JP3214814B2 - チクソキャスティング用Ｆｅ系鋳造材料の加熱方法 - Google Patents
チクソキャスティング用Ｆｅ系鋳造材料の加熱方法Info
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明はチクソキャスティン
グ用Ｆｅ系鋳造材料の加熱方法，特に，デンドライトを
有するＦｅ系鋳造材料を固相（略固相となっている相，
以下同じ）と液相とが共存する半溶融状態まで加熱する
方法に関する。
グ用Ｆｅ系鋳造材料の加熱方法，特に，デンドライトを
有するＦｅ系鋳造材料を固相（略固相となっている相，
以下同じ）と液相とが共存する半溶融状態まで加熱する
方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】チクソキャスティング法の実施に当って
は，Ｆｅ系鋳造材料を加熱して固相と液相とが共存する
半溶融状態にし，次いでその半溶融Ｆｅ系鋳造材料を加
圧下で鋳型のキャビティに充填し，その後前記加圧下で
半溶融Ｆｅ系鋳造材料を凝固させる，といった方法が採
用される。
は，Ｆｅ系鋳造材料を加熱して固相と液相とが共存する
半溶融状態にし，次いでその半溶融Ｆｅ系鋳造材料を加
圧下で鋳型のキャビティに充填し，その後前記加圧下で
半溶融Ｆｅ系鋳造材料を凝固させる，といった方法が採
用される。
【０００３】この場合，Ｆｅ系鋳造材料として，一般的
な連続鋳造法の適用下で製造されたものを使用すること
ができれば経済上有利であるが，前記連続鋳造法による
Ｆｅ系鋳造材料には多くのデンドライトが存在し，その
デンドライトは，半溶融Ｆｅ系鋳造材料のキャビティへ
の充填圧力を上昇させて，その半溶融Ｆｅ系鋳造材料の
キャビティへの完全充填を阻害する，といった問題を惹
起するので，前記Ｆｅ系鋳造材料をチクソキャスティン
グに使用することはできなかった。
な連続鋳造法の適用下で製造されたものを使用すること
ができれば経済上有利であるが，前記連続鋳造法による
Ｆｅ系鋳造材料には多くのデンドライトが存在し，その
デンドライトは，半溶融Ｆｅ系鋳造材料のキャビティへ
の充填圧力を上昇させて，その半溶融Ｆｅ系鋳造材料の
キャビティへの完全充填を阻害する，といった問題を惹
起するので，前記Ｆｅ系鋳造材料をチクソキャスティン
グに使用することはできなかった。
【０００４】そこで，従来は前記Ｆｅ系鋳造材料として
攪拌連続鋳造法による比較的高価なＦｅ系鋳造材料が用
いられている。
攪拌連続鋳造法による比較的高価なＦｅ系鋳造材料が用
いられている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら攪拌連続
鋳造法によるＦｅ系鋳造材料にも多少ではあるがデンド
ライトが存在するので，そのデンドライトを除去するた
めの手段は不可欠であった。
鋳造法によるＦｅ系鋳造材料にも多少ではあるがデンド
ライトが存在するので，そのデンドライトを除去するた
めの手段は不可欠であった。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明者等は，一般的な
連続鋳造法により製造されたＦｅ系鋳造材料におけるデ
ンドライトの球状化処理について種々検討を加えた結
果，オーステナイトに対するＣ（炭素）の最大固溶量と
共析点の固溶量との差が所定値以上であるＦｅ系鋳造材
料においては，そのオーステナイトを主成分とするデン
ドライトの球状化に関し，平均２次デンドライトアーム
スペーシングＤに対して，前記共析点の固溶量を呈する
共析温度および前記最大固溶量を呈する共晶温度間にお
けるＦｅ系鋳造材料の加熱速度Ｖが回帰関係にあること
を究明した。
連続鋳造法により製造されたＦｅ系鋳造材料におけるデ
ンドライトの球状化処理について種々検討を加えた結
果，オーステナイトに対するＣ（炭素）の最大固溶量と
共析点の固溶量との差が所定値以上であるＦｅ系鋳造材
料においては，そのオーステナイトを主成分とするデン
ドライトの球状化に関し，平均２次デンドライトアーム
スペーシングＤに対して，前記共析点の固溶量を呈する
共析温度および前記最大固溶量を呈する共晶温度間にお
けるＦｅ系鋳造材料の加熱速度Ｖが回帰関係にあること
を究明した。
【０００７】本発明は前記究明結果に基づいてなされた
ものであり，Ｆｅ系鋳造材料を半溶融状態まで加熱する
段階において，デンドライトを鋳造性の良い球状固相に
変換し，これにより一般的な連続鋳造法によるＦｅ系鋳
造材料をチクソキャスティング用Ｆｅ系鋳造材料として
使用することを可能にした前記加熱方法を提供すること
を目的とする。
ものであり，Ｆｅ系鋳造材料を半溶融状態まで加熱する
段階において，デンドライトを鋳造性の良い球状固相に
変換し，これにより一般的な連続鋳造法によるＦｅ系鋳
造材料をチクソキャスティング用Ｆｅ系鋳造材料として
使用することを可能にした前記加熱方法を提供すること
を目的とする。
【０００８】前記目的を達成するため本発明によれば，
オーステナイトに対するＣの最大固溶量をａとし，また
共析点での固溶量をｂとしたとき，それらの差ａ−ｂが
ａ−ｂ≧３．６原子％であり，且つ前記オーステナイト
を主成分とするデンドライトを有するＦｅ系鋳造材料を
選定し，そのＦｅ系鋳造材料を固相と液相とが共存する
半溶融状態まで加熱するに当り，前記共析点の固溶量ｂ
を呈する共析温度および前記最大固溶量ａを呈する共晶
温度間における前記Ｆｅ系鋳造材料の加熱速度Ｖ（℃／
min ）を，前記デンドライトの平均２次デンドライトア
ームスペーシングがＤ（μｍ）であるとき，Ｖ≧６３−
０．８Ｄ＋０．０１３Ｄ2 に設定する，チクソキャステ
ィング用鋳造材料の加熱方法が提供される。
オーステナイトに対するＣの最大固溶量をａとし，また
共析点での固溶量をｂとしたとき，それらの差ａ−ｂが
ａ−ｂ≧３．６原子％であり，且つ前記オーステナイト
を主成分とするデンドライトを有するＦｅ系鋳造材料を
選定し，そのＦｅ系鋳造材料を固相と液相とが共存する
半溶融状態まで加熱するに当り，前記共析点の固溶量ｂ
を呈する共析温度および前記最大固溶量ａを呈する共晶
温度間における前記Ｆｅ系鋳造材料の加熱速度Ｖ（℃／
min ）を，前記デンドライトの平均２次デンドライトア
ームスペーシングがＤ（μｍ）であるとき，Ｖ≧６３−
０．８Ｄ＋０．０１３Ｄ2 に設定する，チクソキャステ
ィング用鋳造材料の加熱方法が提供される。
【０００９】前記差ａ−ｂがａ−ｂ≧３．６原子％であ
るＦｅ系鋳造材料を前記両温度間において，前記加熱速
度Ｖにて昇温すると，その加熱速度が速いことに起因し
て前記両温度間で生じるＣの各デンドライトへの拡散が
抑制され，これにより各デンドライトには，Ｃの濃度が
低い複数の球状高融点相と，それらを囲むと共にＣの濃
度が高い低融点相とが現出する。
るＦｅ系鋳造材料を前記両温度間において，前記加熱速
度Ｖにて昇温すると，その加熱速度が速いことに起因し
て前記両温度間で生じるＣの各デンドライトへの拡散が
抑制され，これにより各デンドライトには，Ｃの濃度が
低い複数の球状高融点相と，それらを囲むと共にＣの濃
度が高い低融点相とが現出する。
【００１０】そしてＦｅ系鋳造材料の温度が最大固溶量
を呈する共晶温度を超えると，低融点相が溶解して液相
を生じ，また球状高融点相はそのまま残置されて球状固
相となる。
を呈する共晶温度を超えると，低融点相が溶解して液相
を生じ，また球状高融点相はそのまま残置されて球状固
相となる。
【００１１】ただし，ａ−ｂ＜３．６原子％であるか，
またはＶ＜６３−０．８Ｄ＋０．０１３Ｄ2 では前記の
ような球状化処理を行うことはできず，デンドライトが
残存する。また共析温度未満の温度領域ではデンドライ
トの球状化は現出しない。
またはＶ＜６３−０．８Ｄ＋０．０１３Ｄ2 では前記の
ような球状化処理を行うことはできず，デンドライトが
残存する。また共析温度未満の温度領域ではデンドライ
トの球状化は現出しない。
【００１２】
【発明の実施の形態】図１〜４はＦｅ−Ｃ合金，Ｆｅ−
Ｃ−１重量％Ｓｉ合金，Ｆｅ−Ｃ−２重量％Ｓｉ合金，
Ｆｅ−Ｃ−３重量％Ｓｉ合金の状態図をそれぞれ示す。
Ｃ−１重量％Ｓｉ合金，Ｆｅ−Ｃ−２重量％Ｓｉ合金，
Ｆｅ−Ｃ−３重量％Ｓｉ合金の状態図をそれぞれ示す。
【００１３】表１は，各合金に関する，オーステナイト
相（γ）に対するＣの最大固溶量ａおよびそれを呈する
共晶温度，共析点での固溶量ｂおよび共析温度ならびに
差ａ−ｂを示す。
相（γ）に対するＣの最大固溶量ａおよびそれを呈する
共晶温度，共析点での固溶量ｂおよび共析温度ならびに
差ａ−ｂを示す。
【００１４】
【表１】
【００１５】表１より，各合金は，前記差ａ−ｂ≧３．
６原子％の要件を満たしていることが判る。
６原子％の要件を満たしていることが判る。
【００１６】図３に基づいて，組成がＦｅ−２重量％Ｃ
−２重量％Ｓｉ−０．００２重量％Ｐ−０．００６重量
％Ｓ（ただし，Ｐ，Ｓは不可避不純物である）である亜
共晶Ｆｅ系合金組成の溶湯を調製し，次いで，この溶湯
を用いて，攪拌を伴わない一般的な連続鋳造法の適用
下，鋳造条件を変えることにより各種Ｆｅ系鋳造材料を
製造した。
−２重量％Ｓｉ−０．００２重量％Ｐ−０．００６重量
％Ｓ（ただし，Ｐ，Ｓは不可避不純物である）である亜
共晶Ｆｅ系合金組成の溶湯を調製し，次いで，この溶湯
を用いて，攪拌を伴わない一般的な連続鋳造法の適用
下，鋳造条件を変えることにより各種Ｆｅ系鋳造材料を
製造した。
【００１７】各Ｆｅ系鋳造材料は，図５に示すような多
数のデンドライトｄを有し，且つ平均２次デンドライト
アームスペーシング（以下，平均ＤＡＳ２と言う）Ｄを
異にする。この平均ＤＡＳ２ Ｄは画像解析を行うこと
によって求められた。
数のデンドライトｄを有し，且つ平均２次デンドライト
アームスペーシング（以下，平均ＤＡＳ２と言う）Ｄを
異にする。この平均ＤＡＳ２ Ｄは画像解析を行うこと
によって求められた。
【００１８】次に，各Ｆｅ系鋳造材料を，固溶量ｂを呈
する温度である共析温度（７９０℃）および最大固溶量
ａを呈する温度である共晶温度（１１６０℃）間におけ
る加熱速度Ｖを変化させて誘導加熱し，次いで各Ｆｅ系
鋳造材料の温度が，前記加熱速度Ｖで共晶温度を超えて
１２００℃（固相線未満の温度）に達したとき，各Ｆｅ
系鋳造材料を水冷してその金属組織を固定した。
する温度である共析温度（７９０℃）および最大固溶量
ａを呈する温度である共晶温度（１１６０℃）間におけ
る加熱速度Ｖを変化させて誘導加熱し，次いで各Ｆｅ系
鋳造材料の温度が，前記加熱速度Ｖで共晶温度を超えて
１２００℃（固相線未満の温度）に達したとき，各Ｆｅ
系鋳造材料を水冷してその金属組織を固定した。
【００１９】その後，各Ｆｅ系鋳造材料の金属組織を顕
微鏡観察して，デンドライトの有無を調べ，またデンド
ライトが消失したときの平均ＤＡＳ２ Ｄと，加熱速度
Ｖの最低値Ｖmin との関係を求めたところ，表２の結果
を得た。
微鏡観察して，デンドライトの有無を調べ，またデンド
ライトが消失したときの平均ＤＡＳ２ Ｄと，加熱速度
Ｖの最低値Ｖmin との関係を求めたところ，表２の結果
を得た。
【００２０】
【表２】
【００２１】表２に基づいて，横軸に平均ＤＡＳ２ Ｄ
を，縦軸に加熱速度Ｖをそれぞれとって，平均ＤＡＳ２
Ｄと加熱速度Ｖの最低値Ｖmin との関係をプロット
し，各プロットを結んだところ，図６の結果を得た。
を，縦軸に加熱速度Ｖをそれぞれとって，平均ＤＡＳ２
Ｄと加熱速度Ｖの最低値Ｖmin との関係をプロット
し，各プロットを結んだところ，図６の結果を得た。
【００２２】図６より，その線分はＶmin ＝６３−０．
８Ｄ＋０．０１３Ｄ2 と表わすことができ，したがっ
て，各平均ＤＡＳ２ Ｄに関し，加熱速度ＶをＶ≧Ｖmi
n に設定することによりデンドライトを消失してその球
状化を図ることができる，ということが判明した。
８Ｄ＋０．０１３Ｄ2 と表わすことができ，したがっ
て，各平均ＤＡＳ２ Ｄに関し，加熱速度ＶをＶ≧Ｖmi
n に設定することによりデンドライトを消失してその球
状化を図ることができる，ということが判明した。
【００２３】図７は加熱速度ＶをＶ≧６３−０．８Ｄ＋
０．０１３Ｄ2 に設定した場合におけるデンドライトの
球状化メカニズムを示す。
０．０１３Ｄ2 に設定した場合におけるデンドライトの
球状化メカニズムを示す。
【００２４】図７（ａ）に示すように，攪拌を伴わない
一般的な連続鋳造法により製造されたＦｅ系鋳造材料に
おいて，その温度が共析温度以下である場合には，その
金属組織には多数のデンドライト（パーライト，α＋Ｆ
ｅ3 Ｃ）ｄと，相隣る両デンドライト間に存する共晶部
（黒鉛，Ｆｅ3 Ｃ）ｅとが現出している。
一般的な連続鋳造法により製造されたＦｅ系鋳造材料に
おいて，その温度が共析温度以下である場合には，その
金属組織には多数のデンドライト（パーライト，α＋Ｆ
ｅ3 Ｃ）ｄと，相隣る両デンドライト間に存する共晶部
（黒鉛，Ｆｅ3 Ｃ）ｅとが現出している。
【００２５】図７（ｂ）に示すように，誘導加熱により
Ｆｅ系鋳造材料の温度が共析温度を超えると，Ｃ濃度の
高い共晶部（黒鉛，Ｆｅ3 Ｃ）ｅから各デンドライト
（γ）ｄへのＣの拡散が開始される。
Ｆｅ系鋳造材料の温度が共析温度を超えると，Ｃ濃度の
高い共晶部（黒鉛，Ｆｅ3 Ｃ）ｅから各デンドライト
（γ）ｄへのＣの拡散が開始される。
【００２６】この場合，加熱速度Ｖを前記のように設定
すると，その速度Ｖが速いことに起因してＣのデンドラ
イト（γ）ｄへの拡散がその中心部まで殆ど及ばないた
め，共晶温度直下においては，各デンドライト（γ）ｄ
には，複数の低Ｃ濃度の球状γ相γ1 と，それら球状γ
相γ1 を囲む中Ｃ濃度γ相γ2 と，その中Ｃ濃度γ相γ
2 を囲む高Ｃ濃度γ相γ3 が現出する。
すると，その速度Ｖが速いことに起因してＣのデンドラ
イト（γ）ｄへの拡散がその中心部まで殆ど及ばないた
め，共晶温度直下においては，各デンドライト（γ）ｄ
には，複数の低Ｃ濃度の球状γ相γ1 と，それら球状γ
相γ1 を囲む中Ｃ濃度γ相γ2 と，その中Ｃ濃度γ相γ
2 を囲む高Ｃ濃度γ相γ3 が現出する。
【００２７】図７（ｃ）に示すように，Ｆｅ系鋳造材料
の温度が共晶温度を超えると，残留共晶部（黒鉛，Ｆｅ
3 Ｃ）ｅ，高Ｃ濃度γ相γ3 ，中Ｃ濃度γ相γ2 の順に
それらが共晶溶解し，これにより複数の球状固相（球状
γ相γ1 ）Ｓと，液相Ｌとよりなる半溶融Ｆｅ系鋳造材
料が得られる。
の温度が共晶温度を超えると，残留共晶部（黒鉛，Ｆｅ
3 Ｃ）ｅ，高Ｃ濃度γ相γ3 ，中Ｃ濃度γ相γ2 の順に
それらが共晶溶解し，これにより複数の球状固相（球状
γ相γ1 ）Ｓと，液相Ｌとよりなる半溶融Ｆｅ系鋳造材
料が得られる。
【００２８】図８（ａ）は，温度が共析温度以下である
Ｆｅ系鋳造材料の金属組織を示す顕微鏡写真であって，
図７（ａ）に対応する。本図よりデンドライトが観察さ
れ，その平均ＤＡＳ２ ＤはＤ＝９４μｍであった。ま
たデンドライトを囲むように片状黒鉛が存在している。
これは，図９（ａ）のＥＰＭＡによる金属組織写真にお
いて黒鉛の存在を示す波形からも明らかである。
Ｆｅ系鋳造材料の金属組織を示す顕微鏡写真であって，
図７（ａ）に対応する。本図よりデンドライトが観察さ
れ，その平均ＤＡＳ２ ＤはＤ＝９４μｍであった。ま
たデンドライトを囲むように片状黒鉛が存在している。
これは，図９（ａ）のＥＰＭＡによる金属組織写真にお
いて黒鉛の存在を示す波形からも明らかである。
【００２９】図８（ｂ）は，共晶温度直下まで加熱され
たＦｅ系鋳造材料の金属組織を示す顕微鏡写真であっ
て，図７（ｂ）に対応する。これは，Ｆｅ系鋳造材料を
共析温度からの加熱速度ＶをＶ＝１０３℃／min に設定
して誘導加熱し，１１３０℃にて水冷したものである。
本図より球状γ相とそれを囲む拡散Ｃが観察される。こ
れは，図９（ｂ）のＥＰＭＡによる金属組織写真におい
て，黒鉛が分断されて幅が広くなり，拡散を生じている
ことからも明らかである。
たＦｅ系鋳造材料の金属組織を示す顕微鏡写真であっ
て，図７（ｂ）に対応する。これは，Ｆｅ系鋳造材料を
共析温度からの加熱速度ＶをＶ＝１０３℃／min に設定
して誘導加熱し，１１３０℃にて水冷したものである。
本図より球状γ相とそれを囲む拡散Ｃが観察される。こ
れは，図９（ｂ）のＥＰＭＡによる金属組織写真におい
て，黒鉛が分断されて幅が広くなり，拡散を生じている
ことからも明らかである。
【００３０】図８（ｃ）は，半溶融状態のＦｅ系鋳造材
料における金属組織を示す顕微鏡写真であって，図７
（ｃ）に対応する。これは，Ｆｅ系鋳造材料を共析温度
からの加熱速度Ｖを前記同様にＶ＝１０３℃／min に設
定して誘導加熱し，１２００℃にて水冷したものであ
る。本図より，球状固相と液相とが存在していたことが
判る。これは図９（ｃ）のＥＰＭＡによる金属組織写真
において，球状固相に対応する球状マルテンサイトと，
液相に対応するレデブライトが現出していることから明
らかである。
料における金属組織を示す顕微鏡写真であって，図７
（ｃ）に対応する。これは，Ｆｅ系鋳造材料を共析温度
からの加熱速度Ｖを前記同様にＶ＝１０３℃／min に設
定して誘導加熱し，１２００℃にて水冷したものであ
る。本図より，球状固相と液相とが存在していたことが
判る。これは図９（ｃ）のＥＰＭＡによる金属組織写真
において，球状固相に対応する球状マルテンサイトと，
液相に対応するレデブライトが現出していることから明
らかである。
【００３１】図１０は，前記Ｆｅ系鋳造材料を用い加熱
速度ＶをＶ＜６３−０．８Ｄ＋０．０１３Ｄ2 に設定し
た場合におけるデンドライトの残存メカニズムを示す。
速度ＶをＶ＜６３−０．８Ｄ＋０．０１３Ｄ2 に設定し
た場合におけるデンドライトの残存メカニズムを示す。
【００３２】図１０（ａ）に示すように，Ｆｅ系鋳造材
料の温度が共析温度を超えると，共晶部（Ｃ，Ｆｅ
3 Ｃ）ｅから各デンドライト（γ）ｄへのＣの拡散が開
始される。この場合，加熱速度Ｖが遅いことに起因して
Ｃのデンドライト（γ）ｄへの拡散がその中心部まで十
分に及ぶため，共晶温度直下においては，各デンドライ
ト（γ）ｄのＣ濃度はその全体に亘って略均一で，且つ
低くなる。この場合の金属組織は，図７（ａ）の共析温
度以下のそれと殆ど変わらない。
料の温度が共析温度を超えると，共晶部（Ｃ，Ｆｅ
3 Ｃ）ｅから各デンドライト（γ）ｄへのＣの拡散が開
始される。この場合，加熱速度Ｖが遅いことに起因して
Ｃのデンドライト（γ）ｄへの拡散がその中心部まで十
分に及ぶため，共晶温度直下においては，各デンドライ
ト（γ）ｄのＣ濃度はその全体に亘って略均一で，且つ
低くなる。この場合の金属組織は，図７（ａ）の共析温
度以下のそれと殆ど変わらない。
【００３３】図１０（ｂ）に示すように，Ｆｅ系鋳造材
料の温度が共晶温度を超えると，残留共晶部ｅおよびそ
れに接している各デンドライト（γ）ｄの表面が溶解す
るので，液相Ｌは生じるが，各デンドライト（γ）ｄは
そのままの形態で残り，その結果，各デンドライト
（γ），したがって固相Ｓの球状化は行われない。その
一方において，固相Ｓの粗大化が発生する。
料の温度が共晶温度を超えると，残留共晶部ｅおよびそ
れに接している各デンドライト（γ）ｄの表面が溶解す
るので，液相Ｌは生じるが，各デンドライト（γ）ｄは
そのままの形態で残り，その結果，各デンドライト
（γ），したがって固相Ｓの球状化は行われない。その
一方において，固相Ｓの粗大化が発生する。
【００３４】図１１（ａ）は，温度が共晶温度直下であ
るＦｅ系鋳造材料の金属組織を示す顕微鏡写真であっ
て，図１０（ａ）に対応する。これは，図８（ａ）に示
した平均ＤＡＳ２ ＤがＤ＝９４μｍのＦｅ系鋳造材料
を共析温度からの加熱速度ＶをＶ＝７５℃／min （＜１
０３℃／min ）に設定して誘導加熱し，１１３０℃にて
水冷したものである。この金属組織は，図８（ａ）の金
属組織と殆ど変わらないことが判る。
るＦｅ系鋳造材料の金属組織を示す顕微鏡写真であっ
て，図１０（ａ）に対応する。これは，図８（ａ）に示
した平均ＤＡＳ２ ＤがＤ＝９４μｍのＦｅ系鋳造材料
を共析温度からの加熱速度ＶをＶ＝７５℃／min （＜１
０３℃／min ）に設定して誘導加熱し，１１３０℃にて
水冷したものである。この金属組織は，図８（ａ）の金
属組織と殆ど変わらないことが判る。
【００３５】図１１（ｂ）は，半溶融状態のＦｅ系鋳造
材料における金属組織を示す顕微鏡写真であって，図１
０（ｂ）に対応する。これは，Ｆｅ系鋳造材料を共析温
度からの加熱速度Ｖを前記同様にＶ＝７５℃／min に設
定して誘導加熱し，１２００℃にて水冷したものであ
る。本図より，固相の球状化は行われておらず，その一
方で固相が粗大化していることが判る。 〔実施例〕 （１） 前記組成を有し，且つ平均ＤＡＳ２ Ｄが２８
μｍ，６０μｍおよび７６μｍの３種類のＦｅ系丸ビレ
ットを，攪拌を伴わない連続鋳造法の適用下で製造し，
次いで各丸ビレットよりＦｅ系鋳造材料を切出した。各
Ｆｅ系鋳造材料の寸法は直径５５mm，長さ６５mmに設定
された。
材料における金属組織を示す顕微鏡写真であって，図１
０（ｂ）に対応する。これは，Ｆｅ系鋳造材料を共析温
度からの加熱速度Ｖを前記同様にＶ＝７５℃／min に設
定して誘導加熱し，１２００℃にて水冷したものであ
る。本図より，固相の球状化は行われておらず，その一
方で固相が粗大化していることが判る。 〔実施例〕 （１） 前記組成を有し，且つ平均ＤＡＳ２ Ｄが２８
μｍ，６０μｍおよび７６μｍの３種類のＦｅ系丸ビレ
ットを，攪拌を伴わない連続鋳造法の適用下で製造し，
次いで各丸ビレットよりＦｅ系鋳造材料を切出した。各
Ｆｅ系鋳造材料の寸法は直径５５mm，長さ６５mmに設定
された。
【００３６】各Ｆｅ系鋳造材料を，共析温度および共晶
温度間における加熱速度Ｖを変化させて誘導加熱し，次
いで各Ｆｅ系鋳造材料の温度が共晶温度を超えて１２２
０℃に達したとき，各Ｆｅ系鋳造材料を水冷して，その
半溶融状態の金属組織を固定した。その後，各Ｆｅ系鋳
造材料の金属組織を顕微鏡観察してデンドライトの有無
を調べた。
温度間における加熱速度Ｖを変化させて誘導加熱し，次
いで各Ｆｅ系鋳造材料の温度が共晶温度を超えて１２２
０℃に達したとき，各Ｆｅ系鋳造材料を水冷して，その
半溶融状態の金属組織を固定した。その後，各Ｆｅ系鋳
造材料の金属組織を顕微鏡観察してデンドライトの有無
を調べた。
【００３７】表３に，各Ｆｅ系鋳造材料の平均ＤＡＳ２
Ｄ，表２，図６によるデンドライトを消失させるため
に必要な加熱速度Ｖの最低値Ｖmin ，加熱速度Ｖおよび
半溶融状態におけるデンドライトの有無を示す。
Ｄ，表２，図６によるデンドライトを消失させるため
に必要な加熱速度Ｖの最低値Ｖmin ，加熱速度Ｖおよび
半溶融状態におけるデンドライトの有無を示す。
【００３８】
【表３】
【００３９】図１２，１４，１６はそれぞれ実施例１〜
３によるＦｅ系鋳造材料の金属組織を示す顕微鏡写真で
あり，また図１３，１５，１７はそれぞれ比較例１〜３
によるＦｅ系鋳造材料の金属組織を示す顕微鏡写真であ
る。各図において，エッチング処理は５％ナイタル液を
用いて行われた。
３によるＦｅ系鋳造材料の金属組織を示す顕微鏡写真で
あり，また図１３，１５，１７はそれぞれ比較例１〜３
によるＦｅ系鋳造材料の金属組織を示す顕微鏡写真であ
る。各図において，エッチング処理は５％ナイタル液を
用いて行われた。
【００４０】表３および図１２，１４，１６から明らか
なように，実施例１〜３においては，それらの加熱速度
Ｖが，図６にも示すように，対応する最低値Ｖmin を超
えていることに起因して各固相が球状化され，したがっ
てデンドライトが消失している。
なように，実施例１〜３においては，それらの加熱速度
Ｖが，図６にも示すように，対応する最低値Ｖmin を超
えていることに起因して各固相が球状化され，したがっ
てデンドライトが消失している。
【００４１】一方，表３および図１３，１５，１７から
明らかなように，比較例１〜３においては，それらの加
熱速度Ｖが，図６にも示すように，対応する最低値Ｖmi
n 未満であることに起因してデンドライトが残存し，し
たがって固相の球状化は行われていない。
明らかなように，比較例１〜３においては，それらの加
熱速度Ｖが，図６にも示すように，対応する最低値Ｖmi
n 未満であることに起因してデンドライトが残存し，し
たがって固相の球状化は行われていない。
【００４２】（２） 図１８に示す加圧鋳造装置１はＦ
ｅ系鋳造材料を用いてチクソキャスティング法の適用下
でＦｅ系鋳物を鋳造するために用いられる。その加圧鋳
造装置１は，鉛直な合せ面２ａ，３ａを有する固定金型
２および可動金型３を備え，両合せ面２ａ，３ａ間に鋳
物成形用キャビティ４が形成される。固定金型２に半溶
融Ｆｅ系鋳造材料５を設置するチャンバ６が形成され，
そのチャンバ６はゲート７を介してキャビティ４に連通
する。また固定金型２に，チャンバ６に連通するスリー
ブ８が水平に付設され，そのスリーブ８にチャンバ６に
挿脱される加圧プランジャ９が摺動自在に嵌合される。
スリーブ８は，その周壁上部に材料用挿入口１０を有す
る。
ｅ系鋳造材料を用いてチクソキャスティング法の適用下
でＦｅ系鋳物を鋳造するために用いられる。その加圧鋳
造装置１は，鉛直な合せ面２ａ，３ａを有する固定金型
２および可動金型３を備え，両合せ面２ａ，３ａ間に鋳
物成形用キャビティ４が形成される。固定金型２に半溶
融Ｆｅ系鋳造材料５を設置するチャンバ６が形成され，
そのチャンバ６はゲート７を介してキャビティ４に連通
する。また固定金型２に，チャンバ６に連通するスリー
ブ８が水平に付設され，そのスリーブ８にチャンバ６に
挿脱される加圧プランジャ９が摺動自在に嵌合される。
スリーブ８は，その周壁上部に材料用挿入口１０を有す
る。
【００４３】前記（１）項における実施例３で用いた平
均ＤＡＳ２ Ｄが７６μｍのＦｅ系鋳造材料と同様のＦ
ｅ系鋳造材料を用意し，これを共析温度および共晶温度
間における加熱速度ＶをＶ＝１０３℃／min に設定して
１２２０℃まで誘導加熱し，これにより固相率Ｒ＝７０
％の半溶融Ｆｅ系鋳造材料を調製した。
均ＤＡＳ２ Ｄが７６μｍのＦｅ系鋳造材料と同様のＦ
ｅ系鋳造材料を用意し，これを共析温度および共晶温度
間における加熱速度ＶをＶ＝１０３℃／min に設定して
１２２０℃まで誘導加熱し，これにより固相率Ｒ＝７０
％の半溶融Ｆｅ系鋳造材料を調製した。
【００４４】次いで，加圧鋳造装置１において，固定お
よび可動金型２，３の温度を制御すると共にそのチャン
バ６内に半溶融Ｆｅ系鋳造材料５を設置し，加圧プラン
ジャ９を作動させてそのＦｅ系鋳造材料５をキャビティ
４に充填した。この場合，半溶融Ｆｅ系鋳造材料５の充
填圧力は３６ＭＰａであった。そして，加圧プランジャ
９をストローク終端に保持することによってキャビティ
４内に充填された半溶融Ｆｅ系鋳造材料５に加圧力を付
与し，その加圧下で半溶融Ｆｅ系鋳造材料５を凝固させ
てＦｅ系鋳物を得た。
よび可動金型２，３の温度を制御すると共にそのチャン
バ６内に半溶融Ｆｅ系鋳造材料５を設置し，加圧プラン
ジャ９を作動させてそのＦｅ系鋳造材料５をキャビティ
４に充填した。この場合，半溶融Ｆｅ系鋳造材料５の充
填圧力は３６ＭＰａであった。そして，加圧プランジャ
９をストローク終端に保持することによってキャビティ
４内に充填された半溶融Ｆｅ系鋳造材料５に加圧力を付
与し，その加圧下で半溶融Ｆｅ系鋳造材料５を凝固させ
てＦｅ系鋳物を得た。
【００４５】図１９はＦｅ系鋳物の金属組織を示す顕微
鏡写真であり，本図より金属組織が均質で，且つ球状組
織であることが判る。
鏡写真であり，本図より金属組織が均質で，且つ球状組
織であることが判る。
【００４６】その後，Ｆｅ系鋳物に８００℃，６０分間
の加熱および空冷の条件で熱処理を施した。
の加熱および空冷の条件で熱処理を施した。
【００４７】表４は，熱処理を施されたＦｅ系鋳物およ
びその鋳造に用いられたＦｅ系鋳造材料ならびにその他
の材料の機械的特性を示す。
びその鋳造に用いられたＦｅ系鋳造材料ならびにその他
の材料の機械的特性を示す。
【００４８】
【表４】
【００４９】表４から明らかなように，Ｆｅ系鋳物の熱
処理品は優れた機械的特性を有し，その機械的特性は球
状黒鉛鋳鉄（ＪＩＳ ＦＣＤ５００）およびねずみ鋳鉄
（ＪＩＳ ＦＣ２５０）よりも優れ，且つ構造用炭素鋼
（ＪＩＳ Ｓ４８Ｃ相当）に略匹敵する。
処理品は優れた機械的特性を有し，その機械的特性は球
状黒鉛鋳鉄（ＪＩＳ ＦＣＤ５００）およびねずみ鋳鉄
（ＪＩＳ ＦＣ２５０）よりも優れ，且つ構造用炭素鋼
（ＪＩＳ Ｓ４８Ｃ相当）に略匹敵する。
【００５０】Ｆｅ−Ｃ−Ｓｉ系亜共晶合金において，Ｃ
およびＳｉは共晶量に関係し，その共晶量を５０％以下
に制御すべく，Ｃ含有量は１．８重量％≦Ｃ≦２．５重
量％に，またＳｉ含有量は１．０重量％≦Ｓｉ≦３．０
重量％にそれぞれ設定される。これにより，前記のよう
な優秀な機械的特性を備えたＦｅ系鋳物（熱処理品）を
得ることが可能である。
およびＳｉは共晶量に関係し，その共晶量を５０％以下
に制御すべく，Ｃ含有量は１．８重量％≦Ｃ≦２．５重
量％に，またＳｉ含有量は１．０重量％≦Ｓｉ≦３．０
重量％にそれぞれ設定される。これにより，前記のよう
な優秀な機械的特性を備えたＦｅ系鋳物（熱処理品）を
得ることが可能である。
【００５１】ただし，Ｃ含有量がＣ＜１．８重量％で
は，Ｓｉ含有量を多くして共晶量を増しても鋳造温度
（半溶融Ｆｅ系鋳造材料の温度，以下同じ）を高くしな
ければならないのでチクソキャスティングの利点が薄
れ，一方，Ｃ＞２．５重量％では黒鉛量が多くなるため
Ｆｅ系鋳物の熱処理効果が少なく，したがってその機械
的特性を前記のように向上させることができない。
は，Ｓｉ含有量を多くして共晶量を増しても鋳造温度
（半溶融Ｆｅ系鋳造材料の温度，以下同じ）を高くしな
ければならないのでチクソキャスティングの利点が薄
れ，一方，Ｃ＞２．５重量％では黒鉛量が多くなるため
Ｆｅ系鋳物の熱処理効果が少なく，したがってその機械
的特性を前記のように向上させることができない。
【００５２】Ｓｉ含有量がＳｉ＜１．０重量％では，Ｃ
＜１．８重量％の場合と同様に，鋳造温度の上昇を来た
し，一方，Ｓｉ＞３．０重量％ではシリコフェライトが
生じるためＦｅ系鋳物の機械的特性の向上を図ることが
できない。
＜１．８重量％の場合と同様に，鋳造温度の上昇を来た
し，一方，Ｓｉ＞３．０重量％ではシリコフェライトが
生じるためＦｅ系鋳物の機械的特性の向上を図ることが
できない。
【００５３】半溶融Ｆｅ系鋳造材料の固相率ＲはＲ≧５
０％であることが望ましい。これにより鋳造温度を低温
側にシフトして加圧鋳造装置の延命を図ることができ
る。固相率ＲがＲ＜５０％では液相量が多くなるため，
短柱状半溶融Ｆｅ系鋳造材料を立てて搬送する場合，そ
の自立性が悪化し，また取扱い性も悪くなる。
０％であることが望ましい。これにより鋳造温度を低温
側にシフトして加圧鋳造装置の延命を図ることができ
る。固相率ＲがＲ＜５０％では液相量が多くなるため，
短柱状半溶融Ｆｅ系鋳造材料を立てて搬送する場合，そ
の自立性が悪化し，また取扱い性も悪くなる。
【００５４】図２０はＡｌ−Ｍｇ合金およびＭｇ−Ａｌ
合金の状態図を，また図２１はＡｌ−Ｃｕ合金の状態図
を，さらに図２２はＡｌ−Ｓｉ合金の状態図をそれぞれ
示す。また表５は，各合金の基質金属成分，合金成分，
基質金属成分に対する合金成分の最大固溶量ｍおよびそ
れを呈する温度，１００℃での固溶量ｎならびに両固溶
量の差ｍ−ｎを示す。
合金の状態図を，また図２１はＡｌ−Ｃｕ合金の状態図
を，さらに図２２はＡｌ−Ｓｉ合金の状態図をそれぞれ
示す。また表５は，各合金の基質金属成分，合金成分，
基質金属成分に対する合金成分の最大固溶量ｍおよびそ
れを呈する温度，１００℃での固溶量ｎならびに両固溶
量の差ｍ−ｎを示す。
【００５５】
【表５】
【００５６】表５より，Ａｌ−Ｍｇ合金およびＭｇ−Ａ
ｌ合金は両固溶量の差ｍ−ｎ≧３．６原子％の要件を満
足しているが，Ａｌ−Ｃｕ合金およびＡｌ−Ｓｉ合金は
前記要件を満たしていないことが判る。
ｌ合金は両固溶量の差ｍ−ｎ≧３．６原子％の要件を満
足しているが，Ａｌ−Ｃｕ合金およびＡｌ−Ｓｉ合金は
前記要件を満たしていないことが判る。
【００５７】図２３（ａ）は，Ａｌ−７重量％Ｓｉ合金
よりなるＡｌ−Ｓｉ系鋳造材料の金属組織を示す顕微鏡
写真である。本図より，α−Ａｌよりなるデンドライト
が観察され，その平均ＤＡＳ２ ＤはＤ＝１６μｍであ
った。
よりなるＡｌ−Ｓｉ系鋳造材料の金属組織を示す顕微鏡
写真である。本図より，α−Ａｌよりなるデンドライト
が観察され，その平均ＤＡＳ２ ＤはＤ＝１６μｍであ
った。
【００５８】図２３（ｂ）は，共晶温度直下まで加熱さ
れたＡｌ−Ｓｉ系鋳造材料の金属組織を示す顕微鏡写真
である。これは，Ａｌ−Ｓｉ系鋳造材料の加熱速度Ｖを
Ｖ＝１５５℃／min に設定して誘導加熱し，５３０℃に
て水冷したものである。本図よりデンドライトが残存し
ていることが判る。これは，表５に示したように差ｍ−
ｎがｍ−ｎ＜３．６原子％であることに起因する。
れたＡｌ−Ｓｉ系鋳造材料の金属組織を示す顕微鏡写真
である。これは，Ａｌ−Ｓｉ系鋳造材料の加熱速度Ｖを
Ｖ＝１５５℃／min に設定して誘導加熱し，５３０℃に
て水冷したものである。本図よりデンドライトが残存し
ていることが判る。これは，表５に示したように差ｍ−
ｎがｍ−ｎ＜３．６原子％であることに起因する。
【００５９】図２３（ｃ）は，半溶融状態のＡｌ−Ｓｉ
系鋳造材料における金属組織を示す顕微鏡写真である。
これは，Ａｌ−Ｓｉ系鋳造材料を，加熱速度Ｖを前記同
様にＶ＝１５５℃／min に設定して誘導加熱し，５８５
℃にて水冷したものである。本図より，デンドライト状
のα−Ａｌが存在し，その球状化が行われていないこと
が判る。
系鋳造材料における金属組織を示す顕微鏡写真である。
これは，Ａｌ−Ｓｉ系鋳造材料を，加熱速度Ｖを前記同
様にＶ＝１５５℃／min に設定して誘導加熱し，５８５
℃にて水冷したものである。本図より，デンドライト状
のα−Ａｌが存在し，その球状化が行われていないこと
が判る。
【００６０】
【発明の効果】本発明によれば，前記のように特定され
た手段を採用することにより，Ｆｅ系鋳造材料に在るデ
ンドライトを容易に球状化することが可能な加熱方法を
提供することができる。
た手段を採用することにより，Ｆｅ系鋳造材料に在るデ
ンドライトを容易に球状化することが可能な加熱方法を
提供することができる。
【図１】Ｆｅ−Ｃ合金の状態図である。
【図２】Ｆｅ−Ｃ−１重量％Ｓｉ合金の状態図である。
【図３】Ｆｅ−Ｃ−２重量％Ｓｉ合金の状態図である。
【図４】Ｆｅ−Ｃ−３重量％Ｓｉ合金の状態図である。
【図５】デンドライトの概略図である。
【図６】平均ＤＡＳ２ Ｄと加熱速度Ｖとの関係を示す
グラフである。
グラフである。
【図７】デンドライトの球状化メカニズムの説明図であ
る。
る。
【図８】図７に対応するＦｅ系鋳造材料の金属組織を示
す顕微鏡写真である。
す顕微鏡写真である。
【図９】図８に対応するＦｅ系鋳造材料のＥＰＭＡによ
る金属組織写真である。
る金属組織写真である。
【図１０】デンドライトの残存メカニズムの説明図であ
る。
る。
【図１１】図１０に対応するＦｅ系鋳造材料の金属組織
を示す顕微鏡写真である。
を示す顕微鏡写真である。
【図１２】実施例１によるＦｅ系鋳造材料の金属組織を
示す顕微鏡写真である。
示す顕微鏡写真である。
【図１３】比較例１によるＦｅ系鋳造材料の金属組織を
示す顕微鏡写真である。
示す顕微鏡写真である。
【図１４】実施例２によるＦｅ系鋳造材料の金属組織を
示す顕微鏡写真である。
示す顕微鏡写真である。
【図１５】比較例２によるＦｅ系鋳造材料の金属組織を
示す顕微鏡写真である。
示す顕微鏡写真である。
【図１６】実施例３によるＦｅ系鋳造材料の金属組織を
示す顕微鏡写真である。
示す顕微鏡写真である。
【図１７】比較例３によるＦｅ系鋳造材料の金属組織を
示す顕微鏡写真である。
示す顕微鏡写真である。
【図１８】加圧鋳造装置の断面図である。
【図１９】Ｆｅ系鋳物の金属組織を示す顕微鏡写真であ
る。
る。
【図２０】Ａｌ−Ｍｇ合金およびＭｇ−Ａｌ合金の状態
図である。
図である。
【図２１】Ａｌ−Ｃｕ合金の状態図である。
【図２２】Ａｌ−Ｓｉ合金の状態図である。
【図２３】Ａｌ−Ｓｉ系鋳造材料の金属組織を示す顕微
鏡写真である。
鏡写真である。
５ 半溶融Ｆｅ系鋳造材料 ｄ デンドライト
フロントページの続き (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) B22D 17/00 B22D 1/00
Claims (3)
- 【請求項１】 オーステナイトに対するＣの最大固溶量
をａとし，また共析点での固溶量をｂとしたとき，それ
らの差ａ−ｂがａ−ｂ≧３．６原子％であり，且つ前記
オーステナイトを主成分とするデンドライトを有するＦ
ｅ系鋳造材料を選定し，そのＦｅ系鋳造材料を固相と液
相とが共存する半溶融状態まで加熱するに当り，前記共
析点の固溶量ｂを呈する共析温度および前記最大固溶量
ａを呈する共晶温度間における前記Ｆｅ系鋳造材料の加
熱速度Ｖ（℃／min ）を，前記デンドライトの平均２次
デンドライトアームスペーシングがＤ（μｍ）であると
き，Ｖ≧６３−０．８Ｄ＋０．０１３Ｄ2 に設定するこ
とを特徴とするチクソキャスティング用Ｆｅ系鋳造材料
の加熱方法。 - 【請求項２】 前記チクソキャスティング用Ｆｅ系鋳造
材料は亜共晶Ｆｅ系合金よりなり，その亜共晶Ｆｅ系合
金の組成は，Ｃ含有量が１．８重量％≦Ｃ≦２．５重量
％であり，またＳｉ含有量が１．０重量％≦Ｓｉ≦３．
０重量％であり，さらに残部が不可避不純物を含むＦｅ
である，請求項１記載のチクソキャスティング用Ｆｅ系
鋳造材料の加熱方法。 - 【請求項３】 半溶融状態の前記Ｆｅ系鋳造材料の固相
率ＲがＲ≧５０％である，請求項１または２記載のチク
ソキャスティング用Ｆｅ系鋳造材料の加熱方法。
Priority Applications (13)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP25095496A JP3214814B2 (ja) | 1996-09-02 | 1996-09-02 | チクソキャスティング用Ｆｅ系鋳造材料の加熱方法 |
| EP04007288A EP1460138B1 (en) | 1996-09-02 | 1997-09-02 | A process for preparing a thixocast semi-molten casting material |
| EP04007290A EP1460144B1 (en) | 1996-09-02 | 1997-09-02 | A process for thermally treating an Fe-based cast product and the product obtained by the process |
| DE69736933T DE69736933T2 (de) | 1996-09-02 | 1997-09-02 | Verfahren zur Wärmebehandlung eines eisenbasierten gegossenen Gegenstandes und der nach diesem Verfahren hergestellte Gegenstand |
| PCT/JP1997/003058 WO1998010111A1 (fr) | 1996-09-02 | 1997-09-02 | Materiau de coulage pour coulage thixotropique, procede de preparation d'un materiau de coulage partiellement solidifie pour coulage thixotropique, procede de coulage thixotropique, coulee a base de fer et procede de traitement thermique de coulee a base de fer |
| DE69737048T DE69737048T2 (de) | 1996-09-02 | 1997-09-02 | Verfahren zur Herstellung eines halbfesten Thixogiessmaterials |
| DE69736997T DE69736997T2 (de) | 1996-09-02 | 1997-09-02 | Verfahren zur Herstellung eines eisenbasierten Thixogiessmaterials |
| US09/077,169 US6136101A (en) | 1996-09-02 | 1997-09-02 | Casting material for thixocasting, method for preparing partially solidified casting material for thixocasting, thixo-casting method, iron-base cast, and method for heat-treating iron-base cast |
| DE69735063T DE69735063T2 (de) | 1996-09-02 | 1997-09-02 | Giessmaterial zum thixogiessen, verfahren zur herstellung von halbfestem giessmaterial zum thixogiessen, verfahren zum thixogiessen, eisenbasisgussstück und verfahren zur wärmebehandlung von eisenbasisgussstücken |
| EP97937868A EP0864662B1 (en) | 1996-09-02 | 1997-09-02 | Casting material for thixocasting, method for preparing partially solidified casting material for thixocasting, thixo-casting method, iron-base cast, and method for heat-treating iron-base cast |
| EP04007289A EP1460143B1 (en) | 1996-09-02 | 1997-09-02 | A process for preparing an Fe-based thixocast material |
| CA002236639A CA2236639C (en) | 1996-09-02 | 1997-09-02 | Thixocast casting material, process for preparing thixocast semi-molten casting material, thixocasting process, fe-based cast product, and process for thermally treating fe-based cast product |
| US09/669,219 US6527878B1 (en) | 1996-09-02 | 2000-09-25 | Thixocast casting material, process for preparing thixocasting semi-molten casting material, thixocast process, fe-based cast product, and process for thermally treating fe-based cast product |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP25095496A JP3214814B2 (ja) | 1996-09-02 | 1996-09-02 | チクソキャスティング用Ｆｅ系鋳造材料の加熱方法 |
Related Child Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2001124356A Division JP3382608B2 (ja) | 2001-04-23 | 2001-04-23 | チクソキャスティング用Ａｌ−Ｍｇ系鋳造材料およびＭｇ−Ａｌ系鋳造材料の加熱方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH1076356A JPH1076356A (ja) | 1998-03-24 |
| JP3214814B2 true JP3214814B2 (ja) | 2001-10-02 |
Family
ID=17215488
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP25095496A Expired - Lifetime JP3214814B2 (ja) | 1996-09-02 | 1996-09-02 | チクソキャスティング用Ｆｅ系鋳造材料の加熱方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3214814B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2008096411A1 (ja) * | 2007-02-06 | 2008-08-14 | Kogi Corporation | 鉄系合金の半凝固スラリーの製造方法及び製造装置 |
-
1996
- 1996-09-02 JP JP25095496A patent/JP3214814B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH1076356A (ja) | 1998-03-24 |
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