させたことを特徴とする。
【０００９】より具体的には所望する特定の物性が耐食
性、または耐食性に耐摩耗性を兼ね、主粉ＡがＮｉまた
はＮｉ基合金から選ばれた金属粉末Ａと、該金属粉末よ
り明確に低温の溶融点を有し必ずＰを５〜１５重量％含
むＮｉ基合金の粉末の焼結助剤粉Ｂとよりなることが最
も優れた実施形態であり、さらに主粉Ａと焼結助剤粉Ｂ
に適当量の有機結合材Ｃを加えてスラリー状に混和して
鋳型表面の所望の位置に所望の厚さだけ添着することも
よく、主粉Ａと焼結助剤粉Ｂの混合割合Ａ／Ｂが質量比
で９０／１０〜４０／６０（質量比については以下同
じ）であることがよき結果に繋がる。さらに本発明の鋳
造対象は置き注ぎの鋳型だけではなく、遠心力鋳造のよ
うな特殊な金型であってもよい。
性、または耐食性に耐摩耗性を兼ね、主粉ＡがＮｉまた
はＮｉ基合金から選ばれた金属粉末Ａと、該金属粉末よ
り明確に低温の溶融点を有し必ずＰを５〜１５重量％含
むＮｉ基合金の粉末の焼結助剤粉Ｂとよりなることが最
も優れた実施形態であり、さらに主粉Ａと焼結助剤粉Ｂ
に適当量の有機結合材Ｃを加えてスラリー状に混和して
鋳型表面の所望の位置に所望の厚さだけ添着することも
よく、主粉Ａと焼結助剤粉Ｂの混合割合Ａ／Ｂが質量比
で９０／１０〜４０／６０（質量比については以下同
じ）であることがよき結果に繋がる。さらに本発明の鋳
造対象は置き注ぎの鋳型だけではなく、遠心力鋳造のよ
うな特殊な金型であってもよい。
【００１０】
【発明の実施の形態】本発明の実施形態として主粉Ａが
Ｎｉ粉（Ｎｉ≧９９．７重量％）、焼結助剤粉Ｂとして
Ｎｉ−Ｐ（Ｐ：１１．４重量％ 溶融点１１５３Ｋ）で
粒度は何れも１００メッシュパスのものを使用した。な
お、この実施例以外に耐摩耗性向上のためにＦｅ−Ｃｒ
粉末を主粉ＡとしてＣｒ炭化物を集中的に析出させる構
成など種々の形態のあることは言うまでもなく、従来技
術に使用される強化用の金属粉末の混合粉はすべて複合
粉に置換することによって優れた効果を期待できること
には何の制限もない。
Ｎｉ粉（Ｎｉ≧９９．７重量％）、焼結助剤粉Ｂとして
Ｎｉ−Ｐ（Ｐ：１１．４重量％ 溶融点１１５３Ｋ）で
粒度は何れも１００メッシュパスのものを使用した。な
お、この実施例以外に耐摩耗性向上のためにＦｅ−Ｃｒ
粉末を主粉ＡとしてＣｒ炭化物を集中的に析出させる構
成など種々の形態のあることは言うまでもなく、従来技
術に使用される強化用の金属粉末の混合粉はすべて複合
粉に置換することによって優れた効果を期待できること
には何の制限もない。
【００１１】図２はＭＧに使用する高エネルギーのボー
ルミルの概略を示し、容器１は水ジャケット２を循環す
る水によって冷却され、容器１内にＳＵＳ３０４のボー
ル３と共に混合した金属粉末を装入し、攪拌翼４を高速
回転して粉末を機械的に強制攪拌し、ボール３の衝突に
よって粉末が破砕されて新しい破面が生まれ、さらに塑
性変形して原料粉同士の冷間接合が起こる。この粉砕と
接合の繰返しにより破砕−凝集−破砕の連続により異種
の原料同士が一つの粉末のそれぞれに畳み込まれた微細
な組織の複合粉に調質される。この実施例では回転速度
は３００ｒｐｍ、雰囲気は窒素内で処理したが、工業的
に大量に処理する場合には遊星ボールミルなど高エネル
ギーの特殊ミルが好適であろう。
ルミルの概略を示し、容器１は水ジャケット２を循環す
る水によって冷却され、容器１内にＳＵＳ３０４のボー
ル３と共に混合した金属粉末を装入し、攪拌翼４を高速
回転して粉末を機械的に強制攪拌し、ボール３の衝突に
よって粉末が破砕されて新しい破面が生まれ、さらに塑
性変形して原料粉同士の冷間接合が起こる。この粉砕と
接合の繰返しにより破砕−凝集−破砕の連続により異種
の原料同士が一つの粉末のそれぞれに畳み込まれた微細
な組織の複合粉に調質される。この実施例では回転速度
は３００ｒｐｍ、雰囲気は窒素内で処理したが、工業的
に大量に処理する場合には遊星ボールミルなど高エネル
ギーの特殊ミルが好適であろう。
【００１２】Ｎｉ／Ｎｉ−Ｐ：５０／５０の混合粉をＭ
Ｇ処理して時間の経過と得られた複合粉のＳＥＭ像やＥ
ＰＭＡ像（ＰのＫαのＸ線画像）で観察すると、混合粉
のまま（処理時間０）ではＮｉ粉は表面に凹凸があり、
Ｎｉ−Ｐ粉の表面は滑らかであるから、混合だけでは偏
析する傾向は免れないが、ＥＰＭＡのＰの分布からＭＧ
３６ｋｓ（１０ｈｒ）の初期の段階で図３（ｂ）のよう
に既にかなり均一に複合されており、その後さらにＭＧ
処理した複合粉も改質層の性質に大差は認められないの
でＭＧ処理時間として３６ｋｓは一応の目安となる。
Ｇ処理して時間の経過と得られた複合粉のＳＥＭ像やＥ
ＰＭＡ像（ＰのＫαのＸ線画像）で観察すると、混合粉
のまま（処理時間０）ではＮｉ粉は表面に凹凸があり、
Ｎｉ−Ｐ粉の表面は滑らかであるから、混合だけでは偏
析する傾向は免れないが、ＥＰＭＡのＰの分布からＭＧ
３６ｋｓ（１０ｈｒ）の初期の段階で図３（ｂ）のよう
に既にかなり均一に複合されており、その後さらにＭＧ
処理した複合粉も改質層の性質に大差は認められないの
でＭＧ処理時間として３６ｋｓは一応の目安となる。
【００１３】図４は本発明の実施例に使用する鋳型を示
し、炭酸ガス法によって成形した。図４（ａ）は肉厚が
１０ｍｍの１５０×１５０ｍｍの薄肉用鋳型５Ａであ
り、標準的な製品を代表する。鋳型には湯口６と揚り
７、ガス抜き８を設ける。薄肉５Ａの底面には、Ｎｉ／
Ｎｉ−Ｐ５０／５０、７５／２５、９０／１０の三種類
に配合を変えた混合粉のまま（ＭＧ０ｋｓ）と、複合粉
（３６ｋｓ）にそれぞれ有機系結合材Ｃとしてポリビニ
ールアセテートを１／１００質量比で加え、キシレンに
溶いて添着し、添着層９Ａを形成する。添着量は６０ｍ
ｇ／ｃｍ2、１２０ｍｇ／ｃｍ2の二通りで比べ合わせて
その有効性を判断することにした。図４（ｂ）は比較の
ために肉厚が５０ｍｍのかなり大きい厚肉鋳型であって
その他の条件は同図（ａ）と同一に統一して厚肉５Ｂと
添着層９Ｂを作成した。
し、炭酸ガス法によって成形した。図４（ａ）は肉厚が
１０ｍｍの１５０×１５０ｍｍの薄肉用鋳型５Ａであ
り、標準的な製品を代表する。鋳型には湯口６と揚り
７、ガス抜き８を設ける。薄肉５Ａの底面には、Ｎｉ／
Ｎｉ−Ｐ５０／５０、７５／２５、９０／１０の三種類
に配合を変えた混合粉のまま（ＭＧ０ｋｓ）と、複合粉
（３６ｋｓ）にそれぞれ有機系結合材Ｃとしてポリビニ
ールアセテートを１／１００質量比で加え、キシレンに
溶いて添着し、添着層９Ａを形成する。添着量は６０ｍ
ｇ／ｃｍ2、１２０ｍｇ／ｃｍ2の二通りで比べ合わせて
その有効性を判断することにした。図４（ｂ）は比較の
ために肉厚が５０ｍｍのかなり大きい厚肉鋳型であって
その他の条件は同図（ａ）と同一に統一して厚肉５Ｂと
添着層９Ｂを作成した。
【００１４】鋳型は乾燥後、高周波炉で溶解したダクタ
イル鋳鉄（ＦＣＤ Ｃ：３．５３％，Ｓｉ：２．６４
％、Ｍｎ：０．２２７，Ｐ：０．０４４，Ｓ：０．０１
３％，Ｍｇ：０．０５０％（重量％））を１６２３Ｋで
注湯し、凝固後、図４の（ａ）−（１）、（ｂ）−
（１）に示す薄肉、厚肉の中央、湯先の添着面９
Ａ，９Ｂと直角に試験片を切断し、断面を研磨して組織
やＥＰＭＡによる元素分析、硬さ測定などを行なって、
その優劣を判断した。
イル鋳鉄（ＦＣＤ Ｃ：３．５３％，Ｓｉ：２．６４
％、Ｍｎ：０．２２７，Ｐ：０．０４４，Ｓ：０．０１
３％，Ｍｇ：０．０５０％（重量％））を１６２３Ｋで
注湯し、凝固後、図４の（ａ）−（１）、（ｂ）−
（１）に示す薄肉、厚肉の中央、湯先の添着面９
Ａ，９Ｂと直角に試験片を切断し、断面を研磨して組織
やＥＰＭＡによる元素分析、硬さ測定などを行なって、
その優劣を判断した。
【００１５】一方、図５は図４に示した鋳型に注湯した
とき、その中央と湯先における鋳型表面の温度上昇
を時間の経過毎にプロットしたものである。図（ａ）は
肉厚１０ｍｍの標準的な薄肉用、図（ｂ）は肉厚５０ｍ
ｍの厚肉用の鋳型から測温したものである。何れもＮｉ
／Ｎｉ−Ｐ：５０／５０、添着量は１２０ｍｇ／ｃｍ 2
（厚さ約０．３ｍｍ）の点、点の温度の経時的変化
を示したもので、図（ａ）の薄肉の場合はＮｉ／Ｎｉ−
Ｐが液相を発生する温度（１１５０Ｋ）以上に鋳型の中
央では約１００秒間保持され、湯先では約５０秒間
しか保持されないないのに対し、図（ｂ）の厚肉の場合
は中央部で約９００秒間、湯先でも約７００秒間も保
持されて、薄肉に比べると遥かに冷却速度が遅くなり、
この保持時間中に添着層では固相焼結に比べて著しい液
相焼結が進行するが、この保持時間の大差が凝固後の改
質層の組織を支配する大きな要因となるのである。
とき、その中央と湯先における鋳型表面の温度上昇
を時間の経過毎にプロットしたものである。図（ａ）は
肉厚１０ｍｍの標準的な薄肉用、図（ｂ）は肉厚５０ｍ
ｍの厚肉用の鋳型から測温したものである。何れもＮｉ
／Ｎｉ−Ｐ：５０／５０、添着量は１２０ｍｇ／ｃｍ 2
（厚さ約０．３ｍｍ）の点、点の温度の経時的変化
を示したもので、図（ａ）の薄肉の場合はＮｉ／Ｎｉ−
Ｐが液相を発生する温度（１１５０Ｋ）以上に鋳型の中
央では約１００秒間保持され、湯先では約５０秒間
しか保持されないないのに対し、図（ｂ）の厚肉の場合
は中央部で約９００秒間、湯先でも約７００秒間も保
持されて、薄肉に比べると遥かに冷却速度が遅くなり、
この保持時間中に添着層では固相焼結に比べて著しい液
相焼結が進行するが、この保持時間の大差が凝固後の改
質層の組織を支配する大きな要因となるのである。
【００１６】複合粉のＮｉ／Ｎｉ−Ｐを５０／５０と一
定に保ち、添着量のみを変えて添着したとき、ＭＧの有
無と注湯後に得られた改質層の顕微鏡写真を図１に示
す。図１（ａ）は６０ｍｇ／ｃｍ2（ＭＧ０ｋｓ）、同
（ｂ）は６０ｍｇ／ｃｍ2（ＭＧ３６ｋｓ）、同（ｃ）
は１２０ｍｇ／ｃｍ2（ＭＧ０ｋｓ）、同（ｄ）は１２
０ｍｇ／ｃｍ2（ＭＧ３６ｋｓ）の各例の組織であって
（倍率は×１００）、６０ｍｇ／ｃｍ2添着の場合、混
合粉のまま（ＭＧ０ｋｓ）では添着層はほとんど溶け込
んで表面には改質層が形成されないが、ＭＧ処理すると
溶け込みが少なくなり、少ない添着量でも改質層が形成
される。しかし、添着量が１２０ｍｇ／ｃｍ 2を越える
と、ＭＧ処理によって溶け込みが少ないから焼結不良に
よるボイド（空孔）が多発する傾向にある。
定に保ち、添着量のみを変えて添着したとき、ＭＧの有
無と注湯後に得られた改質層の顕微鏡写真を図１に示
す。図１（ａ）は６０ｍｇ／ｃｍ2（ＭＧ０ｋｓ）、同
（ｂ）は６０ｍｇ／ｃｍ2（ＭＧ３６ｋｓ）、同（ｃ）
は１２０ｍｇ／ｃｍ2（ＭＧ０ｋｓ）、同（ｄ）は１２
０ｍｇ／ｃｍ2（ＭＧ３６ｋｓ）の各例の組織であって
（倍率は×１００）、６０ｍｇ／ｃｍ2添着の場合、混
合粉のまま（ＭＧ０ｋｓ）では添着層はほとんど溶け込
んで表面には改質層が形成されないが、ＭＧ処理すると
溶け込みが少なくなり、少ない添着量でも改質層が形成
される。しかし、添着量が１２０ｍｇ／ｃｍ 2を越える
と、ＭＧ処理によって溶け込みが少ないから焼結不良に
よるボイド（空孔）が多発する傾向にある。
【００１７】このことはＥＰＭＡによる改質層や拡散層
の元素分析でも裏付けられ、ＭＧした試験片は添着量が
半分でもＭＧ処理しない試験片に対し表面付近のＮｉ量
が濃縮して溶け込みの少ないことと一致する。また、Ｐ
の溶け込みも抑制されるから母材表面近くのステダイト
相は少なく均一、かつ微細であった。ＭＧ処理の複合粉
の溶け込みが抑制されるのは、複合粉では溶湯の熱によ
って液相となるＮｉ−Ｐの共晶組成が複合粉の内部に閉
じ込められるから、Ｎｉ−Ｐの共晶温度以上に保持され
る時間が短いと、複合粉の表面に浸み出して来る液相量
も少ないからであると解釈される。
の元素分析でも裏付けられ、ＭＧした試験片は添着量が
半分でもＭＧ処理しない試験片に対し表面付近のＮｉ量
が濃縮して溶け込みの少ないことと一致する。また、Ｐ
の溶け込みも抑制されるから母材表面近くのステダイト
相は少なく均一、かつ微細であった。ＭＧ処理の複合粉
の溶け込みが抑制されるのは、複合粉では溶湯の熱によ
って液相となるＮｉ−Ｐの共晶組成が複合粉の内部に閉
じ込められるから、Ｎｉ−Ｐの共晶温度以上に保持され
る時間が短いと、複合粉の表面に浸み出して来る液相量
も少ないからであると解釈される。
【００１８】溶け込みが少ないことによるＮｉの濃縮作
用は図６に示す硬さ試験でも裏付けられる。この図は縦
軸にＨＶ、横軸に鋳造品の表面からの距離を目盛ったも
ので、６０ｍｇ／ｃｍ2添着の場合はＭＧ処理なしでは
溶け込みが多くなるため最表面だけが少し硬いマルテン
サイト相を形成するのに対し、ＭＧ処理を施した場合は
前記の組織写真やＥＰＭＡの結果からも明らかなよう
に、表面に軟らかいＮｉ富化層、内部にマルテンサイト
相の析出による硬化層が認められる。１２０ｍｇ／ｃｍ
2添着の場合もＭＧ処理した方が溶け込み難くなるた
め、生成するマルテンサイト相は薄く、硬さのピークは
表面側に位置する。
用は図６に示す硬さ試験でも裏付けられる。この図は縦
軸にＨＶ、横軸に鋳造品の表面からの距離を目盛ったも
ので、６０ｍｇ／ｃｍ2添着の場合はＭＧ処理なしでは
溶け込みが多くなるため最表面だけが少し硬いマルテン
サイト相を形成するのに対し、ＭＧ処理を施した場合は
前記の組織写真やＥＰＭＡの結果からも明らかなよう
に、表面に軟らかいＮｉ富化層、内部にマルテンサイト
相の析出による硬化層が認められる。１２０ｍｇ／ｃｍ
2添着の場合もＭＧ処理した方が溶け込み難くなるた
め、生成するマルテンサイト相は薄く、硬さのピークは
表面側に位置する。
【００１９】図７はＮｉ／Ｎｉ−Ｐを５０／５０とし、
ＭＧ：３６ｋｓの実施例と、ＭＧ：０ｋｓの比較例１、
および参考のために付したダクタイル鋳鉄（ＦＣＤ）を
比較例２として、それぞれ５％Ｎａｃｌ塩水の噴霧試験
を行ない、横軸に試験日数、縦軸に経時的な腐食減量を
目盛ったものである。本発明実施例は比較例１に対して
１００日後には７５％の減量に留まり、１．３倍の耐食
性を記録した。なお、比較例２のＦＣＤに対しては約１
０倍の耐食性を記録している。
ＭＧ：３６ｋｓの実施例と、ＭＧ：０ｋｓの比較例１、
および参考のために付したダクタイル鋳鉄（ＦＣＤ）を
比較例２として、それぞれ５％Ｎａｃｌ塩水の噴霧試験
を行ない、横軸に試験日数、縦軸に経時的な腐食減量を
目盛ったものである。本発明実施例は比較例１に対して
１００日後には７５％の減量に留まり、１．３倍の耐食
性を記録した。なお、比較例２のＦＣＤに対しては約１
０倍の耐食性を記録している。
【００２０】図４（ｂ）の厚肉用の鋳型についても前記
の薄肉と同様の試験を行なった。図５（ｂ）のように厚
肉鋳型は薄肉鋳型よりも高温で長時間保持されるので、
添着量を多くする必要があると考え実行してみたが、焼
結不足による添着層粉末の脱落によって表面の凹凸や界
面の接合不良、ボイドの発生などのために健全な改質層
が安定して得ることが困難であった。結局、厚肉（５０
ｍｍ）鋳型の場合は、ＭＧの有無に関わらずＮｉ／Ｎｉ
−Ｐや添着量の組合せの変化だけでは良好な改質層は得
難いことが判明した。
の薄肉と同様の試験を行なった。図５（ｂ）のように厚
肉鋳型は薄肉鋳型よりも高温で長時間保持されるので、
添着量を多くする必要があると考え実行してみたが、焼
結不足による添着層粉末の脱落によって表面の凹凸や界
面の接合不良、ボイドの発生などのために健全な改質層
が安定して得ることが困難であった。結局、厚肉（５０
ｍｍ）鋳型の場合は、ＭＧの有無に関わらずＮｉ／Ｎｉ
−Ｐや添着量の組合せの変化だけでは良好な改質層は得
難いことが判明した。
【００２１】図５で示した鋳型の表面温度の上昇と時間
の関係図から類推しても、液相焼結の開始する１１５３
Ｋ以上に昇温する時間帯とＮｉ溶け込みの相関から推測
すれば、鋳造品の肉厚は１０〜２０ｍｍ程度の標準的な
汎用品であればＭＧ効果は明確に発揮されるが、肉厚が
ほぼ３０ｍｍを越える厚肉品になるにつれてその効果は
急速に失われるから、厚肉製品に対しては別の手段を講
ずることが望ましい。また、かかる標準肉厚の場合であ
っても、Ｎｉ／Ｎｉ−Ｐは９０／１０〜４０／６０好ま
しくは７５／２５〜４０／６０程度が望ましく、さらに
添着量ｍｇ／ｃｍ2はこの肉厚に応じて調整すればよい
が６０〜１８０ｍｇ／ｃｍ２が望ましいと考えられる。
の関係図から類推しても、液相焼結の開始する１１５３
Ｋ以上に昇温する時間帯とＮｉ溶け込みの相関から推測
すれば、鋳造品の肉厚は１０〜２０ｍｍ程度の標準的な
汎用品であればＭＧ効果は明確に発揮されるが、肉厚が
ほぼ３０ｍｍを越える厚肉品になるにつれてその効果は
急速に失われるから、厚肉製品に対しては別の手段を講
ずることが望ましい。また、かかる標準肉厚の場合であ
っても、Ｎｉ／Ｎｉ−Ｐは９０／１０〜４０／６０好ま
しくは７５／２５〜４０／６０程度が望ましく、さらに
添着量ｍｇ／ｃｍ2はこの肉厚に応じて調整すればよい
が６０〜１８０ｍｇ／ｃｍ２が望ましいと考えられる。
【００２２】
【発明の効果】以上述べたように本発明に係るＭＧ処理
を施した複合粉を鋳型の所望の位置へ添着し、鋳造品の
表面に特性のある改質層を形成する方法について試験の
結果、以下の効果を確認することができる。 (1) 主粉ＡとしてＮｉ、焼結助剤粉ＢとしてＮｉ−Ｐ
を選んだ実施例では混合した粉末をＭＧ処理にかけると
３６ｋｓでも既にほぼ均一な複合粉となっており、偏析
のない改質層の形成のために有効な処理であると解釈さ
れる。 (2) 鋳造品の肉厚が１０ｍｍの場合はＭＧした複合粉
はＭＧなしの混合粉の場合に比べＮｉの溶け込みが少な
い。したがって少ない添着量でＮｉがより多く濃縮され
た耐食性の高い緻密な改質層が得られる利点がある。 (3) 注湯による鋳型表面の温度上昇と時間の関係図か
ら、このＭＧ効果は肉厚が１０〜２０ｍｍ程度の標準的
な汎用品に準用できると推定されるが、肉厚が３０ｍｍ
以上の厚肉品になると効果は失われる可能性が高く、特
に５０ｍｍ以上の場合は別の手段に委ねるべきである。
を施した複合粉を鋳型の所望の位置へ添着し、鋳造品の
表面に特性のある改質層を形成する方法について試験の
結果、以下の効果を確認することができる。 (1) 主粉ＡとしてＮｉ、焼結助剤粉ＢとしてＮｉ−Ｐ
を選んだ実施例では混合した粉末をＭＧ処理にかけると
３６ｋｓでも既にほぼ均一な複合粉となっており、偏析
のない改質層の形成のために有効な処理であると解釈さ
れる。 (2) 鋳造品の肉厚が１０ｍｍの場合はＭＧした複合粉
はＭＧなしの混合粉の場合に比べＮｉの溶け込みが少な
い。したがって少ない添着量でＮｉがより多く濃縮され
た耐食性の高い緻密な改質層が得られる利点がある。 (3) 注湯による鋳型表面の温度上昇と時間の関係図か
ら、このＭＧ効果は肉厚が１０〜２０ｍｍ程度の標準的
な汎用品に準用できると推定されるが、肉厚が３０ｍｍ
以上の厚肉品になると効果は失われる可能性が高く、特
に５０ｍｍ以上の場合は別の手段に委ねるべきである。
【図１】本発明の実施例（ｂ）（ｄ）と、比較例（ａ）
（ｃ）の鋳造品表面近くの断面の顕微鏡組織写真であ
る。
（ｃ）の鋳造品表面近くの断面の顕微鏡組織写真であ
る。
【図２】ＭＧ処理に使用した高エネルギーのボールミル
の概略を示す斜視図である。
の概略を示す斜視図である。
【図３】ＥＰＭＡによるＰの分布を測定した結果をＭＧ
の処理時間毎に示す。（ａ）は０ｋｓ、（ｂ）は３６ｋ
ｓ、（ｃ）は１０８ｋｓ、（ｄ）は２１６ｋｓをそれぞ
れ示す。
の処理時間毎に示す。（ａ）は０ｋｓ、（ｂ）は３６ｋ
ｓ、（ｃ）は１０８ｋｓ、（ｄ）は２１６ｋｓをそれぞ
れ示す。
【図４】本発明実施例に使用した薄肉用（ａ）と厚肉用
（ｂ）の鋳型それぞれの横断面図（１）と縦断面図
（２）である。
（ｂ）の鋳型それぞれの横断面図（１）と縦断面図
（２）である。
【図５】図４に示す両鋳型（ａ）（ｂ）の中央と湯先
の温度と時間の関係図である。
の温度と時間の関係図である。
【図６】表面からの距離と硬度（ＨＶ）の関係を各試験
片毎にプロットした相関図である。
片毎にプロットした相関図である。
【図７】実施例および比較例の塩水噴霧試験による試験
日数と腐食減量の関係を示す耐食性評価の相関図であ
る。
日数と腐食減量の関係を示す耐食性評価の相関図であ
る。
１ 容器 ２ 水ジャケット ３ ボール ４ 攪拌羽根 ５ 試験板 ６ 湯口 ７ 揚り ８ ガス抜き ９ 添着層
フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｂ２２Ｆ 1/00 Ｂ２２Ｆ 1/00 Ｅ 7/08 7/08 Ｄ (72)発明者 中村 公生 大阪市西区北堀江１丁目12番19号 株式会 社栗本鐵工所内 (72)発明者 喜多川 眞好 大阪市西区北堀江１丁目12番19号 株式会 社栗本鐵工所内 (72)発明者 田辺 重則 大阪府大阪狭山市西山台２丁目15番３号 Ｆターム(参考） 4E093 NB09 NB10 4K018 BA04 BC16 BD09 JA29
Claims (5)
- 【請求項１】 鋳型内面の所望の位置へ特定の物性を付
与する特定金属または複数金属の合金からなる主粉Ａ
と、前記主粉Ａよりは明確に低い溶融点を有する金属、
または合金よりなる焼結助剤粉Ｂと、有機系結合材Ｃを
混合した混合粉を前記位置へ添着し、焼結助剤粉Ｂより
溶融点の高い溶融金属Ｍを注湯し、前記主粉Ａ、焼結助
剤粉Ｂ、および溶融金属Ｍの三者間に生じる液相焼結に
よって相互に一体化して特定の物性を鋳造品に付与する
表面改質鋳造方法において、主粉Ａと焼結助剤粉Ｂとを
あらかじめ所定の割合で混合し、該混合粉Ｘを高エネル
ギーミルで強制攪拌して粉砕と冷間接合を繰返して前記
粉末同士が個々の粉末内に細かく畳み込まれた複合粉Ｗ
に調質するメカニカルグラインディング処理を施して鋳
型に添着し、該鋳型へ注湯する溶融金属Ｍの保有熱によ
って液相焼結を発現させ、通常の混合粉Ｘを使用した場
合よりも溶け込みが少なくＡ成分がより多く濃縮された
改質層を鋳造品表面に形成させることを特徴とする表面
改質鋳造方法。 - 【請求項２】 請求項１において、所望する特定の物性
が耐食性、または耐食性に耐摩耗性を兼ね、主粉ＡがＮ
ｉまたはＮｉ基合金から選ばれた金属粉末Ａと、該金属
粉末より明確に低温の溶融点を有し必ずＰを５〜１５重
量％含むＮｉ基合金の粉末からなる焼結助剤粉Ｂとより
なることを特徴とする表面改質鋳造方法。 - 【請求項３】 請求項１において、主粉Ａと焼結助剤粉
Ｂに適当量の有機系結合材Ｃを加えてスラリー状に混和
して鋳型表面の所望の位置に所望の厚さだけ添着するこ
とを特徴とする表面改質鋳造方法。 - 【請求項４】 請求項１において、主粉Ａと焼結助剤粉
Ｂの混合割合Ａ／Ｂが質量比で９０／１０〜４０／６０
であることを特徴とする表面改質鋳造方法。 - 【請求項５】 請求項１において、鋳型が遠心力鋳造用
の金型であり、前記主粉Ａと焼結助剤粉Ｂよりなる複合
粉Ｗと有機系結合材Ｃとを金型内面上に塗布して溶融金
属Ｍを注湯し、液相焼結と遠心力によって鋳造管の外面
に強固で緻密な改質層を一体的に形成することを特徴と
する表面改質鋳造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001089184A JP2002283038A (ja) | 2001-03-27 | 2001-03-27 | 表面改質鋳造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001089184A JP2002283038A (ja) | 2001-03-27 | 2001-03-27 | 表面改質鋳造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2002283038A true JP2002283038A (ja) | 2002-10-02 |
Family
ID=18944152
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2001089184A Pending JP2002283038A (ja) | 2001-03-27 | 2001-03-27 | 表面改質鋳造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2002283038A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN103752819A (zh) * | 2014-02-18 | 2014-04-30 | 武汉理工大学 | 一种B2型NiAl基自润滑复合材料及其制备方法 |
-
2001
- 2001-03-27 JP JP2001089184A patent/JP2002283038A/ja active Pending
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN103752819A (zh) * | 2014-02-18 | 2014-04-30 | 武汉理工大学 | 一种B2型NiAl基自润滑复合材料及其制备方法 |
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