JPH0987771A - 半溶融Ａｌ−Ｍｇ合金の製造方法 - Google Patents
半溶融Ａｌ−Ｍｇ合金の製造方法Info
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- JPH0987771A JPH0987771A JP7252762A JP25276295A JPH0987771A JP H0987771 A JPH0987771 A JP H0987771A JP 7252762 A JP7252762 A JP 7252762A JP 25276295 A JP25276295 A JP 25276295A JP H0987771 A JPH0987771 A JP H0987771A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 従来の機械攪拌法や電磁攪拌法によらず、簡
便容易に、かつ、低コストで微細かつ球状のチクソ組織
を有する成形体が得られる半溶融Ａｌ−Ｍｇ合金の製造
方法を提案するものである。 【解決手段】 結晶核を有する液相線温度以上の液体状
態の半溶融Ａｌ−Ｍｇ合金、または、結晶核を有する成
形温度以上の固液共存状態の半溶融Ａｌ−Ｍｇ合金を、
断熱効果を有する断熱容器の中において、所定の液相率
を示す成形温度まで冷却しつつ５秒間〜６０分間保持す
ることにより、液中に微細な初晶を該半溶融Ａｌ−Ｍｇ
合金液中に晶出させ、該半溶融Ａｌ−Ｍｇ合金を成形用
金型に供給して加圧成形するものである。
便容易に、かつ、低コストで微細かつ球状のチクソ組織
を有する成形体が得られる半溶融Ａｌ−Ｍｇ合金の製造
方法を提案するものである。 【解決手段】 結晶核を有する液相線温度以上の液体状
態の半溶融Ａｌ−Ｍｇ合金、または、結晶核を有する成
形温度以上の固液共存状態の半溶融Ａｌ−Ｍｇ合金を、
断熱効果を有する断熱容器の中において、所定の液相率
を示す成形温度まで冷却しつつ５秒間〜６０分間保持す
ることにより、液中に微細な初晶を該半溶融Ａｌ−Ｍｇ
合金液中に晶出させ、該半溶融Ａｌ−Ｍｇ合金を成形用
金型に供給して加圧成形するものである。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は半溶融Ａｌ−Ｍｇ合
金の製造方法に係り、特に、結晶核を有する液相線温度
以上の液体状態のＡｌ−Ｍｇ合金、または、結晶核を有
する成形温度以上の固液共存状態のＡｌ−Ｍｇ合金を，
断熱効果を有する断熱容器の中において、所定の液相率
を示す成形温度まで冷却しつつ５秒間〜６０分間保持す
ることにより、液中に微細な初晶を発生させる加圧成形
用の半溶融Ａｌ−Ｍｇ合金の製造方法に関するものであ
る。
金の製造方法に係り、特に、結晶核を有する液相線温度
以上の液体状態のＡｌ−Ｍｇ合金、または、結晶核を有
する成形温度以上の固液共存状態のＡｌ−Ｍｇ合金を，
断熱効果を有する断熱容器の中において、所定の液相率
を示す成形温度まで冷却しつつ５秒間〜６０分間保持す
ることにより、液中に微細な初晶を発生させる加圧成形
用の半溶融Ａｌ−Ｍｇ合金の製造方法に関するものであ
る。
【０００２】
【従来の技術】チクソキャスト法は、従来の鋳造法に比
べて鋳造欠陥や偏析が少なく、金属組織が均一で、金型
寿命が長いことや成形サイクルが短いなどの利点があ
り、最近注目されている技術である。この成形法（Ａ）
において使用されるビレットは、半溶融温度領域で機械
撹拌や電磁撹拌を実施するか、あるいは加工後の再結晶
を利用することによって得られた球状化組織を特徴とす
るものである。これに対して、従来鋳造法による素材を
用いて半溶融成形する方法も知られている。これは、例
えば、等軸晶を発生しやすいマグネシウム合金において
さらに微細な結晶を生じせしめるためにＺｒを添加する
方法（Ｂ）や炭素系微細化剤を使用する方法（Ｃ）であ
り、またアルミニウム合金において微細化剤としてＡｌ
−５％Ｔｉ−１％Ｂ母合金を従来の２倍〜１０倍程度添
加する方法（Ｄ）であり、これらの方法により得られた
素材を半溶融温度域に加熱し初晶を球状化させ成形する
方法である。また、固溶限以内の合金に対して、固相線
近くの温度まで比較的急速に加熱した後、素材全体の温
度を均一にし局部的な溶融を防ぐために、固相線を越え
て材料が柔らかくなる適当な温度まで緩やかに加熱して
成形する方法（Ｅ）が知られている。一方、ビレットを
半溶融温度領域まで昇温し成形する方法と異なり、球状
初晶を含む融液を連続的に生成し、ビレットとして一旦
固化することなく、そのままそれを成形するレオキャス
ト法（Ｆ）が知られている。
べて鋳造欠陥や偏析が少なく、金属組織が均一で、金型
寿命が長いことや成形サイクルが短いなどの利点があ
り、最近注目されている技術である。この成形法（Ａ）
において使用されるビレットは、半溶融温度領域で機械
撹拌や電磁撹拌を実施するか、あるいは加工後の再結晶
を利用することによって得られた球状化組織を特徴とす
るものである。これに対して、従来鋳造法による素材を
用いて半溶融成形する方法も知られている。これは、例
えば、等軸晶を発生しやすいマグネシウム合金において
さらに微細な結晶を生じせしめるためにＺｒを添加する
方法（Ｂ）や炭素系微細化剤を使用する方法（Ｃ）であ
り、またアルミニウム合金において微細化剤としてＡｌ
−５％Ｔｉ−１％Ｂ母合金を従来の２倍〜１０倍程度添
加する方法（Ｄ）であり、これらの方法により得られた
素材を半溶融温度域に加熱し初晶を球状化させ成形する
方法である。また、固溶限以内の合金に対して、固相線
近くの温度まで比較的急速に加熱した後、素材全体の温
度を均一にし局部的な溶融を防ぐために、固相線を越え
て材料が柔らかくなる適当な温度まで緩やかに加熱して
成形する方法（Ｅ）が知られている。一方、ビレットを
半溶融温度領域まで昇温し成形する方法と異なり、球状
初晶を含む融液を連続的に生成し、ビレットとして一旦
固化することなく、そのままそれを成形するレオキャス
ト法（Ｆ）が知られている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、上述し
た（Ａ）の方法は撹拌法や再結晶を利用する方法のいず
れの場合も煩雑であり、製造コストが高くなる難点があ
る。また、Ａｌ−Ｍｇ合金のようなアルミニウム合金に
おいては、単に微細化剤を添加するだけでは、結晶粒の
大きさは５００μｍ程度であり、１００μｍ以下の微細
な結晶粒の組織を得ることは容易ではない。このため、
多量に微細化剤を添加する方法（Ｄ）があるが、微細化
剤が炉底に沈降しやすく工業的には難しく、かつコスト
も高い。さらに、（Ｅ）の方法では固相線を越えてから
緩やかに加熱して素材の均一加熱と球状化を図ることを
特徴とするチクソ成形法が提案されているが、通常のデ
ンドライト組織を加熱してもチクソ組織（初晶デンドラ
イトが球状化されている）には変化しない。しかも
（Ａ）〜（Ｅ）のいずれのチクソ成形法においても半溶
融成形するために、一旦液相を固化しそのビレットを再
度半溶融温度領域まで昇温する必要があり、従来鋳造法
に比べてコスト高になる。また、（Ｆ）の方法では、球
状の初晶を含む融液を連続的に生成供給するため、コス
ト的、エネルギ的にもチクソキャストより有利である
が、球状組織と液相とからなる金属原料を製造する機械
と最終製品を製造する鋳造機との設備的連動が煩雑であ
る。本発明は、上述の従来の各方法の問題点に着目し、
ビレットを使用することなく、しかも、煩雑な方法をと
ることなく、簡便容易に、加圧成形するための微細な初
晶を有する半溶融Ａｌ−Ｍｇ合金の製造方法を提供する
ことを目的とするものである。
た（Ａ）の方法は撹拌法や再結晶を利用する方法のいず
れの場合も煩雑であり、製造コストが高くなる難点があ
る。また、Ａｌ−Ｍｇ合金のようなアルミニウム合金に
おいては、単に微細化剤を添加するだけでは、結晶粒の
大きさは５００μｍ程度であり、１００μｍ以下の微細
な結晶粒の組織を得ることは容易ではない。このため、
多量に微細化剤を添加する方法（Ｄ）があるが、微細化
剤が炉底に沈降しやすく工業的には難しく、かつコスト
も高い。さらに、（Ｅ）の方法では固相線を越えてから
緩やかに加熱して素材の均一加熱と球状化を図ることを
特徴とするチクソ成形法が提案されているが、通常のデ
ンドライト組織を加熱してもチクソ組織（初晶デンドラ
イトが球状化されている）には変化しない。しかも
（Ａ）〜（Ｅ）のいずれのチクソ成形法においても半溶
融成形するために、一旦液相を固化しそのビレットを再
度半溶融温度領域まで昇温する必要があり、従来鋳造法
に比べてコスト高になる。また、（Ｆ）の方法では、球
状の初晶を含む融液を連続的に生成供給するため、コス
ト的、エネルギ的にもチクソキャストより有利である
が、球状組織と液相とからなる金属原料を製造する機械
と最終製品を製造する鋳造機との設備的連動が煩雑であ
る。本発明は、上述の従来の各方法の問題点に着目し、
ビレットを使用することなく、しかも、煩雑な方法をと
ることなく、簡便容易に、加圧成形するための微細な初
晶を有する半溶融Ａｌ−Ｍｇ合金の製造方法を提供する
ことを目的とするものである。
【０００４】
【問題点を解決するための手段】このような問題点を解
決するために、本発明においては、第１の発明では、結
晶核を有する液相線温度以上の液体状態のＡｌ−Ｍｇ合
金、または、結晶核を有する成形温度以上の固液共存状
態のＡｌ−Ｍｇ合金を、断熱効果を有する断熱容器の中
において、所定の液相率を示す成形温度まで冷却しつつ
５秒間〜６０分間保持することにより、液中に微細な初
晶を該Ａｌ−Ｍｇ合金液中に晶出させることとした。ま
た、第２の発明では、第１の発明における結晶核の生成
方法を、液相線温度に対して過熱度を３００℃未満に保
持された合金溶湯を該合金の融点よりも低い温度の治具
に接触させることとした。さらに、第３の発明では、第
２の発明の治具を、金属製治具または非金属製治具、あ
るいは半導体を含む非金属材料を表面に塗布した金属製
治具、もしくは半導体を含む非金属材料を複合させた金
属製治具とし、かつ、該治具の内部あるいは外部から該
治具を冷却させることができるようにした。また、第４
の発明では、結晶核の生成を、治具または断熱容器のい
ずれか、もしくは両方に接触するＡｌ−Ｍｇ合金溶湯に
振動を与えることとした。第５の発明では、第１の発明
や第２の発明のＡｌ−Ｍｇ合金を、固溶限以下のＭｇを
含む亜共晶Ａｌ−Ｍｇ合金とした。また、第６の発明で
は、第５の発明の亜共晶Ａｌ−Ｍｇ合金を、Ｓｉを０．
３％〜２．５％添加したＡｌ−Ｍｇ合金とした。また、
第７の発明では、第５の発明や第６の発明の亜共晶Ａｌ
−Ｍｇ合金を、Ｂｅを０．０００５％〜０．００３％添
加したＡｌ−Ｍｇ合金とした。さらに、第８の発明で
は、第５の発明ないし第７の発明の亜共晶Ａｌ−Ｍｇ合
金を、Ｂを０．０００５％〜０．０１％、Ｔｉを０．０
０３％〜０．３％添加したＡｌ−Ｍｇ合金とした。そし
て、第９の発明では、第８の発明の亜共晶Ａｌ−Ｍｇ合
金溶湯を、液相線温度に対する過熱度を１００℃未満に
保持し、治具を使用することなく直接断熱容器に注ぐよ
うにした。
決するために、本発明においては、第１の発明では、結
晶核を有する液相線温度以上の液体状態のＡｌ−Ｍｇ合
金、または、結晶核を有する成形温度以上の固液共存状
態のＡｌ−Ｍｇ合金を、断熱効果を有する断熱容器の中
において、所定の液相率を示す成形温度まで冷却しつつ
５秒間〜６０分間保持することにより、液中に微細な初
晶を該Ａｌ−Ｍｇ合金液中に晶出させることとした。ま
た、第２の発明では、第１の発明における結晶核の生成
方法を、液相線温度に対して過熱度を３００℃未満に保
持された合金溶湯を該合金の融点よりも低い温度の治具
に接触させることとした。さらに、第３の発明では、第
２の発明の治具を、金属製治具または非金属製治具、あ
るいは半導体を含む非金属材料を表面に塗布した金属製
治具、もしくは半導体を含む非金属材料を複合させた金
属製治具とし、かつ、該治具の内部あるいは外部から該
治具を冷却させることができるようにした。また、第４
の発明では、結晶核の生成を、治具または断熱容器のい
ずれか、もしくは両方に接触するＡｌ−Ｍｇ合金溶湯に
振動を与えることとした。第５の発明では、第１の発明
や第２の発明のＡｌ−Ｍｇ合金を、固溶限以下のＭｇを
含む亜共晶Ａｌ−Ｍｇ合金とした。また、第６の発明で
は、第５の発明の亜共晶Ａｌ−Ｍｇ合金を、Ｓｉを０．
３％〜２．５％添加したＡｌ−Ｍｇ合金とした。また、
第７の発明では、第５の発明や第６の発明の亜共晶Ａｌ
−Ｍｇ合金を、Ｂｅを０．０００５％〜０．００３％添
加したＡｌ−Ｍｇ合金とした。さらに、第８の発明で
は、第５の発明ないし第７の発明の亜共晶Ａｌ−Ｍｇ合
金を、Ｂを０．０００５％〜０．０１％、Ｔｉを０．０
０３％〜０．３％添加したＡｌ−Ｍｇ合金とした。そし
て、第９の発明では、第８の発明の亜共晶Ａｌ−Ｍｇ合
金溶湯を、液相線温度に対する過熱度を１００℃未満に
保持し、治具を使用することなく直接断熱容器に注ぐよ
うにした。
【０００５】
【発明の実施の形態】結晶核を有する液相線以上の液体
状態のＡｌ−Ｍｇ合金や結晶核を有する成形温度以上の
固液共存状態のＡｌ−Ｍｇ合金を、断熱効果を有する断
熱容器の中で成形温度まで冷却しつつ５秒間〜６０分間
保持することによって、液中に微細な粒状の初晶を発生
させた半溶融Ａｌ−Ｍｇ合金が得られる。この半溶融状
態の該合金を成形用金型に供給して加圧成形することに
より、均質な組織の成形体が得られる。
状態のＡｌ−Ｍｇ合金や結晶核を有する成形温度以上の
固液共存状態のＡｌ−Ｍｇ合金を、断熱効果を有する断
熱容器の中で成形温度まで冷却しつつ５秒間〜６０分間
保持することによって、液中に微細な粒状の初晶を発生
させた半溶融Ａｌ−Ｍｇ合金が得られる。この半溶融状
態の該合金を成形用金型に供給して加圧成形することに
より、均質な組織の成形体が得られる。
【０００６】
【実施例】以下、図面に基づいて本発明の実施例の詳細
について説明する。図１〜図６は本発明の実施例に係
り、図１はＡｌ−Ｍｇ合金の半溶融金属の製造から成形
までを示す工程説明図、図２は粒状初晶の生成から成形
までの工程説明図、図３は図２に示した各工程の金属組
織模式図、図４はＡｌ−Ｍｇ２元合金平衡状態図、図５
は本発明例の金属組織を示す顕微鏡写真の模写図、図６
は比較例の金属組織を示す顕微鏡写真の模写図である。
について説明する。図１〜図６は本発明の実施例に係
り、図１はＡｌ−Ｍｇ合金の半溶融金属の製造から成形
までを示す工程説明図、図２は粒状初晶の生成から成形
までの工程説明図、図３は図２に示した各工程の金属組
織模式図、図４はＡｌ−Ｍｇ２元合金平衡状態図、図５
は本発明例の金属組織を示す顕微鏡写真の模写図、図６
は比較例の金属組織を示す顕微鏡写真の模写図である。
【０００７】本発明においては，図１，図４に示すよう
に，まず、（１）液相線に対して過熱度を３００℃未満
に保持したＡｌ−Ｍｇ合金の溶湯を、その合金の融点よ
りも低い温度の治具に接触させて液中に結晶核を発生さ
せ、あるいは、（２）液相線温度に対する過熱度は１０
０℃未満に保持した結晶核の生成を促す元素を含むＡｌ
−Ｍｇ合金の溶湯を、治具を使用せず直接に断熱効果を
有する断熱容器に注ぎ、その断熱容器内において、所定
の液相率まで，液相線温度以下でかつ共晶温度あるいは
固相線温度より高い温度の状態に５秒間〜６０分間保持
することで微細な粒状の初晶を多数発生させ、所定の液
相率の半溶融Ａｌ−Ｍｇ合金を得る。所定の液相率と
は、加圧成形に適する液相の量比を意味し、ダイカスト
鋳造、スクイズ鋳造などの高圧鋳造では液相率は２０％
〜９０％、好ましくは３０％〜７０％（３０％未満では
素材の成形性が劣り、７０％以上では素材が柔らかいた
めハンドリングが難しいばかりでなく、均一な組織が得
難くなる）とし、押出法や鍛造法では０．１％〜７０
％、好ましくは０．１％〜５０％（５０％以上では組織
の不均一が生じる惧れがある）とする。また、本発明で
いう断熱容器とは、金属性容器または非金属性容器とす
るか、あるいは半導体を含む非金属材料を表面に塗布し
た金属性容器、もしくは半導体を含む非金属材料を複合
させた金属性容器とし、かつ、該容器の内部あるいは外
部から該容器の加熱または冷却が可能なものである。
に，まず、（１）液相線に対して過熱度を３００℃未満
に保持したＡｌ−Ｍｇ合金の溶湯を、その合金の融点よ
りも低い温度の治具に接触させて液中に結晶核を発生さ
せ、あるいは、（２）液相線温度に対する過熱度は１０
０℃未満に保持した結晶核の生成を促す元素を含むＡｌ
−Ｍｇ合金の溶湯を、治具を使用せず直接に断熱効果を
有する断熱容器に注ぎ、その断熱容器内において、所定
の液相率まで，液相線温度以下でかつ共晶温度あるいは
固相線温度より高い温度の状態に５秒間〜６０分間保持
することで微細な粒状の初晶を多数発生させ、所定の液
相率の半溶融Ａｌ−Ｍｇ合金を得る。所定の液相率と
は、加圧成形に適する液相の量比を意味し、ダイカスト
鋳造、スクイズ鋳造などの高圧鋳造では液相率は２０％
〜９０％、好ましくは３０％〜７０％（３０％未満では
素材の成形性が劣り、７０％以上では素材が柔らかいた
めハンドリングが難しいばかりでなく、均一な組織が得
難くなる）とし、押出法や鍛造法では０．１％〜７０
％、好ましくは０．１％〜５０％（５０％以上では組織
の不均一が生じる惧れがある）とする。また、本発明で
いう断熱容器とは、金属性容器または非金属性容器とす
るか、あるいは半導体を含む非金属材料を表面に塗布し
た金属性容器、もしくは半導体を含む非金属材料を複合
させた金属性容器とし、かつ、該容器の内部あるいは外
部から該容器の加熱または冷却が可能なものである。
【０００８】具体的には以下のとおりの手順により作業
を進める。図２および図３の工程［１］においてラドル
１０内に入れられた完全液体である金属Ｍを工程［２］
において，（ａ）冷却用治具２０を用いて低温溶湯（必
要に応じて結晶核生成を促進する元素を添加）から結晶
核を発生させ断熱効果を有するセラミック製容器３０
（セラミックコ−ティング容器３０Ａ）に注ぐ、また
は、（ｂ）微細組織生成促進元素を含む融点直上の低温
溶湯を直接、断熱効果を有する断熱容器３０（または３
０Ａ）に注ぐ、のいずれかの方法により多数の結晶核を
含む液相線直下の合金を得る。つぎに工程［３］におい
て、該断熱容器３０（または３０Ａ）において該合金を
半溶融状態で保持する。この間、導入された結晶核から
超微細な非デンドライト状初晶が生成し（［３］−
ａ）、融体の温度低下に伴う固相率の増加につれて粒状
の初晶として成長する（［３］−ｃ）。このようにして
得られた所定の液相率を有する金属Ｍを、例えば［３］
−ｄのようにダイキャストの射出スリ−ブ４０に挿入し
た後ダイカストマシンの金型キャビティ５０ａ内で加圧
成形して成形品を得る。
を進める。図２および図３の工程［１］においてラドル
１０内に入れられた完全液体である金属Ｍを工程［２］
において，（ａ）冷却用治具２０を用いて低温溶湯（必
要に応じて結晶核生成を促進する元素を添加）から結晶
核を発生させ断熱効果を有するセラミック製容器３０
（セラミックコ−ティング容器３０Ａ）に注ぐ、また
は、（ｂ）微細組織生成促進元素を含む融点直上の低温
溶湯を直接、断熱効果を有する断熱容器３０（または３
０Ａ）に注ぐ、のいずれかの方法により多数の結晶核を
含む液相線直下の合金を得る。つぎに工程［３］におい
て、該断熱容器３０（または３０Ａ）において該合金を
半溶融状態で保持する。この間、導入された結晶核から
超微細な非デンドライト状初晶が生成し（［３］−
ａ）、融体の温度低下に伴う固相率の増加につれて粒状
の初晶として成長する（［３］−ｃ）。このようにして
得られた所定の液相率を有する金属Ｍを、例えば［３］
−ｄのようにダイキャストの射出スリ−ブ４０に挿入し
た後ダイカストマシンの金型キャビティ５０ａ内で加圧
成形して成形品を得る。
【０００９】図１、図２、図３に示す本発明と従来のチ
クソキャスト法、レオキャスト法、の違いは図より明ら
かである。すなわち、本発明では従来法のように、半溶
融温度領域で晶出した初晶を機械撹拌や電磁撹拌で強制
的に破砕微細化することはなく、液中に導入された結晶
核を起点として半溶融温度領域での温度低下および共晶
温度での保持時間とともに晶出、成長する多数の初晶が
合金自身が持っている熱量により（必要に応じて外部か
ら加熱保持されることも有りうる）連続的に粒状化され
るものであり、また、チクソキャスト法におけるビレッ
トの再昇温による半溶融化の工程が省かれているため極
めて簡便な方法である。上述した各工程、すなわち図１
に示す冷却用治具２０への注湯工程、初晶の生成、粒状
化工程のそれぞれにおいて設定された鋳造条件、粒状化
条件および第２の発明、第６の発明、第７の発明、第８
の発明および第９の発明で示した数値限定理由について
以下に説明する。
クソキャスト法、レオキャスト法、の違いは図より明ら
かである。すなわち、本発明では従来法のように、半溶
融温度領域で晶出した初晶を機械撹拌や電磁撹拌で強制
的に破砕微細化することはなく、液中に導入された結晶
核を起点として半溶融温度領域での温度低下および共晶
温度での保持時間とともに晶出、成長する多数の初晶が
合金自身が持っている熱量により（必要に応じて外部か
ら加熱保持されることも有りうる）連続的に粒状化され
るものであり、また、チクソキャスト法におけるビレッ
トの再昇温による半溶融化の工程が省かれているため極
めて簡便な方法である。上述した各工程、すなわち図１
に示す冷却用治具２０への注湯工程、初晶の生成、粒状
化工程のそれぞれにおいて設定された鋳造条件、粒状化
条件および第２の発明、第６の発明、第７の発明、第８
の発明および第９の発明で示した数値限定理由について
以下に説明する。
【００１０】鋳造温度が融点に対して３００℃以上高け
れば、あるいは治具２０の表面温度が融点以上の場合で
は、（１）結晶の核発生が少なく、しかも、（２）断熱
効果を有する断熱容器に注がれた時の溶湯Ｍの温度が液
相線よりも高いために残存する結晶核の割合も低く、初
晶のサイズが大きくなる。このため、鋳造温度は液相線
に対する過熱度が３００℃未満とし、治具の表面温度
は、合金の融点よりも低くする。なお、液相線に対する
過熱度を１００℃未満とすることにより、また、治具２
０の温度を合金Ｍの融点よりも５０℃以上低くすること
により、より微細な初晶サイズとすることができる。治
具２０に溶湯Ｍを接触させる方法としては、治具の表面
を溶湯Ｍを移動させる場合（傾斜した治具２０へ溶湯を
流す）と溶湯中を治具２０が移動する場合の２種類があ
る。なお、ここで言う治具とは、溶湯が流下する際に冷
却作用を溶湯に与えるものを言うが、これに代えて、例
えば、給湯機の筒状パイプを使用してもよい。液相線直
下に低下した溶湯を保持する断熱容器３０は、発生した
初晶を粒状にし所定時間後に希望する液相率にするため
に、断熱効果を有するものとする。その材質は限定され
るものでなく、保温性を有し、しかも、溶湯との濡れ性
が悪いものが好ましい。また、通気性のあるセラミック
容器を断熱容器３０として使用する場合には、半溶融合
金の酸化を防止するために、容器外部を所定の雰囲気
（不活性雰囲気、減圧雰囲気など）にすることができ
る。また、酸化防止を図るためにあらかじめ金属溶湯に
Ｂｅを添加することが望ましい。なお、断熱容器３０の
形状は筒状に限定されるものではなく、その後の成形法
に適した形状が可能である。また、断熱容器でなくセラ
ミック製の射出スリ−ブへ直接投入するようにしてもよ
い。その断熱容器３０での保持時間が５秒未満であれ
ば、希望する液相率を示す温度にすることが容易ではな
く、また粒状の初晶を生成することが困難である。一
方、保持時間が６０分を越えると生成した粒状初晶や共
晶組織が粗くなり機械的性質が低下する。このため保持
時間は５秒〜６０分とする。なお、高圧鋳造では、成形
直前の液相率が２０％未満であれば成形時の変形抵抗が
高く良好な品質の成形品を得ることが容易でない。ま
た、９０％を越えると均一な組織を有する成形品を得る
ことができない。このため、前述したとおり成形時の液
相率は２０％〜９０％とすることが好ましい。さらに、
実質の液相率を３０％〜７０％にすることにより、さら
に均質でかつ高品質の成形材を容易に加圧成形できる。
加圧成形する手段としては、スクイズ鋳造法やダイキャ
スト鋳造法に代表される高圧鋳造法に限定されるもので
はなく、押出法、鍛造法などの加圧成形する種々の方法
が含まれる。
れば、あるいは治具２０の表面温度が融点以上の場合で
は、（１）結晶の核発生が少なく、しかも、（２）断熱
効果を有する断熱容器に注がれた時の溶湯Ｍの温度が液
相線よりも高いために残存する結晶核の割合も低く、初
晶のサイズが大きくなる。このため、鋳造温度は液相線
に対する過熱度が３００℃未満とし、治具の表面温度
は、合金の融点よりも低くする。なお、液相線に対する
過熱度を１００℃未満とすることにより、また、治具２
０の温度を合金Ｍの融点よりも５０℃以上低くすること
により、より微細な初晶サイズとすることができる。治
具２０に溶湯Ｍを接触させる方法としては、治具の表面
を溶湯Ｍを移動させる場合（傾斜した治具２０へ溶湯を
流す）と溶湯中を治具２０が移動する場合の２種類があ
る。なお、ここで言う治具とは、溶湯が流下する際に冷
却作用を溶湯に与えるものを言うが、これに代えて、例
えば、給湯機の筒状パイプを使用してもよい。液相線直
下に低下した溶湯を保持する断熱容器３０は、発生した
初晶を粒状にし所定時間後に希望する液相率にするため
に、断熱効果を有するものとする。その材質は限定され
るものでなく、保温性を有し、しかも、溶湯との濡れ性
が悪いものが好ましい。また、通気性のあるセラミック
容器を断熱容器３０として使用する場合には、半溶融合
金の酸化を防止するために、容器外部を所定の雰囲気
（不活性雰囲気、減圧雰囲気など）にすることができ
る。また、酸化防止を図るためにあらかじめ金属溶湯に
Ｂｅを添加することが望ましい。なお、断熱容器３０の
形状は筒状に限定されるものではなく、その後の成形法
に適した形状が可能である。また、断熱容器でなくセラ
ミック製の射出スリ−ブへ直接投入するようにしてもよ
い。その断熱容器３０での保持時間が５秒未満であれ
ば、希望する液相率を示す温度にすることが容易ではな
く、また粒状の初晶を生成することが困難である。一
方、保持時間が６０分を越えると生成した粒状初晶や共
晶組織が粗くなり機械的性質が低下する。このため保持
時間は５秒〜６０分とする。なお、高圧鋳造では、成形
直前の液相率が２０％未満であれば成形時の変形抵抗が
高く良好な品質の成形品を得ることが容易でない。ま
た、９０％を越えると均一な組織を有する成形品を得る
ことができない。このため、前述したとおり成形時の液
相率は２０％〜９０％とすることが好ましい。さらに、
実質の液相率を３０％〜７０％にすることにより、さら
に均質でかつ高品質の成形材を容易に加圧成形できる。
加圧成形する手段としては、スクイズ鋳造法やダイキャ
スト鋳造法に代表される高圧鋳造法に限定されるもので
はなく、押出法、鍛造法などの加圧成形する種々の方法
が含まれる。
【００１１】溶湯Ｍを接触させる治具２０は、溶湯の温
度を低下させることができるものであればその材質を限
定するものではないが、特に熱伝導率の高い銅、銅合
金、アルミニウム、アルミニウム合金などの金属で、し
かも一定の温度以下に維持できるように冷却管理された
治具２０は結晶核を多く生成するので好ましい。なお、
溶湯Ｍが治具２０に接触した時に固体状に金属が治具２
０に付着するのを防ぐために非金属材料を塗布するのは
効果的である。塗布する方法としては、機械的、化学
的、あるいは物理的方法のいずれでも構わない。
度を低下させることができるものであればその材質を限
定するものではないが、特に熱伝導率の高い銅、銅合
金、アルミニウム、アルミニウム合金などの金属で、し
かも一定の温度以下に維持できるように冷却管理された
治具２０は結晶核を多く生成するので好ましい。なお、
溶湯Ｍが治具２０に接触した時に固体状に金属が治具２
０に付着するのを防ぐために非金属材料を塗布するのは
効果的である。塗布する方法としては、機械的、化学
的、あるいは物理的方法のいずれでも構わない。
【００１２】Ｓｉは、生成した粒状初晶の球状化を促進
するために添加する。Ｓｉは、０．３％未満では粒状化
促進効果が期待できず、また２．５％を越えて添加して
も機械的性質を悪くするばかりで球状化の効果をそれ以
上期待できないため、Ｓｉは０．３％〜２．５％とす
る。治具２０により溶湯Ｍを冷却する過程で、特にＡｌ
−Ｍｇ合金のような酸化しやすい合金では、酸化物の巻
き込みが発生したり、溶湯が樋状の冷却治具を流下する
途中で厚い酸化皮膜を形成して流動性が低下する。この
ような溶湯の酸化を防止するために、Ｂｅを添加する。
Ｂｅは、０．０００５％未満では酸化防止効果は小さ
く、０．００３％を越えて添加してもそれ以上の酸化防
止効果は期待できずコストが高くなるので、Ｂｅは０．
０００５％〜０．００３％とする。治具２０に溶湯Ｍを
接触させることにより結晶核を多数含む液相線以下の半
溶融合金を得ることは可能であるが、（１）さらに多数
の結晶核を発生させ均一で微細な組織を得るために、あ
るいは、（２）液相線に対する過熱度を１００℃未満に
した溶湯を用いて、治具に接触させることなく結晶核を
多数含む液相線以下の半溶融合金を得るために、Ｔｉ，
Ｂを添加する。Ｔｉは、０．００５％未満では微細化効
果は小さく、０．３％を越えれば粗大なＴｉ化合物を生
じ延性が低下するので、Ｔｉは０．００５％〜０．３％
とする。Ｂは、Ｔｉと相まって微細化を促進するが、
０．００１％未満であれば微細化効果は小さく、０．０
２％を越えて添加してもそれ以上の効果を期待できない
ので、０．００１％〜０．０２％とする。なお、本発明
のＡｌ−Ｍｇ合金は，強度改善のために、１％以下のＭ
ｎおよび０．５％以下のＣｕを添加することができる。
治具２０を用いずに微細な初晶を得る場合には、液相線
に対する過熱度を１００℃未満にするのは、断熱効果を
有する断熱容器３０に注いだ合金を、結晶核を有する液
体状態、または結晶核を有する成形温度以上の固液共存
状態にするためである。注がれた断熱容器３０内の溶湯
の温度が高ければ、一度生成した結晶核の再溶解あるい
は初晶の粗大化が起こり、希望する半溶融組織が得られ
ない。また、所定の液相率まで温度が低下するために時
間がかかりすぎ能率が悪く、注がれた溶湯Ｍの湯面が酸
化されるため不都合である。表１に半溶融金属の製造条
件および組織観察による評価の結果を示す。
するために添加する。Ｓｉは、０．３％未満では粒状化
促進効果が期待できず、また２．５％を越えて添加して
も機械的性質を悪くするばかりで球状化の効果をそれ以
上期待できないため、Ｓｉは０．３％〜２．５％とす
る。治具２０により溶湯Ｍを冷却する過程で、特にＡｌ
−Ｍｇ合金のような酸化しやすい合金では、酸化物の巻
き込みが発生したり、溶湯が樋状の冷却治具を流下する
途中で厚い酸化皮膜を形成して流動性が低下する。この
ような溶湯の酸化を防止するために、Ｂｅを添加する。
Ｂｅは、０．０００５％未満では酸化防止効果は小さ
く、０．００３％を越えて添加してもそれ以上の酸化防
止効果は期待できずコストが高くなるので、Ｂｅは０．
０００５％〜０．００３％とする。治具２０に溶湯Ｍを
接触させることにより結晶核を多数含む液相線以下の半
溶融合金を得ることは可能であるが、（１）さらに多数
の結晶核を発生させ均一で微細な組織を得るために、あ
るいは、（２）液相線に対する過熱度を１００℃未満に
した溶湯を用いて、治具に接触させることなく結晶核を
多数含む液相線以下の半溶融合金を得るために、Ｔｉ，
Ｂを添加する。Ｔｉは、０．００５％未満では微細化効
果は小さく、０．３％を越えれば粗大なＴｉ化合物を生
じ延性が低下するので、Ｔｉは０．００５％〜０．３％
とする。Ｂは、Ｔｉと相まって微細化を促進するが、
０．００１％未満であれば微細化効果は小さく、０．０
２％を越えて添加してもそれ以上の効果を期待できない
ので、０．００１％〜０．０２％とする。なお、本発明
のＡｌ−Ｍｇ合金は，強度改善のために、１％以下のＭ
ｎおよび０．５％以下のＣｕを添加することができる。
治具２０を用いずに微細な初晶を得る場合には、液相線
に対する過熱度を１００℃未満にするのは、断熱効果を
有する断熱容器３０に注いだ合金を、結晶核を有する液
体状態、または結晶核を有する成形温度以上の固液共存
状態にするためである。注がれた断熱容器３０内の溶湯
の温度が高ければ、一度生成した結晶核の再溶解あるい
は初晶の粗大化が起こり、希望する半溶融組織が得られ
ない。また、所定の液相率まで温度が低下するために時
間がかかりすぎ能率が悪く、注がれた溶湯Ｍの湯面が酸
化されるため不都合である。表１に半溶融金属の製造条
件および組織観察による評価の結果を示す。
【００１３】
【表１】
【００１４】比較例９では、溶湯Ｍを接触させる治具２
０の温度が高すぎるために結晶核の発生が少なく、この
ために微細な初晶が得られず、粗大な初晶となる。比較
例１０では、鋳造温度が高すぎるために、セラミック製
容器３０内において残存する結晶核がほとんどなく、比
較例９と同様な現象を示す。比較例１１では、保持時間
が長いために液相率が少なく成形には適さない。また，
初晶サイズも大きい。比較例１２では、セラミック容器
３０内での保持時間が短くしかも液相率が高いために、
粗大な初晶しか得られず、また液相率が高いために成分
偏析が多く発生する。比較例１３は、高温溶湯を直接断
熱容器へ注ぎそのまま凝固させたものであり、図６に示
すようにデンドライト状の粗大な初晶が多く見られる。
一方、本発明例１〜８では、図５に示すような、加圧成
形に適する約１００μｍ以下の微細な粒状の初晶を有す
る均質な組織が得られる。
０の温度が高すぎるために結晶核の発生が少なく、この
ために微細な初晶が得られず、粗大な初晶となる。比較
例１０では、鋳造温度が高すぎるために、セラミック製
容器３０内において残存する結晶核がほとんどなく、比
較例９と同様な現象を示す。比較例１１では、保持時間
が長いために液相率が少なく成形には適さない。また，
初晶サイズも大きい。比較例１２では、セラミック容器
３０内での保持時間が短くしかも液相率が高いために、
粗大な初晶しか得られず、また液相率が高いために成分
偏析が多く発生する。比較例１３は、高温溶湯を直接断
熱容器へ注ぎそのまま凝固させたものであり、図６に示
すようにデンドライト状の粗大な初晶が多く見られる。
一方、本発明例１〜８では、図５に示すような、加圧成
形に適する約１００μｍ以下の微細な粒状の初晶を有す
る均質な組織が得られる。
【００１５】
【発明の効果】以上説明したことからも明らかなよう
に、本発明に係る半溶融Ａｌ−Ｍｇ合金の製造方法で
は、（１）結晶核を有する液相線温度以上の液体状態の
合金、または、結晶核を有する成形温度以上の固液共存
状態の合金を、断熱効果を有する断熱容器の中におい
て、所定の液相率を示す成形温度まで冷却しつつ５秒間
〜６０分間保持することにより、あるいは（２）液相線
温度に対して過熱度を３００℃未満に保持された合金溶
湯を該合金の融点よりも低い温度の治具に接触させるこ
とにより結晶核を発生させて、微細かつ粒状化した初晶
を該合金の液中に発生させ、所定の液相率まで保持す
る。その後半溶融状態の該合金を成形用金型に供給して
加圧成形することにより、従来の機械撹拌法、電磁撹拌
法によらず、簡便容易に、かつ、低コストで微細かつ粒
状の組織を有する成形体が得られる。また、液相線温度
に対する過熱度は１００℃未満に保持した結晶核の生成
を促す元素を含むＡｌ−Ｍｇ合金溶湯を治具を使用せず
直接に、断熱容器の中に注ぎ、所定の液相率を示す成形
温度まで冷却しつつ５秒間〜６０分間保持することによ
り、同様に、微細かつ粒状化した初晶を発生させること
ができる。
に、本発明に係る半溶融Ａｌ−Ｍｇ合金の製造方法で
は、（１）結晶核を有する液相線温度以上の液体状態の
合金、または、結晶核を有する成形温度以上の固液共存
状態の合金を、断熱効果を有する断熱容器の中におい
て、所定の液相率を示す成形温度まで冷却しつつ５秒間
〜６０分間保持することにより、あるいは（２）液相線
温度に対して過熱度を３００℃未満に保持された合金溶
湯を該合金の融点よりも低い温度の治具に接触させるこ
とにより結晶核を発生させて、微細かつ粒状化した初晶
を該合金の液中に発生させ、所定の液相率まで保持す
る。その後半溶融状態の該合金を成形用金型に供給して
加圧成形することにより、従来の機械撹拌法、電磁撹拌
法によらず、簡便容易に、かつ、低コストで微細かつ粒
状の組織を有する成形体が得られる。また、液相線温度
に対する過熱度は１００℃未満に保持した結晶核の生成
を促す元素を含むＡｌ−Ｍｇ合金溶湯を治具を使用せず
直接に、断熱容器の中に注ぎ、所定の液相率を示す成形
温度まで冷却しつつ５秒間〜６０分間保持することによ
り、同様に、微細かつ粒状化した初晶を発生させること
ができる。
【図１】本発明に係るＡｌ−Ｍｇ合金の半溶融金属の成
形方法を示す工程説明図である。
形方法を示す工程説明図である。
【図２】本発明に係る粒状初晶の生成から成形までの工
程説明図である。
程説明図である。
【図３】図２に示した各工程の金属組織模式図である。
【図４】本発明に係るＡｌ−Ｍｇ２元系平衡状態図であ
る。
る。
【図５】本発明の金属組織を示す顕微鏡写真である。
【図６】比較例の金属組織を示す顕微鏡写真である。
１０ ラドル ２０ 治具 ３０ 断熱容器（セラミック製容器） ３０Ａ セラミックコ−ティング金属容器 ４０ 射出スリ−ブ ５０ 金型 ５０ａ 金型キャビティ Ｍ 金属（溶湯） ｔ 温度 Ｔ 時間
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２２Ｃ 21/06 Ｃ２２Ｃ 21/06 // Ｂ２２Ｄ 17/00 Ｂ２２Ｄ 17/00 Ｚ
Claims (9)
- 【請求項１】 結晶核を有する液相線温度以上の液体状
態のＡｌ−Ｍｇ合金、または、結晶核を有する成形温度
以上の固液共存状態のＡｌ−Ｍｇ合金を、断熱効果を有
する断熱容器の中において、所定の液相率を示す成形温
度まで冷却しつつ５秒間〜６０分間保持することによ
り、液中に微細な初晶を該合金液中に晶出させることを
特徴とする加圧成形用の半溶融Ａｌ−Ｍｇ合金の製造方
法。 - 【請求項２】 結晶核の生成方法は、液相線温度に対し
て過熱度を３００℃未満に保持された合金溶湯を該合金
の融点よりも低い温度の治具の表面に接触させることと
する請求項１記載の半溶融Ａｌ−Ｍｇ合金の製造方法。 - 【請求項３】 溶湯に接触させる治具は、金属製治具ま
たは非金属製治具、あるいは半導体を含む非金属材料を
表面に塗布した金属製治具、もしくは半導体を含む非金
属材料を複合させた金属製治具とし、かつ、該治具の内
部あるいは外部から該治具を冷却させることができるよ
うにした請求項２記載の半溶融Ａｌ−Ｍｇ合金の製造方
法。 - 【請求項４】 結晶核の生成を、治具または断熱容器の
いずれか、もしくは両方に接触するＡｌ−Ｍｇ合金溶湯
に振動を与えることとする請求項１記載または請求項２
記載の半溶融Ａｌ−Ｍｇ合金の製造方法。 - 【請求項５】 Ａｌ−Ｍｇ合金を、最大固溶限以下のＭ
ｇを含む亜共晶Ａｌ−Ｍｇ合金とした請求項１記載また
は請求項２記載の半溶融Ａｌ−Ｍｇ合金の製造方法。 - 【請求項６】 Ａｌ−Ｍｇ合金を、Ｓｉを０．３％〜
２．５％を添加したＡｌ−Ｍｇ合金とした請求項５記載
の半溶融Ａｌ−Ｍｇ合金の製造方法。 - 【請求項７】 Ａｌ−Ｍｇ合金を、Ｂｅを０．０００５
％〜０．００３％添加したＡｌ−Ｍｇ合金とした請求項
５記載または請求項６記載の半溶融Ａｌ−Ｍｇ合金の製
造方法。 - 【請求項８】 Ａｌ−Ｍｇ合金を、Ｂを０．００１％〜
０．０２％、Ｔｉを０．００５％〜０．３％添加したＡ
ｌ−Ｍｇ合金とした請求項５記載ないし請求項７記載の
半溶融Ａｌ−Ｍｇ合金の製造方法。 - 【請求項９】 液相線温度に対する過熱度を１００℃未
満に保持したＡｌ−Ｍｇ合金溶湯を、治具を使用するこ
となく直接断熱容器に注ぐ請求項８記載の半溶融Ａｌ−
Ｍｇ合金の製造方法。
Priority Applications (8)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7252762A JPH0987771A (ja) | 1995-09-29 | 1995-09-29 | 半溶融Ａｌ−Ｍｇ合金の製造方法 |
| CA002177455A CA2177455C (en) | 1995-05-29 | 1996-05-27 | Method and apparatus for shaping semisolid metals |
| EP02028272A EP1331279A3 (en) | 1995-05-29 | 1996-05-29 | Method and apparatus for shaping semisolid metals |
| EP96108499A EP0745694B1 (en) | 1995-05-29 | 1996-05-29 | Method and apparatus for shaping semisolid metals |
| DE69633988T DE69633988T2 (de) | 1995-05-29 | 1996-05-29 | Verfahren und Vorrichtung zum Formen halbfester Metalle |
| US09/490,983 US6769473B1 (en) | 1995-05-29 | 2000-01-24 | Method of shaping semisolid metals |
| US10/852,952 US6851466B2 (en) | 1995-05-29 | 2004-05-24 | Method and apparatus for shaping semisolid metals |
| US11/008,749 US7121320B2 (en) | 1995-05-29 | 2004-12-09 | Method for shaping semisolid metals |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7252762A JPH0987771A (ja) | 1995-09-29 | 1995-09-29 | 半溶融Ａｌ−Ｍｇ合金の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0987771A true JPH0987771A (ja) | 1997-03-31 |
Family
ID=17241946
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP7252762A Pending JPH0987771A (ja) | 1995-05-29 | 1995-09-29 | 半溶融Ａｌ−Ｍｇ合金の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0987771A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100376855B1 (ko) * | 2000-12-15 | 2003-03-19 | 현대자동차주식회사 | 반응고 성형법을 이용한 경량차체 조인트 구조물 제조방법 |
| JP2007268601A (ja) * | 2006-03-31 | 2007-10-18 | Shoda Seisakusho:Kk | 半凝固金属スラリーの製造方法 |
| KR20200096658A (ko) * | 2017-12-28 | 2020-08-12 | 페르만 게엠베하 | 알루미늄 합금 |
| KR20200096657A (ko) * | 2017-12-28 | 2020-08-12 | 페르만 엘로이즈 게엠베하 운트 코. 카게 | 적층 조형을 위한 알루미늄 함유 합금의 용도 |
-
1995
- 1995-09-29 JP JP7252762A patent/JPH0987771A/ja active Pending
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100376855B1 (ko) * | 2000-12-15 | 2003-03-19 | 현대자동차주식회사 | 반응고 성형법을 이용한 경량차체 조인트 구조물 제조방법 |
| JP2007268601A (ja) * | 2006-03-31 | 2007-10-18 | Shoda Seisakusho:Kk | 半凝固金属スラリーの製造方法 |
| KR20200096658A (ko) * | 2017-12-28 | 2020-08-12 | 페르만 게엠베하 | 알루미늄 합금 |
| KR20200096657A (ko) * | 2017-12-28 | 2020-08-12 | 페르만 엘로이즈 게엠베하 운트 코. 카게 | 적층 조형을 위한 알루미늄 함유 합금의 용도 |
| JP2021508782A (ja) * | 2017-12-28 | 2021-03-11 | フェールマン アロイズ ゲーエムベーハー ウント コー． カーゲー | アルミニウム含有合金の付加製造における使用 |
| JP2021508783A (ja) * | 2017-12-28 | 2021-03-11 | フェールマン ゲーエムベーハー | アルミニウム合金 |
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