JP3824670B2 - 成形用固液共存金属の製造方法 - Google Patents
成形用固液共存金属の製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP3824670B2 JP3824670B2 JP28594794A JP28594794A JP3824670B2 JP 3824670 B2 JP3824670 B2 JP 3824670B2 JP 28594794 A JP28594794 A JP 28594794A JP 28594794 A JP28594794 A JP 28594794A JP 3824670 B2 JP3824670 B2 JP 3824670B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- powder
- solid
- molding
- liquid coexisting
- coexisting metal
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Lifetime
Links
Images
Landscapes
- Powder Metallurgy (AREA)
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】
本発明は、非樹枝状の固相が金属液相中に均一に分布し、流動性に優れた、型成形、圧延、鍛造、押し出し等の成形用固液共存金属の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
非樹枝状晶の固相を有する固液共存金属は、半液状であることから、成形が容易である、温度が低いことから、型寿命が長くなる、収縮が少なく製品に巣ができにくい、割れがない、等の利点があり、成形用材料として注目されるようになった。樹枝状晶の固相を有する固液共存金属を成形用材料に用いると、樹枝状晶が絡み合った状態となり、割れが生じるなど問題があり、当然、非樹枝状晶を有するものとすることが望まれる。
従来の非樹枝状の固相を有する固液共存金属を製造する方法は、金属（一般には合金）を溶解し、その凝固過程において攪拌子を用いて機械的に攪拌させたり、電磁誘導攪拌コイルを用いて電磁気的に攪拌させることにより、融液中に生成しつつある樹枝状の初晶をその枝部を消失ないしは方向を変えることにより樹枝状に成長することを妨げることで、非樹枝状晶を得る方法が一般的である。前記機械的攪拌によるものは、例えば、特開平４−１７９４４号公報に、また電磁気的攪拌によるものは、例えば、特開平４−３０５３３６号公報に記載がある。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
これらの方法においては、金属を一旦溶解する必要があるため、自ずとその組成には限りがあり、溶解度以上には溶質金属を配合することはできなかった。また、非樹枝状晶の寸法は冷却速度に強く依存するため、微細な非樹枝状晶を得るには冷却をする必要があるが、強冷却をした場合には固相率が増加するため粘性が大きくなり過ぎ、得られた固液共存金属を連続的に排出することが困難になるという問題があった。また、機械的あるいは電磁気的攪拌により、非樹枝状晶同志が衝突し、合体することにより粗大化したり、寸法が不揃いになることが避けられなかった。
【０００４】
このように金属を溶解して凝固過程で攪拌により非樹枝状晶を得る手法では、金属（合金）の組成を自由に選択することが出来ず、また、微細な非樹枝状晶を得ようとすると、粘性の増大により容器からの排出が困難になること等の問題がある。これらの問題の原因は、凝固過程で晶出する樹枝状晶を利用していることにある。
本発明は、用いる材料を一旦完全に溶解することなく、そして凝固過程で晶出する初晶を利用することなく、組成を自由に選択することができ、微細で均一な非樹枝状晶を有する、成形用の固液共存金属を製造する方法を提案しようとするものである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
本発明の手段は、金属又は金属間化合物の融点の異なる粉末の２種以上を混合し、その混合粉末を、混合した夫々の粉末の融点の中の最も低い温度と最も高い温度との間の温度に加熱保持することにより、少なくとも１種以上の粉末を溶融させることを特徴とする。
前記手段において、前記混合粉末の中の少なくとも２種以上の粉末が、前記保持温度に加熱する加熱過程の温度又は保持温度において反応し、元の粉末組成とは異なる成分の固相と液相を生じるものとしてもよい。
【０００６】
前記手段において、前記混合粉末が２種の融点の異なる粉末であり、前記２種の粉末中の高い融点の粉末（「高融点粉末」とのみ記す場合もある）の混合割合が、保持温度における平衡状態図上の固相と液相の割合の固相割合より小さいものとするのがよい。
前記手段において、前記反応が少なくとも平衡状態に達するまで保持温度に保つのがよい。
前記手段において、前記混合粉末が２種の融点の異なる粉末であり、前記２種の粉末中の高い融点の粉末の混合割合が、保持温度における平衡状態図上の固相と液相の割合の固相割合より大きいものとするのがよい。
前記手段において、前記２種以上の融点の異なる粉末の中の最も融点の高い粉末（「高融点粉末」とのみ記す場合もある）が多孔質であるものとするのがよい。
前記手段において、前記２種の融点の異なる粉末の中の高い融点の粉末が多孔質であるものとするのがよい。
前記多孔質の粉末は還元鉄粉とするのがよい。
【０００７】
【作用】
金属粉末は、例えば、鉄系粉末、アルミ合金粉末、同軽合金粉末等であり、金属間化合物の粉末は、例えば、金属間化合物はＦｅ−Ｓｉの粉末のようなものである。前記加熱保持の所定の温度領域に加熱することにより、その温度より融点の低い粉末は溶解して液相となり、その温度より融点の高い粉末は溶解せずそのまま固相として残るため、結果として独立した融点の高い粉末粒子を融点の低い液相が取り囲んだ、非樹枝状晶を有する固液共存金属が得られる。そして、材料を一旦完全に溶解することがないため、溶質の溶解度とは関係なく、自由に粉末の配合を選択することが可能となる。
用いる粉末同志が反応し元の粉末の組成とは異なる液相と固相を生じる場合でも、固相と液相とが共存する温度領域に保持する限り、固液共存金属を得ることができる。例えば、ＳＵＳ（ステンレス）の粉末と鋳鉄粉末を用いるとき、ＣがＳＵＳ中に拡散し、Ｃｒ、Ｎｉが鋳鉄中に入るような場合である。
【０００８】
２種の融点の異なる粉末の中の高い融点の粉末の混合割合が、保持温度における平衡状態図上の固相と液相の割合の固相割合より小さいものとするのは、前記反応が、固相を成長させる反応である。固相の断面形状は円または楕円に近い形状となる。すなわち、前記保持温度になる過程及び保持温度において、固相である高い融点の粉末の粒子内の表面付近に液相中の元素が拡散して反応し、低融点合金となり、保持温度における平衡状態になる過程で固相が成長する。この時界面エネルギーを最小とするため、固相の粒が面積を減少させるように球形へと変化する。
前記反応が少なくとも平衡状態に達するまで保持温度に保つと、高融点粉末であった固相の大きい粒径のものが小さい粒径のものを吸着する形で合体し粒径がやや大きくなる。この場合も界面エネルギーを最小とするため、固相の粒が面積を減少させるように球形に近いものとなる。
２種の融点の異なる粉末の中の高い融点の粉末の混合割合が、保持温度における平衡状態図上の固相と液相の割合の固相割合より大きいものとするのは、前記反応が、固相を縮小させる反応である。固相の断面形状は円または楕円に近い形状となる。すなわち、前記保持温度になる過程及び保持温度において、固相である高い融点の粉末の粒子内の表面付近に液相中の元素が拡散して反応し、低融点合金となり、保持温度における平衡状態になる過程で固相が減少する。この時も界面エネルギーを最小とするため、固相の粒が面積を減少させるように球形へと変化する。
【０００９】
前記融点の高い粉末が多孔質であると、粒の形が異形であり、肉の薄い部分のあることから、固相内に拡散してくる元素により、固相表面付近に融点の低い部分が生じることによって固相の粒が分断されてより小さい粒径のものとなる。この場合も粒は球形に近づこうとする。
還元鉄粉は入手しやすいから、多孔質の融点の高い粉末が鉄であるときは、コスト的に有利である。
【００１０】
【実施例】
実施例１
本発明を鉄系合金に適用した実施例を示す。簡単にするために用いる金属粉末は次の２種類とした。すなわち、高融点粉末として、９９ｗｔ％以上のＦｅ粉末、平均粒径１５０μｍ、融点１３５６°Ｃ、低融点粉末として、４．２ｗｔ％Ｃ−０．６ｗｔ％Ｓｉ−Ｆｅ合金粉末、平均粒径５０μｍ、融点１１４７°Ｃ、を用いた。用いた金属粉末粒子の外観形状を図２（高融点金属粉末）、図３（低融点合金粉末）に示す。
【００１１】
前記高融点粉末と低融点粉末を重量割合で３対７となるように配合し、ボールミルにより２４時間混練後、３kgf/cm2 の成形圧にて成形し、多数の圧粉体を作成した。この圧粉体を１１７５°Ｃに保持した均熱炉に挿入し、圧粉体の表面温度が１１７５°Ｃに達してから、６０ｓｅｃ、及び１２００ｓｅｃ経過後に５個ずつ炉から速やかに取り出し、水中冷却により組織の凍結を行い、組織を観察した。その組織観察結果を図１に示す。いずれの保持時間においても微細な球状のオーステナイト（固相）を鋳鉄溶湯（液相）が取り囲んだ組織となっている。非樹枝状晶の粒径は６０ｓｅｃ保持のもので約５０μｍ、１２００ｓｅｃ保持のもので約７０μｍと微細であった。さらに得られたオーステナイトは元の高融点粉末の形状とは異なり、その形状は凹凸はなくなり、より球に近くなっていることが確認できる。
【００１２】
これを図４に示す鉄−炭素２元系の平衡状態図に従い考察する。本実施例に示す配合は約３ｗｔ％Ｃ−Ｆｅ成分に相当するが、この組成のものを溶融状態より冷却し、１１７５°Ｃに保持した場合は、図のＣ組成の固相オーステナイトはデンドライト状になる。ところが本実施例では、前記圧粉体を１１７５°Ｃに保持すると、低融点粉末が溶解するとともに炭素濃度の高い低融点粉末から炭素濃度の低い高融点粉末側に炭素の拡散がおこるため、高融点粉末はオーステナイトへと変化する。長時間保持により平衡状態に達すると、最終的にはＤ組織のオーステナイトからなる固液共存金属が得られる。ここで今回の試験に用いた高融点粉末の割合は約３０ｖｏｌ％であるので、液相より高融点粉末を元とするオーステナイトが粒成長することで、平衡状態図の固相と液相の割合である５０ｖｏｌ％−５０ｖｏｌ％に近付く。本実施例の場合、６０ｓｅｃでは未だ平衡状態には至っておらず、その途中の段階であるため１２００ｓｅｃ保持のものの粒径と比較すると小さくなっていると判断される。１２００ｓｅｃ以上保持しても粒径は変化しなかった。ここで、高融点粉末は互いに独立した非樹枝状晶であるため、炭素の拡散によって変化したオーステナイトも非樹枝状晶であり、その界面エネルギーを最小とするため、表面積を減らすように球形へと変化している。さらに、攪拌等による粒同志の衝突がおこらないため、粒の合体による粗大化はおこり難い。
【００１３】
なお、実施例１の変形例として、高融点粉末と低融点粉末の重量割合を前記とは逆に７対３としたときは、平衡状態図の固相と液相の割合である５０ｖｏｌ％−５０ｖｏｌ％に近付くことから、高融点粉末を元とするオーステナイトが液相に移る。従って、固相部分が減少する。
【００１４】
実施例２
Ｆｅ粉末とＦｅ−Ｃ−Ｓｉ金属間化合物粉末による実施例である。用いた金属粉末は、高融点粉末として、９９ｗｔ％以上のＦｅ粉末、平均粒径５０μｍ、融点約１５３６°Ｃ、低融点粉末として、０．８ｗｔ％Ｃ−１８ｗｔ％Ｓｉ−Ｆｅ合金粉末、平均粒径５０μｍ、融点１１８０°Ｃ、である。用いた金属粉末粒子の外観形状を図６（高融点金属粉末）、図７（低融点合金粉末）に示す。
前記高融点粉末と低融点粉末の重量割合を３対７となるように配合し、ボールミルにより２４時間混練後、３kgf/cm2 の成形圧にて成形し圧粉体を作成した。この圧粉体を１１９５°Ｃに保持した均熱炉に挿入し、圧粉体の表面温度が１１９５°Ｃに達してから、３００ｓｅｃ経過後に炉より速やかに取り出し、空冷し組織を観察した。その結果を図５に示すが、粒状のフェライトとその周囲に黒鉛が晶出した組織が得られた。この場合、１１８０°Ｃにて低融点粉末が溶融し、高融点粉末粒子を取り囲むが、その固液界面を介しＳｉが高融点粉末に拡散することで、高融点粉末はＳｉ組成のフェライトへと変化している。また、高融点粉末を元とするフェライトは界面エネルギーが最小となるように、形状が球形へと変化していることが確認された。
【００１５】
【発明の効果】
請求項１に記載の発明によれば、従来の溶解では不可能な組成の金属（合金）においても非樹枝状晶を有する固液共存金属の製造が可能となる。そして、その固相は微細で均一な粒径とすることができる。
請求項２に記載の発明によれば、元の粉末組成とは異なる成分の固相と液相を生じるから、成形用固液共存金属の用途が拡大する。
請求項３、請求項４、請求項５に記載の発明によれば、材料粉末は微細なものを得ることが可能であるから、微細で均一な球形に近い非樹枝状晶を有する固液共存金属の製造が可能となる。従って、流動性が要求される固液共存金属において有効である。
請求項６、請求項７に記載の発明によれば、材料の高融点粉末の粒径よりも固相の粒径が大幅に小さく、球形に近い非樹枝状晶を有する固液共存金属の製造が可能となる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の実施例１で得られた固液共存金属の組織を凍結した顕微鏡組織を示す図面代用写真であり、（ａ）は保持時間６０ｓｅｃのもの、（ｂ）は保持時間１２００ｓｅｃのものである。
【図２】同実施例１に使用した高融点金属粉末粒子の形状を示す図面代用顕微鏡写真である。
【図３】同実施例１に使用した低融点金属粉末粒子の形状を示す図面代用顕微鏡写真である。
【図４】同実施例１の説明に使用したＦｅ−Ｃ系状態図である。
【図５】本発明の実施例２で得られた固液共存金属の組織を凍結した顕微鏡組織写真である。
【図６】同実施例２に使用した高融点金属粉末粒子の形状を示す図面代用顕微鏡写真である。
【図７】同実施例２に使用した低融点金属粉末粒子の形状を示す図面代用顕微鏡写真である。
【産業上の利用分野】
本発明は、非樹枝状の固相が金属液相中に均一に分布し、流動性に優れた、型成形、圧延、鍛造、押し出し等の成形用固液共存金属の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
非樹枝状晶の固相を有する固液共存金属は、半液状であることから、成形が容易である、温度が低いことから、型寿命が長くなる、収縮が少なく製品に巣ができにくい、割れがない、等の利点があり、成形用材料として注目されるようになった。樹枝状晶の固相を有する固液共存金属を成形用材料に用いると、樹枝状晶が絡み合った状態となり、割れが生じるなど問題があり、当然、非樹枝状晶を有するものとすることが望まれる。
従来の非樹枝状の固相を有する固液共存金属を製造する方法は、金属（一般には合金）を溶解し、その凝固過程において攪拌子を用いて機械的に攪拌させたり、電磁誘導攪拌コイルを用いて電磁気的に攪拌させることにより、融液中に生成しつつある樹枝状の初晶をその枝部を消失ないしは方向を変えることにより樹枝状に成長することを妨げることで、非樹枝状晶を得る方法が一般的である。前記機械的攪拌によるものは、例えば、特開平４−１７９４４号公報に、また電磁気的攪拌によるものは、例えば、特開平４−３０５３３６号公報に記載がある。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
これらの方法においては、金属を一旦溶解する必要があるため、自ずとその組成には限りがあり、溶解度以上には溶質金属を配合することはできなかった。また、非樹枝状晶の寸法は冷却速度に強く依存するため、微細な非樹枝状晶を得るには冷却をする必要があるが、強冷却をした場合には固相率が増加するため粘性が大きくなり過ぎ、得られた固液共存金属を連続的に排出することが困難になるという問題があった。また、機械的あるいは電磁気的攪拌により、非樹枝状晶同志が衝突し、合体することにより粗大化したり、寸法が不揃いになることが避けられなかった。
【０００４】
このように金属を溶解して凝固過程で攪拌により非樹枝状晶を得る手法では、金属（合金）の組成を自由に選択することが出来ず、また、微細な非樹枝状晶を得ようとすると、粘性の増大により容器からの排出が困難になること等の問題がある。これらの問題の原因は、凝固過程で晶出する樹枝状晶を利用していることにある。
本発明は、用いる材料を一旦完全に溶解することなく、そして凝固過程で晶出する初晶を利用することなく、組成を自由に選択することができ、微細で均一な非樹枝状晶を有する、成形用の固液共存金属を製造する方法を提案しようとするものである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
本発明の手段は、金属又は金属間化合物の融点の異なる粉末の２種以上を混合し、その混合粉末を、混合した夫々の粉末の融点の中の最も低い温度と最も高い温度との間の温度に加熱保持することにより、少なくとも１種以上の粉末を溶融させることを特徴とする。
前記手段において、前記混合粉末の中の少なくとも２種以上の粉末が、前記保持温度に加熱する加熱過程の温度又は保持温度において反応し、元の粉末組成とは異なる成分の固相と液相を生じるものとしてもよい。
【０００６】
前記手段において、前記混合粉末が２種の融点の異なる粉末であり、前記２種の粉末中の高い融点の粉末（「高融点粉末」とのみ記す場合もある）の混合割合が、保持温度における平衡状態図上の固相と液相の割合の固相割合より小さいものとするのがよい。
前記手段において、前記反応が少なくとも平衡状態に達するまで保持温度に保つのがよい。
前記手段において、前記混合粉末が２種の融点の異なる粉末であり、前記２種の粉末中の高い融点の粉末の混合割合が、保持温度における平衡状態図上の固相と液相の割合の固相割合より大きいものとするのがよい。
前記手段において、前記２種以上の融点の異なる粉末の中の最も融点の高い粉末（「高融点粉末」とのみ記す場合もある）が多孔質であるものとするのがよい。
前記手段において、前記２種の融点の異なる粉末の中の高い融点の粉末が多孔質であるものとするのがよい。
前記多孔質の粉末は還元鉄粉とするのがよい。
【０００７】
【作用】
金属粉末は、例えば、鉄系粉末、アルミ合金粉末、同軽合金粉末等であり、金属間化合物の粉末は、例えば、金属間化合物はＦｅ−Ｓｉの粉末のようなものである。前記加熱保持の所定の温度領域に加熱することにより、その温度より融点の低い粉末は溶解して液相となり、その温度より融点の高い粉末は溶解せずそのまま固相として残るため、結果として独立した融点の高い粉末粒子を融点の低い液相が取り囲んだ、非樹枝状晶を有する固液共存金属が得られる。そして、材料を一旦完全に溶解することがないため、溶質の溶解度とは関係なく、自由に粉末の配合を選択することが可能となる。
用いる粉末同志が反応し元の粉末の組成とは異なる液相と固相を生じる場合でも、固相と液相とが共存する温度領域に保持する限り、固液共存金属を得ることができる。例えば、ＳＵＳ（ステンレス）の粉末と鋳鉄粉末を用いるとき、ＣがＳＵＳ中に拡散し、Ｃｒ、Ｎｉが鋳鉄中に入るような場合である。
【０００８】
２種の融点の異なる粉末の中の高い融点の粉末の混合割合が、保持温度における平衡状態図上の固相と液相の割合の固相割合より小さいものとするのは、前記反応が、固相を成長させる反応である。固相の断面形状は円または楕円に近い形状となる。すなわち、前記保持温度になる過程及び保持温度において、固相である高い融点の粉末の粒子内の表面付近に液相中の元素が拡散して反応し、低融点合金となり、保持温度における平衡状態になる過程で固相が成長する。この時界面エネルギーを最小とするため、固相の粒が面積を減少させるように球形へと変化する。
前記反応が少なくとも平衡状態に達するまで保持温度に保つと、高融点粉末であった固相の大きい粒径のものが小さい粒径のものを吸着する形で合体し粒径がやや大きくなる。この場合も界面エネルギーを最小とするため、固相の粒が面積を減少させるように球形に近いものとなる。
２種の融点の異なる粉末の中の高い融点の粉末の混合割合が、保持温度における平衡状態図上の固相と液相の割合の固相割合より大きいものとするのは、前記反応が、固相を縮小させる反応である。固相の断面形状は円または楕円に近い形状となる。すなわち、前記保持温度になる過程及び保持温度において、固相である高い融点の粉末の粒子内の表面付近に液相中の元素が拡散して反応し、低融点合金となり、保持温度における平衡状態になる過程で固相が減少する。この時も界面エネルギーを最小とするため、固相の粒が面積を減少させるように球形へと変化する。
【０００９】
前記融点の高い粉末が多孔質であると、粒の形が異形であり、肉の薄い部分のあることから、固相内に拡散してくる元素により、固相表面付近に融点の低い部分が生じることによって固相の粒が分断されてより小さい粒径のものとなる。この場合も粒は球形に近づこうとする。
還元鉄粉は入手しやすいから、多孔質の融点の高い粉末が鉄であるときは、コスト的に有利である。
【００１０】
【実施例】
実施例１
本発明を鉄系合金に適用した実施例を示す。簡単にするために用いる金属粉末は次の２種類とした。すなわち、高融点粉末として、９９ｗｔ％以上のＦｅ粉末、平均粒径１５０μｍ、融点１３５６°Ｃ、低融点粉末として、４．２ｗｔ％Ｃ−０．６ｗｔ％Ｓｉ−Ｆｅ合金粉末、平均粒径５０μｍ、融点１１４７°Ｃ、を用いた。用いた金属粉末粒子の外観形状を図２（高融点金属粉末）、図３（低融点合金粉末）に示す。
【００１１】
前記高融点粉末と低融点粉末を重量割合で３対７となるように配合し、ボールミルにより２４時間混練後、３kgf/cm2 の成形圧にて成形し、多数の圧粉体を作成した。この圧粉体を１１７５°Ｃに保持した均熱炉に挿入し、圧粉体の表面温度が１１７５°Ｃに達してから、６０ｓｅｃ、及び１２００ｓｅｃ経過後に５個ずつ炉から速やかに取り出し、水中冷却により組織の凍結を行い、組織を観察した。その組織観察結果を図１に示す。いずれの保持時間においても微細な球状のオーステナイト（固相）を鋳鉄溶湯（液相）が取り囲んだ組織となっている。非樹枝状晶の粒径は６０ｓｅｃ保持のもので約５０μｍ、１２００ｓｅｃ保持のもので約７０μｍと微細であった。さらに得られたオーステナイトは元の高融点粉末の形状とは異なり、その形状は凹凸はなくなり、より球に近くなっていることが確認できる。
【００１２】
これを図４に示す鉄−炭素２元系の平衡状態図に従い考察する。本実施例に示す配合は約３ｗｔ％Ｃ−Ｆｅ成分に相当するが、この組成のものを溶融状態より冷却し、１１７５°Ｃに保持した場合は、図のＣ組成の固相オーステナイトはデンドライト状になる。ところが本実施例では、前記圧粉体を１１７５°Ｃに保持すると、低融点粉末が溶解するとともに炭素濃度の高い低融点粉末から炭素濃度の低い高融点粉末側に炭素の拡散がおこるため、高融点粉末はオーステナイトへと変化する。長時間保持により平衡状態に達すると、最終的にはＤ組織のオーステナイトからなる固液共存金属が得られる。ここで今回の試験に用いた高融点粉末の割合は約３０ｖｏｌ％であるので、液相より高融点粉末を元とするオーステナイトが粒成長することで、平衡状態図の固相と液相の割合である５０ｖｏｌ％−５０ｖｏｌ％に近付く。本実施例の場合、６０ｓｅｃでは未だ平衡状態には至っておらず、その途中の段階であるため１２００ｓｅｃ保持のものの粒径と比較すると小さくなっていると判断される。１２００ｓｅｃ以上保持しても粒径は変化しなかった。ここで、高融点粉末は互いに独立した非樹枝状晶であるため、炭素の拡散によって変化したオーステナイトも非樹枝状晶であり、その界面エネルギーを最小とするため、表面積を減らすように球形へと変化している。さらに、攪拌等による粒同志の衝突がおこらないため、粒の合体による粗大化はおこり難い。
【００１３】
なお、実施例１の変形例として、高融点粉末と低融点粉末の重量割合を前記とは逆に７対３としたときは、平衡状態図の固相と液相の割合である５０ｖｏｌ％−５０ｖｏｌ％に近付くことから、高融点粉末を元とするオーステナイトが液相に移る。従って、固相部分が減少する。
【００１４】
実施例２
Ｆｅ粉末とＦｅ−Ｃ−Ｓｉ金属間化合物粉末による実施例である。用いた金属粉末は、高融点粉末として、９９ｗｔ％以上のＦｅ粉末、平均粒径５０μｍ、融点約１５３６°Ｃ、低融点粉末として、０．８ｗｔ％Ｃ−１８ｗｔ％Ｓｉ−Ｆｅ合金粉末、平均粒径５０μｍ、融点１１８０°Ｃ、である。用いた金属粉末粒子の外観形状を図６（高融点金属粉末）、図７（低融点合金粉末）に示す。
前記高融点粉末と低融点粉末の重量割合を３対７となるように配合し、ボールミルにより２４時間混練後、３kgf/cm2 の成形圧にて成形し圧粉体を作成した。この圧粉体を１１９５°Ｃに保持した均熱炉に挿入し、圧粉体の表面温度が１１９５°Ｃに達してから、３００ｓｅｃ経過後に炉より速やかに取り出し、空冷し組織を観察した。その結果を図５に示すが、粒状のフェライトとその周囲に黒鉛が晶出した組織が得られた。この場合、１１８０°Ｃにて低融点粉末が溶融し、高融点粉末粒子を取り囲むが、その固液界面を介しＳｉが高融点粉末に拡散することで、高融点粉末はＳｉ組成のフェライトへと変化している。また、高融点粉末を元とするフェライトは界面エネルギーが最小となるように、形状が球形へと変化していることが確認された。
【００１５】
【発明の効果】
請求項１に記載の発明によれば、従来の溶解では不可能な組成の金属（合金）においても非樹枝状晶を有する固液共存金属の製造が可能となる。そして、その固相は微細で均一な粒径とすることができる。
請求項２に記載の発明によれば、元の粉末組成とは異なる成分の固相と液相を生じるから、成形用固液共存金属の用途が拡大する。
請求項３、請求項４、請求項５に記載の発明によれば、材料粉末は微細なものを得ることが可能であるから、微細で均一な球形に近い非樹枝状晶を有する固液共存金属の製造が可能となる。従って、流動性が要求される固液共存金属において有効である。
請求項６、請求項７に記載の発明によれば、材料の高融点粉末の粒径よりも固相の粒径が大幅に小さく、球形に近い非樹枝状晶を有する固液共存金属の製造が可能となる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の実施例１で得られた固液共存金属の組織を凍結した顕微鏡組織を示す図面代用写真であり、（ａ）は保持時間６０ｓｅｃのもの、（ｂ）は保持時間１２００ｓｅｃのものである。
【図２】同実施例１に使用した高融点金属粉末粒子の形状を示す図面代用顕微鏡写真である。
【図３】同実施例１に使用した低融点金属粉末粒子の形状を示す図面代用顕微鏡写真である。
【図４】同実施例１の説明に使用したＦｅ−Ｃ系状態図である。
【図５】本発明の実施例２で得られた固液共存金属の組織を凍結した顕微鏡組織写真である。
【図６】同実施例２に使用した高融点金属粉末粒子の形状を示す図面代用顕微鏡写真である。
【図７】同実施例２に使用した低融点金属粉末粒子の形状を示す図面代用顕微鏡写真である。
Claims (8)
- 金属又は金属間化合物の融点の異なる粉末の２種以上を混合し、その混合粉末を、混合した夫々の粉末の融点の中の最も低い温度と最も高い温度との間の温度に加熱保持することにより、少なくとも１種以上の粉末を溶融させることを特徴とする成形用固液共存金属の製造方法。
- 請求項１に記載の成形用固液共存金属の製造方法において、前記混合粉末の中の少なくとも２種以上の粉末が、前記保持温度に加熱する加熱過程の温度又は保持温度において反応し、元の粉末組成とは異なる成分の固相と液相を生じるものであることを特徴とする成形用固液共存金属の製造方法。
- 請求項２に記載の成形用固液共存金属の製造方法において、前記混合粉末が２種の融点の異なる粉末であり、前記２種の粉末中の高い融点の粉末の混合割合が、前記保持温度における平衡状態図上の固相と液相の割合の固相割合より小さいことを特徴とする成形用固液共存金属の製造方法。
- 請求項２に記載の成形用固液共存金属の製造方法において、前記反応が少なくとも平衡状態に達するまで保持温度に保つことを特徴とする成形用固液共存金属の製造方法。
- 請求項２に記載の成形用固液共存金属の製造方法において、前記混合粉末が２種の融点の異なる粉末であり、前記２種の粉末中の高い融点の粉末の混合割合が、前記保持温度における平衡状態図上の固相と液相の割合の固相割合より大きいことを特徴とする成形用固液共存金属の製造方法。
- 請求項１、請求項２、又は請求項４に記載の成形用固液共存金属の製造方法において、前記２種以上の融点の異なる粉末の中の最も融点の高い粉末が多孔質であることを特徴とする成形用固液共存金属の製造方法。
- 請求項３、又は請求項５に記載の成形用固液共存金属の製造方法において、前記２種の融点の異なる粉末の中の高い融点の粉末が多孔質であることを特徴とする成形用固液共存金属の製造方法。
- 請求項６、又は請求項７に記載の成形用固液共存金属の製造方法において、前記多孔質の粉末が還元鉄粉であることを特徴とする成形用固液共存金属の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP28594794A JP3824670B2 (ja) | 1994-10-25 | 1994-10-25 | 成形用固液共存金属の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP28594794A JP3824670B2 (ja) | 1994-10-25 | 1994-10-25 | 成形用固液共存金属の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08120301A JPH08120301A (ja) | 1996-05-14 |
| JP3824670B2 true JP3824670B2 (ja) | 2006-09-20 |
Family
ID=17698032
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP28594794A Expired - Lifetime JP3824670B2 (ja) | 1994-10-25 | 1994-10-25 | 成形用固液共存金属の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3824670B2 (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US9340431B2 (en) | 2011-03-25 | 2016-05-17 | National Institute For Materials Science | Inorganic-compound particles and process for producing same |
| JP5773341B2 (ja) * | 2011-03-25 | 2015-09-02 | 国立研究開発法人物質・材料研究機構 | 無機化合物粒子およびその製造方法 |
| CN105583401B (zh) * | 2015-12-25 | 2018-11-02 | 华中科技大学 | 一种制备用于3d打印的复合粉末的方法、产品以及应用 |
-
1994
- 1994-10-25 JP JP28594794A patent/JP3824670B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH08120301A (ja) | 1996-05-14 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US7870885B2 (en) | Method of and a device for producing a liquid-solid metal composition | |
| US6468468B1 (en) | Method for preparation of sintered parts from an aluminum sinter mixture | |
| US7469738B2 (en) | Process for injection molding semi-solid alloys | |
| JP3824670B2 (ja) | 成形用固液共存金属の製造方法 | |
| US4889688A (en) | Process of producing nodular cast iron | |
| EP1281780A1 (en) | Method of grain refining cast magnesium alloy | |
| KR100481250B1 (ko) | 인성내열성알루미늄합금및이의제조방법 | |
| JP2503119B2 (ja) | ベリリウム銅合金の鋳造方法 | |
| CN103014391B (zh) | 一种改善2618铝合金显微组织的合金制备方法 | |
| JP3473214B2 (ja) | 半溶融金属の成形方法 | |
| JPH08325652A (ja) | 半溶融金属の成形方法 | |
| EP1322439B1 (en) | Metal alloy compositions and process | |
| JPS60149751A (ja) | 金属組成物 | |
| JPH05263177A (ja) | Ａ１５型結晶構造を有するＮｂ３Ａｌ金属間化合物基合金の製造方法 | |
| RU2196187C1 (ru) | Способ получения сплава со свободным и связанным углеродом | |
| KR20040042469A (ko) | 반용융 성형용 마그네슘 합금과 그 제조방법 | |
| JP3340649B2 (ja) | 過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金ダイカスト部材の製造方法および過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金ダイカスト部材 | |
| JPH0987771A (ja) | 半溶融Ａｌ−Ｍｇ合金の製造方法 | |
| JP2554066B2 (ja) | 金属間化合物粒子分散強化型ダイカスト複合材及びその製造方法 | |
| KR100202248B1 (ko) | Al-pb계 베어링 합금 분말의 제조 방법 및 장치 | |
| JP2005068469A (ja) | マグネシウム基複合材料の製造方法およびマグネシウム基複合材料 | |
| JPH05202437A (ja) | 高融点金属間化合物基合金の製造方法 | |
| JPH09296236A (ja) | 粒子分散材の製造方法 | |
| JP2019143194A (ja) | 鉄基軟磁性材料の製造方法 | |
| JP2004292932A (ja) | 半溶融成形用鉄−炭素系合金とそれを用いた半溶融成形法及び半溶融成形体 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20050920 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20051118 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20060613 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20060628 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120707 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20150707 Year of fee payment: 9 |
|
| EXPY | Cancellation because of completion of term |