JPH0328341A - アルミニウム―ストロンチウム母合金 - Google Patents
アルミニウム―ストロンチウム母合金Info
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- JPH0328341A JPH0328341A JP2128113A JP12811390A JPH0328341A JP H0328341 A JPH0328341 A JP H0328341A JP 2128113 A JP2128113 A JP 2128113A JP 12811390 A JP12811390 A JP 12811390A JP H0328341 A JPH0328341 A JP H0328341A
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
本発明は、アルミニウム−ストロンチウム母合金の調製
方法、この方法で得られる母合金並びに溶融アルミニウ
ム−シリコン合金の固化中の組織調質材(struct
ure refiner)としての、これらの母合金の
使用に間する. アルミニウム−シリコン合金は、航空機部品、ピストン
やバルブスリーブなどの内燃機関部品としての鋳造製品
の製造に広く用いられている.好適なく高度な〉品質の
鋳造製品を得るには、固化中に比較的小さなシリコン結
晶の形戒を誘発するために、溶融合金に組織調質材を添
加することが重要である。このようにして得られた鋳造
製品は、組織調質材を使用しない場合と比較して、機械
的特性、延性及び強度が増加する. この明細書中で組織調質材という用語は、溶融金属若し
くは合金に添加並びに混合及び/又は溶解後、それ自身
あるいは新規に形成される化合物のいずれかが、組織調
質材が用いられなかった場合よりも固化中により小さい
結晶の形戒を誘発する化合物あるいは組成物に対して用
いられる.現在まで、ナトリウムが前述したアルミニウ
ム−シリコン合金用の組織調質材として、特に共晶若し
くは,亜共晶アルミニウム−シリコン合金、つまり、1
2重景%以下のシリコンを含む合金用に使用されてきた
。特に最近では、ストロンチウムがナトリウムのかわり
に使用されてきている。何故ならば、ナトリウムよりも
良好な組織調質効果があり、しかもより経済的で(ナト
リウムと比較lト すると燃え廚きロスが少ない)、危険性の低い工程であ
るからである. 亜共晶アルミニウム−シリコン合金の固化中では、まず
、共晶組成物が得られるまで最初にアルミニウム結晶が
形成し、その後同時にシリコン結晶とともにアルミニウ
ム結晶が形戒する。シリコン結晶は針状形態で、組m調
質材を使用しない場合には、かなり大きい結晶である.
組織調質材を用いると、これらのシリコン結晶は比較的
小さく,なり、!l維様の特性を示し、上記の改良され
た特性をもたらす. アルミニウム−ストロンチウム母合金を溶解すると、ア
ルミニウム−ストロンチウム金属間化合物(^Z.Sr
)の小粒子が遊離し、次いで溶解して溶液中にストロン
チウムが供給される.その後、固化巾にストロンチウム
はシリコン結晶数を実質的に増加させ、少数の大きな結
晶の代わりに多数の微結晶を与えると考えられる。
方法、この方法で得られる母合金並びに溶融アルミニウ
ム−シリコン合金の固化中の組織調質材(struct
ure refiner)としての、これらの母合金の
使用に間する. アルミニウム−シリコン合金は、航空機部品、ピストン
やバルブスリーブなどの内燃機関部品としての鋳造製品
の製造に広く用いられている.好適なく高度な〉品質の
鋳造製品を得るには、固化中に比較的小さなシリコン結
晶の形戒を誘発するために、溶融合金に組織調質材を添
加することが重要である。このようにして得られた鋳造
製品は、組織調質材を使用しない場合と比較して、機械
的特性、延性及び強度が増加する. この明細書中で組織調質材という用語は、溶融金属若し
くは合金に添加並びに混合及び/又は溶解後、それ自身
あるいは新規に形成される化合物のいずれかが、組織調
質材が用いられなかった場合よりも固化中により小さい
結晶の形戒を誘発する化合物あるいは組成物に対して用
いられる.現在まで、ナトリウムが前述したアルミニウ
ム−シリコン合金用の組織調質材として、特に共晶若し
くは,亜共晶アルミニウム−シリコン合金、つまり、1
2重景%以下のシリコンを含む合金用に使用されてきた
。特に最近では、ストロンチウムがナトリウムのかわり
に使用されてきている。何故ならば、ナトリウムよりも
良好な組織調質効果があり、しかもより経済的で(ナト
リウムと比較lト すると燃え廚きロスが少ない)、危険性の低い工程であ
るからである. 亜共晶アルミニウム−シリコン合金の固化中では、まず
、共晶組成物が得られるまで最初にアルミニウム結晶が
形成し、その後同時にシリコン結晶とともにアルミニウ
ム結晶が形戒する。シリコン結晶は針状形態で、組m調
質材を使用しない場合には、かなり大きい結晶である.
組織調質材を用いると、これらのシリコン結晶は比較的
小さく,なり、!l維様の特性を示し、上記の改良され
た特性をもたらす. アルミニウム−ストロンチウム母合金を溶解すると、ア
ルミニウム−ストロンチウム金属間化合物(^Z.Sr
)の小粒子が遊離し、次いで溶解して溶液中にストロン
チウムが供給される.その後、固化巾にストロンチウム
はシリコン結晶数を実質的に増加させ、少数の大きな結
晶の代わりに多数の微結晶を与えると考えられる。
ストロンチウムは純金属として、あるいは母合金として
、アルミニウム−シリコン溶融物に添加しうる.金属ス
トロンチウムの添加は結構厄介なので、ストロンチウム
は主に母合金の形態で添加される。この関連文献として
、米国特許第4.00!IJ;02B号にはストロンチ
ウムーシリコンーアルミニウム母合金が記載されており
、米国特許第3,567,429号にはストロンチウム
ーシリコン母合金について述べられている.上記の特許
で述べられている母合金の調製方法は、しかしながら、
相当困難で割高である.更にこのようにして得られた母
合金は、調質効果が十分に得られる前に、5〜30分の
間の接触時間を有する.これらの合金は、特に八〇 l
b丸い微細組織を有している.この粒子の粗乎 さは長い接触時間を宥する結果をもたらし、更に製品の
延性に害を及ぼす。インーラインフィーディング(m
(launder)中で添加)が出来るよう番こ迅速に
溶解するアルミニウム−ストロンチウム母合金をrlI
I!!する試みがなされており、これによりコイル状に
巻き取ったり、コイルから取り出すことが可能となるの
に十分な延性を有するものとなる。
、アルミニウム−シリコン溶融物に添加しうる.金属ス
トロンチウムの添加は結構厄介なので、ストロンチウム
は主に母合金の形態で添加される。この関連文献として
、米国特許第4.00!IJ;02B号にはストロンチ
ウムーシリコンーアルミニウム母合金が記載されており
、米国特許第3,567,429号にはストロンチウム
ーシリコン母合金について述べられている.上記の特許
で述べられている母合金の調製方法は、しかしながら、
相当困難で割高である.更にこのようにして得られた母
合金は、調質効果が十分に得られる前に、5〜30分の
間の接触時間を有する.これらの合金は、特に八〇 l
b丸い微細組織を有している.この粒子の粗乎 さは長い接触時間を宥する結果をもたらし、更に製品の
延性に害を及ぼす。インーラインフィーディング(m
(launder)中で添加)が出来るよう番こ迅速に
溶解するアルミニウム−ストロンチウム母合金をrlI
I!!する試みがなされており、これによりコイル状に
巻き取ったり、コイルから取り出すことが可能となるの
に十分な延性を有するものとなる。
しかしながら、従来法で鋳造されたアルミニウム−スト
ロンチウム母合金の溶解速度は、特に合金中のストロン
チウム量が5重量%以上では遅い.更にはこれらの合金
は通常大変脆く、従来のコイルフィーダーを使用できな
い程である.例えば、米国特許第4,576,791号
を参照されたい.特にストロンチウムの酸化速度が大き
いことを考慮すると、母合金は好ましくは鋳造直前に添
加されるので、溶解速度が遅いと明らかに不利である。
ロンチウム母合金の溶解速度は、特に合金中のストロン
チウム量が5重量%以上では遅い.更にはこれらの合金
は通常大変脆く、従来のコイルフィーダーを使用できな
い程である.例えば、米国特許第4,576,791号
を参照されたい.特にストロンチウムの酸化速度が大き
いことを考慮すると、母合金は好ましくは鋳造直前に添
加されるので、溶解速度が遅いと明らかに不利である。
このことは、特に樋フィーダーの場合に当てはまる.J
ekc的多量のストロンチウムを含む極めて好適なアル
ミニウム−ストロンチウム母合金が溶融合金のアトマイ
ジングによる微粒子化、次いで例えば押出による得られ
た固体粒子の強化によって得うることが、ここに見いだ
された。このようにして得られた母合金は、液状アルミ
ニウム中に急速に溶解し、共晶及び亜共晶アルミニウム
−シリコン合金の効果的な組織調質材としての使用に非
常に適している。これらが高延性(伸び率〉5〜10%
)を有することから、従来のコイルフィーダーを用いる
インーラインフィーディングが可能である.本発明は、
従って、3〜30重量%のストロンチウムを含み残余が
アルミニウムである溶融合金をアトマイジングして微粒
子化すること、固体粒子を得るために微粒子化された小
滴の急冷並びに、得られた固体粒子を強化すること(c
onsolidation)からなる、溶融アルミニウ
ム−シリコン合金の固化における組織調質材としての使
用(3)途)に適したアルミニウム−ストロンチウム母
合金の調製方法に関する。
ekc的多量のストロンチウムを含む極めて好適なアル
ミニウム−ストロンチウム母合金が溶融合金のアトマイ
ジングによる微粒子化、次いで例えば押出による得られ
た固体粒子の強化によって得うることが、ここに見いだ
された。このようにして得られた母合金は、液状アルミ
ニウム中に急速に溶解し、共晶及び亜共晶アルミニウム
−シリコン合金の効果的な組織調質材としての使用に非
常に適している。これらが高延性(伸び率〉5〜10%
)を有することから、従来のコイルフィーダーを用いる
インーラインフィーディングが可能である.本発明は、
従って、3〜30重量%のストロンチウムを含み残余が
アルミニウムである溶融合金をアトマイジングして微粒
子化すること、固体粒子を得るために微粒子化された小
滴の急冷並びに、得られた固体粒子を強化すること(c
onsolidation)からなる、溶融アルミニウ
ム−シリコン合金の固化における組織調質材としての使
用(3)途)に適したアルミニウム−ストロンチウム母
合金の調製方法に関する。
上述方法により得られる母合金は、アルミニウム−シリ
コン合金用、特に共晶並びに亜共晶合金用に非常に効率
的な組織調質材である.鋳造合金中に取り込まれるスト
ロンチウムの量は、極めて高く、一般的に95〜100
%である。通常の条件下では、添加の際にガスのピック
アップはなく、またドロス形成が極度に少ないか、また
はないこともある.母合金は、活性でなければならない
アルミニウム−シリコン合金中で、冷却速度が速くても
遅くても効果的である.溶解速度は速い(通常2分以下
).ストロンチウム含量の少ない従来の鋳造アルミニウ
ム−ストロンチウム母合金と比較して、温度損失が比較
的少ない.得られた合金は非常に延性があるので,合金
はワイヤーあるいは、コイル状に製造されても良く、こ
のようにして、従来のコイルフィーダーを用いて合金を
フィードすることが可能になった. ストロンチウム量は好ましくは5〜25重量%であり、
より好ましくは7.5〜15重量%である。更に、母合
金中には1種以上の少量の元素、例えば鉄及びシリコン
が存在してもよい。通常のlfiJtの不純物も存在し
うる. 晶に対して非常に良好な組織調質作用を示し、得られた
アルミニウム−シリコン鋳造合金はより改良された特性
を有するので、好ましい実施態様では、母合金はこれら
の元素を含む.チタン量は適切には0.5〜5重量%で
、ホウ素量は適切には0.02〜2重量%である.好ま
しくはチタン量は1〜3重景%で、ホウ素量は0,05
〜l重量%である.溶融合金のアトマイジングによる微
粒子化(atoaisation)は、当業界で公知の
方法で行いうる.一般的には、この微粒子化工程は液状
金属流のいずれかの粉末化工程として述べられており、
溶融金属流は小液滴に、通常は球状、長円形、楕円型、
円い円筒状などの形に崩壊する.ガスの高圧ジェットの
衝突によって引き起こされる液体流の崩壊は、通常rガ
スアトマイゼーション』と言われる.液体流を崩壊させ
るために遠心力を用いる場合は、r遠心アトマイゼーシ
ョン1として知られている。
コン合金用、特に共晶並びに亜共晶合金用に非常に効率
的な組織調質材である.鋳造合金中に取り込まれるスト
ロンチウムの量は、極めて高く、一般的に95〜100
%である。通常の条件下では、添加の際にガスのピック
アップはなく、またドロス形成が極度に少ないか、また
はないこともある.母合金は、活性でなければならない
アルミニウム−シリコン合金中で、冷却速度が速くても
遅くても効果的である.溶解速度は速い(通常2分以下
).ストロンチウム含量の少ない従来の鋳造アルミニウ
ム−ストロンチウム母合金と比較して、温度損失が比較
的少ない.得られた合金は非常に延性があるので,合金
はワイヤーあるいは、コイル状に製造されても良く、こ
のようにして、従来のコイルフィーダーを用いて合金を
フィードすることが可能になった. ストロンチウム量は好ましくは5〜25重量%であり、
より好ましくは7.5〜15重量%である。更に、母合
金中には1種以上の少量の元素、例えば鉄及びシリコン
が存在してもよい。通常のlfiJtの不純物も存在し
うる. 晶に対して非常に良好な組織調質作用を示し、得られた
アルミニウム−シリコン鋳造合金はより改良された特性
を有するので、好ましい実施態様では、母合金はこれら
の元素を含む.チタン量は適切には0.5〜5重量%で
、ホウ素量は適切には0.02〜2重量%である.好ま
しくはチタン量は1〜3重景%で、ホウ素量は0,05
〜l重量%である.溶融合金のアトマイジングによる微
粒子化(atoaisation)は、当業界で公知の
方法で行いうる.一般的には、この微粒子化工程は液状
金属流のいずれかの粉末化工程として述べられており、
溶融金属流は小液滴に、通常は球状、長円形、楕円型、
円い円筒状などの形に崩壊する.ガスの高圧ジェットの
衝突によって引き起こされる液体流の崩壊は、通常rガ
スアトマイゼーション』と言われる.液体流を崩壊させ
るために遠心力を用いる場合は、r遠心アトマイゼーシ
ョン1として知られている。
真空中での微粒子化は、『真空アトマイゼーション』と
して知られている。崩壊のために超音波エネルギーを用
いたものは、r超音波アトマイゼーション1と称される
。微粒子化工程中に形戒された液滴は冷却されて、飛行
中に固化し、固体粒子edition,Volume
7,Powder Metallurgy,p25〜5
1並びにその中の記載文献を参照されたい。特にアルミ
ニウムの微粒子化に関する総説として、同上文献の12
5〜130ページ及びそこに引用された文献を参照され
たい. 本発明中の方法で使用しうる非常に適切な微粒子化工程
はガスアトマイゼーションである。液状合金流がノズル
を通過すると、それは小液滴に微粒子化されて、いわゆ
る微粒子化チャンバー(atosisation ch
amber)の中を通っての飛行中にこの液滴は冷却さ
れる.適切な微粒子化ガスは、空気である。窒素及びア
ルゴンを使用しても良い.一般的な金属流の速度は、5
〜60kg/sinの間で、特に10〜45kg/wi
nの奸苓t変動しうる。一般的にガス流速は2〜12m
’/sinの間で、特に4〜8−/餉inの間で変動し
うる。ガス圧は、好適には500〜5000kPaの範
囲から選択される.溶融合金の温度は、適切には合金の
融点から、融点より50〜250℃、特に100〜15
0℃高い温度までの範囲から選択される。
して知られている。崩壊のために超音波エネルギーを用
いたものは、r超音波アトマイゼーション1と称される
。微粒子化工程中に形戒された液滴は冷却されて、飛行
中に固化し、固体粒子edition,Volume
7,Powder Metallurgy,p25〜5
1並びにその中の記載文献を参照されたい。特にアルミ
ニウムの微粒子化に関する総説として、同上文献の12
5〜130ページ及びそこに引用された文献を参照され
たい. 本発明中の方法で使用しうる非常に適切な微粒子化工程
はガスアトマイゼーションである。液状合金流がノズル
を通過すると、それは小液滴に微粒子化されて、いわゆ
る微粒子化チャンバー(atosisation ch
amber)の中を通っての飛行中にこの液滴は冷却さ
れる.適切な微粒子化ガスは、空気である。窒素及びア
ルゴンを使用しても良い.一般的な金属流の速度は、5
〜60kg/sinの間で、特に10〜45kg/wi
nの奸苓t変動しうる。一般的にガス流速は2〜12m
’/sinの間で、特に4〜8−/餉inの間で変動し
うる。ガス圧は、好適には500〜5000kPaの範
囲から選択される.溶融合金の温度は、適切には合金の
融点から、融点より50〜250℃、特に100〜15
0℃高い温度までの範囲から選択される。
微粒子化した液滴は冷却されて、微粒子化チャンバー中
を飛んでいる間に固化する。このチャンバーは不活性ガ
スでパージされる.粉体は、乾燥粒子として集められる
か、あるいはチャンバーの底で水で冷却される.乾燥収
集法では、収集チャンバーの底に到達する前に粉体粒子
が完全に固化するようにするために、微粒子化チャンバ
ーは通常かなり大きく、例えば少なくとも6〜10メー
トルである.微粒子化工程は垂直方向に(上向きあるい
は下向き〉あるいは、水平方向に行われてもよい 上述のガス微粒子化工程での冷却速度は、適切には50
〜104℃/Sで、好ましくは100〜101C/sで
あり、この速度は例えば直冷鋳造のような従来の鋳造工
程における冷却速度(0.001〜10゜C /s)よ
りもかなり速い. 本発明の方法に好ましい微粒子化工程は、遠心アトマイ
ゼーションである.この工程では溶融金属流を微粒子化
チャンバーの上部にある、急速回転ディスクあるいはカ
ップ上に衝突させる。液状金属は、機械的に微粒子化さ
れて、ディスクあるあるいは穴を有してもよい。回転体
は飼えば金属あるいはセラミック材から作られる。一般
的な金搬菖Cは、4 〜60kg/m i nの間、特
に8 〜45kg/m inの間を変動しうる。溶融合
金の温度は、適切には合金の融点から、融点より50〜
250℃高い温度、特に100〜150℃高い温度まで
の範囲から選択される.微粒子化された液滴は、冷却さ
れて微粒子化チャンベー中を飛んでいる間に固化する。
を飛んでいる間に固化する。このチャンバーは不活性ガ
スでパージされる.粉体は、乾燥粒子として集められる
か、あるいはチャンバーの底で水で冷却される.乾燥収
集法では、収集チャンバーの底に到達する前に粉体粒子
が完全に固化するようにするために、微粒子化チャンバ
ーは通常かなり大きく、例えば少なくとも6〜10メー
トルである.微粒子化工程は垂直方向に(上向きあるい
は下向き〉あるいは、水平方向に行われてもよい 上述のガス微粒子化工程での冷却速度は、適切には50
〜104℃/Sで、好ましくは100〜101C/sで
あり、この速度は例えば直冷鋳造のような従来の鋳造工
程における冷却速度(0.001〜10゜C /s)よ
りもかなり速い. 本発明の方法に好ましい微粒子化工程は、遠心アトマイ
ゼーションである.この工程では溶融金属流を微粒子化
チャンバーの上部にある、急速回転ディスクあるいはカ
ップ上に衝突させる。液状金属は、機械的に微粒子化さ
れて、ディスクあるあるいは穴を有してもよい。回転体
は飼えば金属あるいはセラミック材から作られる。一般
的な金搬菖Cは、4 〜60kg/m i nの間、特
に8 〜45kg/m inの間を変動しうる。溶融合
金の温度は、適切には合金の融点から、融点より50〜
250℃高い温度、特に100〜150℃高い温度まで
の範囲から選択される.微粒子化された液滴は、冷却さ
れて微粒子化チャンベー中を飛んでいる間に固化する。
微粒子化チャンバーの高さは、底に到達する前に粉体粒
子が完全に固化するようにするために通常かなり大きく
、例えば、6〜10メートルである.得られた粒子の直
径は、通常50〜5000B、好ましくは10(1−4
000umlある。この工程での冷却速度は、適切には
50〜104℃/S、好ましくは102〜10’℃/S
である。
子が完全に固化するようにするために通常かなり大きく
、例えば、6〜10メートルである.得られた粒子の直
径は、通常50〜5000B、好ましくは10(1−4
000umlある。この工程での冷却速度は、適切には
50〜104℃/S、好ましくは102〜10’℃/S
である。
得られた粉体の強化は、従来の機械的な手法を用いて行
いうる。この点については、Metals Handb
ook,9th edition,特に’Votume
7、ConsolidationofMetal P
owders,293ベージfrを参照されたいや強化
工程では、コヒーレントな金属構造が得られる。網状物
も製造しうるが、通常はビレット、ロッド、ストリップ
、ワイヤ、並びにチューブ製品が製造される。好ましい
強化手法は押出であり、金属粒子は適当な形のオリフィ
スやダイを通って押出される。冷間押出が通常適切であ
るが、しかし熱間押出も用いうる. 鋳造合金に添加される母合金の量は、一般的に望ましい
程度の組織調質が得られるように選択される.実際の量
は、処理される特定のアルミニウム−シリコン合金の構
造、冷却速度及び望ましい組織調質処理の度合によって
各々の場合毎に決定しうる.一般的に母合金は、合金中
に少なくともストロンチウム0.002%(w/w)、
好ましくは0.01〜0.1%(w/w>、より好まし
くは0.015 〜0.05%(w/w)を導入する量
で、溶融アルミニウム−シリコン合金中に添加される. 前記母合金の使用は、共晶及び亜共晶アルミニウム−シ
リコン合金の場合に特に適切である。この合金中のシリ
コン量は3〜12%、特に6〜l1%の間で変動する、
更に、合金中には、少量の他の元素、例えば鉄(3%以
下)、銅(6%以下)、マンガン(1%以下)、マグネ
シウム(2%以下)、ニッケル(3%以下)、クロム(
1%以下)、亜鉛(3%以下)並びに、錫(1%以下)
が存在してもよい.よむ た、通常の微量不純物が存在してもよい。
いうる。この点については、Metals Handb
ook,9th edition,特に’Votume
7、ConsolidationofMetal P
owders,293ベージfrを参照されたいや強化
工程では、コヒーレントな金属構造が得られる。網状物
も製造しうるが、通常はビレット、ロッド、ストリップ
、ワイヤ、並びにチューブ製品が製造される。好ましい
強化手法は押出であり、金属粒子は適当な形のオリフィ
スやダイを通って押出される。冷間押出が通常適切であ
るが、しかし熱間押出も用いうる. 鋳造合金に添加される母合金の量は、一般的に望ましい
程度の組織調質が得られるように選択される.実際の量
は、処理される特定のアルミニウム−シリコン合金の構
造、冷却速度及び望ましい組織調質処理の度合によって
各々の場合毎に決定しうる.一般的に母合金は、合金中
に少なくともストロンチウム0.002%(w/w)、
好ましくは0.01〜0.1%(w/w>、より好まし
くは0.015 〜0.05%(w/w)を導入する量
で、溶融アルミニウム−シリコン合金中に添加される. 前記母合金の使用は、共晶及び亜共晶アルミニウム−シ
リコン合金の場合に特に適切である。この合金中のシリ
コン量は3〜12%、特に6〜l1%の間で変動する、
更に、合金中には、少量の他の元素、例えば鉄(3%以
下)、銅(6%以下)、マンガン(1%以下)、マグネ
シウム(2%以下)、ニッケル(3%以下)、クロム(
1%以下)、亜鉛(3%以下)並びに、錫(1%以下)
が存在してもよい.よむ た、通常の微量不純物が存在してもよい。
本発明は、更に上記方法により得られる母合金、及びア
ルミニウム−シリコン鋳造合金の固化中での組織調質に
おけるこれらの母合金の使用に関する.本発明はまた、
アルミニウム−シリコン合金、特に共晶及び亜共晶アル
ミニウム−シリコン合金の固化における組織調質方法並
びに、これらの合金から製造された製品及び、このよう
にして調製されたアルミニウム−シリコン合金にも関す
る.誘導炉中890℃の温度で、10重量%のストロン
チウムを含有し残余がアルミニウム(99.7%)の溶
融合金を、8mの高さを有する微粒子化チャンバーの頂
部に540kg/hの速度で注いだ.小さな固体粒子を
微粒子化チャンバーの底から収集して、冷間押出プレス
にフィードした。公称直径101の^l10Srロッド
が得られ、これを組織調質実験に使用する.ロッドはコ
イルに巻かれてもよく、あるいはカットしてから使用し
ても良い.ミクロ組織を図1に示す. 夏東LL 8%のストロンチウム、1%のチタン、0.2%不−7 のネ#掌を含み残余がアルミニウム(99.7%冫であ
る溶融合金を用いて、950℃で、実施例1を繰り返し
た.押出後、延性のあるロッドが得られた。
ルミニウム−シリコン鋳造合金の固化中での組織調質に
おけるこれらの母合金の使用に関する.本発明はまた、
アルミニウム−シリコン合金、特に共晶及び亜共晶アル
ミニウム−シリコン合金の固化における組織調質方法並
びに、これらの合金から製造された製品及び、このよう
にして調製されたアルミニウム−シリコン合金にも関す
る.誘導炉中890℃の温度で、10重量%のストロン
チウムを含有し残余がアルミニウム(99.7%)の溶
融合金を、8mの高さを有する微粒子化チャンバーの頂
部に540kg/hの速度で注いだ.小さな固体粒子を
微粒子化チャンバーの底から収集して、冷間押出プレス
にフィードした。公称直径101の^l10Srロッド
が得られ、これを組織調質実験に使用する.ロッドはコ
イルに巻かれてもよく、あるいはカットしてから使用し
ても良い.ミクロ組織を図1に示す. 夏東LL 8%のストロンチウム、1%のチタン、0.2%不−7 のネ#掌を含み残余がアルミニウム(99.7%冫であ
る溶融合金を用いて、950℃で、実施例1を繰り返し
た.押出後、延性のあるロッドが得られた。
X遍1
10%のストロンチウム、1%のチタン、0.2%牛覧
/ の≠#祷を含み残余がアルミニウム(99.7%)であ
る溶融合金を用いて、950℃で、実施例】を繰り返し
た.押出後、延性のあるロッドが得られた。
/ の≠#祷を含み残余がアルミニウム(99.7%)であ
る溶融合金を用いて、950℃で、実施例】を繰り返し
た.押出後、延性のあるロッドが得られた。
及東燵上
3.5%のストロンチウム、1%のチタン、0.2%叶
・−ゾ のキ#黍を含み残余がアルミニウム(99.7%)であ
る溶融合金用いて、875℃で、実施例1を繰り返した
.押出後、延性のあるロツドが得られた。
・−ゾ のキ#黍を含み残余がアルミニウム(99.7%)であ
る溶融合金用いて、875℃で、実施例1を繰り返した
.押出後、延性のあるロツドが得られた。
え1燵i
15重景%のストロンチウムを含むアルミニウム−スト
ロンチウム合金を用いて、実施例1を繰り返した.押出
後、延性のあるロッドが得られた.鋳造温度は990℃
であった. 及尤燵L 実施例1〜5で製造された母合金を、アルミニウム−7
%シリコン−0.4%マグネシウム合金の結晶粒調質用
に用いた.ストロンチウムの添加量は最終合金の0.0
3重量%であった.鋳造合金の冷却速度は8℃−/Sで
あった.処理鋳造合金と未処理鋳造合金の顕微鏡検査に
おいて、明らかな組織調質が生起したことが認められた
.図2aと図2bに、実施例lで冷却速度500℃/S
で調製された母合金の場合についての、処理合金と未処
理合金の組織が示されている(倍率 500倍)。
ロンチウム合金を用いて、実施例1を繰り返した.押出
後、延性のあるロッドが得られた.鋳造温度は990℃
であった. 及尤燵L 実施例1〜5で製造された母合金を、アルミニウム−7
%シリコン−0.4%マグネシウム合金の結晶粒調質用
に用いた.ストロンチウムの添加量は最終合金の0.0
3重量%であった.鋳造合金の冷却速度は8℃−/Sで
あった.処理鋳造合金と未処理鋳造合金の顕微鏡検査に
おいて、明らかな組織調質が生起したことが認められた
.図2aと図2bに、実施例lで冷却速度500℃/S
で調製された母合金の場合についての、処理合金と未処
理合金の組織が示されている(倍率 500倍)。
ールした^f−3.5%Srロッドと比較した。^1−
10%Srロッドの溶解速度は明らかに速く(約2倍)
、より高含量の、より少量の母合金から、等量のストロ
ンチウムを含む鋳造合金が得られた。アルミニウム−ス
トロンチウムインゴットの溶解にかかった時間は、かな
り長かった.結果を図3に、溶解時間(+++)に対す
るストロンチウム添加収量(%)としてグラフの形で示
す。この図のLA1は^l−10%Srロッド(実施例
1)の溶解速度を、線2は従来の鋳造しロールした^1
−3.5%Srロッドの溶解速度を、線3は^1−5%
Srインゴットの溶解速度を、I14は^i−10%S
r−14%Siインゴットの溶解速度を表す.
10%Srロッドの溶解速度は明らかに速く(約2倍)
、より高含量の、より少量の母合金から、等量のストロ
ンチウムを含む鋳造合金が得られた。アルミニウム−ス
トロンチウムインゴットの溶解にかかった時間は、かな
り長かった.結果を図3に、溶解時間(+++)に対す
るストロンチウム添加収量(%)としてグラフの形で示
す。この図のLA1は^l−10%Srロッド(実施例
1)の溶解速度を、線2は従来の鋳造しロールした^1
−3.5%Srロッドの溶解速度を、線3は^1−5%
Srインゴットの溶解速度を、I14は^i−10%S
r−14%Siインゴットの溶解速度を表す.
第1図は、実施例1の10重量%のストロンチウムを含
有する溶融合金のミクロ組織を示す図である。 第2a図は、実施例6における冷却速度500’C/s
で調製された母合金を用いた処理合金のミクロ組織を示
す図である。 第2b図は、実施倒6における未処理合金のミクロ組織
を示す図である。
有する溶融合金のミクロ組織を示す図である。 第2a図は、実施例6における冷却速度500’C/s
で調製された母合金を用いた処理合金のミクロ組織を示
す図である。 第2b図は、実施倒6における未処理合金のミクロ組織
を示す図である。
Claims (20)
- (1)3〜30重量%のストロンチウムを含み、残余が
アルミニウムである溶融合金をアトマイジングして微粒
子化すること、微粒子化した液滴を急冷して固体粒子を
得ること並びに得られた固体粒子を強化することからな
る、溶融アルミニウム−シリコン合金の固化における組
織調質材としての使用に適した、アルミニウム−ストロ
ンチウム母合金の調製方法。 - (2)アルミニウム−ストロンチウム母合金が、5〜2
5重量%のストロンチウムを含む、請求項1記載の方法
。 - (3)アルミニウム−ストロンチウム母合金が、7.5
〜15重量%のストロンチウムを含む、請求項2記載の
方法。 - (4)アルミニウム−ストロンチウム母合金がアルミニ
ウムとストロンチウムに加えて1〜10重量%のチタン
及び/または0.02〜4重量%のホウ素を含む、請求
項1〜3のいずれかに記載の方法。 - (5)アルミニウム−ストロンチウム母合金が2〜5重
量%のチタン及び/または0.05〜2重量%のホウ素
を含む、請求項4記載の方法。 - (6)微粒子化工程がガスアトマイゼーション工程であ
る、請求項1〜5のいずれかに記載の方法。 - (7)微粒子化工程が真空アトマイゼーション工程であ
る、請求項1〜5のいずれかに記載の方法。 - (8)微粒子化工程が超音波アトマイゼーション工程で
ある、請求項1〜5のいずれかに記載の方法。 - (9)微粒子化工程が遠心アトマイゼーション工程であ
る、請求項1〜5のいずれかに記載の方法。 - (10)遠心アトマイゼーション工程が、急速回転ディ
スクまたはカップを用いて行われる、請求項9記載の方
法。 - (11)急速回転ディスクまたはカップに、羽根または
穴が備えられている、請求項10記載の方法。 - (12)微粒子化工程中の冷却速度が10^2〜10^
5℃/sである、請求項1〜11のいずれかに記載の方
法。 - (13)冷却速度が10^2〜10^4℃/sである、
請求項12記載の方法。 - (14)強化工程が押出工程である、請求項1〜13の
いずれかに記載の方法。 - (15)押出工程が冷間押出工程である、請求項14記
載の方法。 - (16)実質的に上記され、特定的に実施例に記載され
た、請求項1記載の方法。 - (17)請求項1〜16に記載された方法のいずれか1
つまたは2つ以上の方法によって調製されたアルミニウ
ム−ストロンチウム母合金。 - (18)溶融アルミニウム−シリコン合金の固化中の組
織調質における、請求項17記載のアルミニウム−スト
ロンチウム母合金の使用。 - (19)請求項1〜16のいずれか1項以上に従って調
製されるアルミニウム−ストロンチウム母合金を添加す
ることを含んでなる溶融アルミニウム−シリコン合金の
固化中の組織調質方法。 - (20)請求項19記載の方法により調製されるアルミ
ニウム−シリコン合金から製造された製品。
Applications Claiming Priority (2)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
EP89201287.3 | 1989-05-19 | ||
EP89201287 | 1989-05-19 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH0328341A true JPH0328341A (ja) | 1991-02-06 |
Family
ID=8202395
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP2128113A Pending JPH0328341A (ja) | 1989-05-19 | 1990-05-17 | アルミニウム―ストロンチウム母合金 |
Country Status (7)
Country | Link |
---|---|
US (1) | US5045110A (ja) |
EP (1) | EP0398449A1 (ja) |
JP (1) | JPH0328341A (ja) |
AU (1) | AU625607B2 (ja) |
BR (1) | BR9002312A (ja) |
CA (1) | CA2017040A1 (ja) |
NO (1) | NO902193L (ja) |
Families Citing this family (19)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
GB8922487D0 (en) * | 1989-10-05 | 1989-11-22 | Shell Int Research | Aluminium-strontium master alloy |
US5230754A (en) * | 1991-03-04 | 1993-07-27 | Kb Alloys, Inc. | Aluminum master alloys containing strontium, boron, and silicon for grain refining and modifying aluminum alloys |
WO1994012676A1 (en) * | 1992-11-24 | 1994-06-09 | Kbm-Metaalindustrie B.V. | Aluminium-antimony master alloy |
GB2274656B (en) * | 1993-01-29 | 1996-12-11 | London Scandinavian Metall | Alloying additive |
EP0618303B1 (en) * | 1993-03-26 | 1997-06-11 | Hitachi Metals, Ltd. | Airtight aluminum alloy casting and its manufacturing method |
DE4327227A1 (de) * | 1993-08-13 | 1995-02-16 | Schaedlich Stubenrauch Juergen | Kornfeinungsmittel, seine Herstellung und Verwendung |
CH689143A5 (de) * | 1994-06-16 | 1998-10-30 | Rheinfelden Aluminium Gmbh | Aluminium-Silizium Druckgusslegierung mit hoher Korrosionsbestaendigkeit, insbesondere fuer Sicherheitsbauteile. |
US5882443A (en) * | 1996-06-28 | 1999-03-16 | Timminco Limited | Strontium-aluminum intermetallic alloy granules |
US6210460B1 (en) | 1997-06-27 | 2001-04-03 | Timminco Limited | Strontium-aluminum intermetallic alloy granules |
US6042660A (en) * | 1998-06-08 | 2000-03-28 | Kb Alloys, Inc. | Strontium master alloy composition having a reduced solidus temperature and method of manufacturing the same |
NO312520B1 (no) * | 2000-02-28 | 2002-05-21 | Hydelko Ks | Forlegering for modifikasjon og kornforfining av undereutektiske og eutektiske Al-Si-stöpelegeringer, ogfremgangsmåte for fremstilling av forlegeringen |
US7666353B2 (en) * | 2003-05-02 | 2010-02-23 | Brunswick Corp | Aluminum-silicon alloy having reduced microporosity |
CN101338381B (zh) * | 2007-09-12 | 2011-05-25 | 浙江今飞凯达轮毂有限公司 | 一种铝钛碳锶合金细化剂的制备方法 |
CN104294110B (zh) * | 2014-10-11 | 2016-07-20 | 江苏大学 | 一种能提高多元亚共晶铝硅合金力学性能的工艺方法 |
CN107419119B (zh) * | 2017-07-18 | 2019-01-15 | 南京云开合金有限公司 | 一种铝锶中间合金及其制备方法 |
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