JPS6029431A - 合金の製造方法 - Google Patents
合金の製造方法Info
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- JPS6029431A JPS6029431A JP58138180A JP13818083A JPS6029431A JP S6029431 A JPS6029431 A JP S6029431A JP 58138180 A JP58138180 A JP 58138180A JP 13818083 A JP13818083 A JP 13818083A JP S6029431 A JPS6029431 A JP S6029431A
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- metal
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- aluminum
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-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C47/00—Making alloys containing metallic or non-metallic fibres or filaments
- C22C47/08—Making alloys containing metallic or non-metallic fibres or filaments by contacting the fibres or filaments with molten metal, e.g. by infiltrating the fibres or filaments placed in a mould
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
- B22F3/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces
- B22F3/24—After-treatment of workpieces or articles
- B22F3/26—Impregnating
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C1/00—Making non-ferrous alloys
- C22C1/04—Making non-ferrous alloys by powder metallurgy
- C22C1/0475—Impregnated alloys
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
- B22F2998/00—Supplementary information concerning processes or compositions relating to powder metallurgy
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- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Manufacturing & Machinery (AREA)
- Manufacture Of Alloys Or Alloy Compounds (AREA)
- Manufacture Of Metal Powder And Suspensions Thereof (AREA)
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、合金に係り、更に詳細にはその製造方法に係
る。
る。
合金は、従来より一般に、成分金属の溶湯を形成し、そ
れらの溶湯を混合して攪拌することにより、または成分
金属の溶湯を形成し、該溶湯中に他の成分金属を粉末等
の状態にて添加して混合し、該混合溶湯を攪拌すること
により製造されている。
れらの溶湯を混合して攪拌することにより、または成分
金属の溶湯を形成し、該溶湯中に他の成分金属を粉末等
の状態にて添加して混合し、該混合溶湯を攪拌すること
により製造されている。
しかしこれらの方法に於ては、■成分金属を溶融状態に
しなければならなず、従って非常に多量の熱エネルギを
必要とする、■金属元素によっては溶融状態に於て酸化
等の化学変化を生じるものがあり、これらを含む合金の
製造に於ては真空の如き雰囲気調整が必要である、■成
分金属の比重差が大きい場合にはそれらを均一に混合す
ることが困難であり、従って均一な組成の合金を製造す
ることが困難である等の問題がある。
しなければならなず、従って非常に多量の熱エネルギを
必要とする、■金属元素によっては溶融状態に於て酸化
等の化学変化を生じるものがあり、これらを含む合金の
製造に於ては真空の如き雰囲気調整が必要である、■成
分金属の比重差が大きい場合にはそれらを均一に混合す
ることが困難であり、従って均一な組成の合金を製造す
ることが困難である等の問題がある。
また特に高融点金属の如き合金成分を含有する合金の製
造に於ては、成分金属の粉末を形成し、それらの粉末を
混合して混合粉末を形成し、該混合粉末を高温度に加熱
して焼結し成分元素を相互に拡散させることが行われて
いる。しかしこの方法に於ても、■成分金属の粉末間に
存在していた空気や雰囲気ガスが焼結及び拡散工程後に
合金中に残存することを完全に回避づることが困難であ
るため、密度１ ’Ｏ’Ｏ％の合金を製造することが困
難である、■焼結及び拡散工程に於て高温度への加熱及
び雰囲気の制御などが必要であり製造コストが高い等の
問題がある。
造に於ては、成分金属の粉末を形成し、それらの粉末を
混合して混合粉末を形成し、該混合粉末を高温度に加熱
して焼結し成分元素を相互に拡散させることが行われて
いる。しかしこの方法に於ても、■成分金属の粉末間に
存在していた空気や雰囲気ガスが焼結及び拡散工程後に
合金中に残存することを完全に回避づることが困難であ
るため、密度１ ’Ｏ’Ｏ％の合金を製造することが困
難である、■焼結及び拡散工程に於て高温度への加熱及
び雰囲気の制御などが必要であり製造コストが高い等の
問題がある。
本発明は、従来の合金の製造方法に於ける上述の如き問
題に鑑み、任意の組成の合金を低廉に且０し率よ（製造
することのできる合金の製造方法を提供することを目的
としている。
題に鑑み、任意の組成の合金を低廉に且０し率よ（製造
することのできる合金の製造方法を提供することを目的
としている。
かかる［１的は、本発明によれば、第一の金属と該第−
の金属よりも低い融点を有する第二の金属とよりなる合
金の製造方法にして、前記第一の金属よりなる多孔質体
を形成し、該多孔質体を鋳型内に配置し、該鋳型内に前
記第二の金属の溶湯を注湯し、前記溶湯を前記多孔質体
内に浸透さけることにより前記第一の金属と前記第二の
金属とを合金化させ、前記多孔質体の領域に前記第二の
金属が単独では実質的に存在しない合金を形成覆ること
を特徴とする合金の製造方法によって達成される。
の金属よりも低い融点を有する第二の金属とよりなる合
金の製造方法にして、前記第一の金属よりなる多孔質体
を形成し、該多孔質体を鋳型内に配置し、該鋳型内に前
記第二の金属の溶湯を注湯し、前記溶湯を前記多孔質体
内に浸透さけることにより前記第一の金属と前記第二の
金属とを合金化させ、前記多孔質体の領域に前記第二の
金属が単独では実質的に存在しない合金を形成覆ること
を特徴とする合金の製造方法によって達成される。
本発明によれば、第一の金属よりも低い融点を有する第
二の金属のみを溶融状態にすれば良いので、従来の方法
に比して熱エネルギを節減することができ、また第一の
金属は固相状態であって０いので、溶融状態に於て酸化
等の化学変化を受り易い成分金属を第一の金属に選定す
ることにより、真空等の雰囲気調整を行う必要性を排除
づることかできる。また本発明によれば、第一の金属よ
りなる多孔質体内に第二の金属の溶湯が浸透Ｕしめられ
ることによりそれらよりなる合金が形成されるので、多
孔質体の密度を均一にしておけば、成分金属の比重差が
大きい場合にも均一な組成の合金を製造することができ
、また第二の金属の溶湯が第一の金属よりなる多孔質体
内に浸透せしめられる際、多孔質体内に存在していた空
気などが溶湯により多孔質体外へ駆逐されるので、従来
の焼結法の場合に比して高密度の合金を製造することが
できる。
二の金属のみを溶融状態にすれば良いので、従来の方法
に比して熱エネルギを節減することができ、また第一の
金属は固相状態であって０いので、溶融状態に於て酸化
等の化学変化を受り易い成分金属を第一の金属に選定す
ることにより、真空等の雰囲気調整を行う必要性を排除
づることかできる。また本発明によれば、第一の金属よ
りなる多孔質体内に第二の金属の溶湯が浸透Ｕしめられ
ることによりそれらよりなる合金が形成されるので、多
孔質体の密度を均一にしておけば、成分金属の比重差が
大きい場合にも均一な組成の合金を製造することができ
、また第二の金属の溶湯が第一の金属よりなる多孔質体
内に浸透せしめられる際、多孔質体内に存在していた空
気などが溶湯により多孔質体外へ駆逐されるので、従来
の焼結法の場合に比して高密度の合金を製造することが
できる。
本発明の一つの詳細な特徴ににれば、第一の金属よりな
る多孔質体は第二の金属の溶湯が鋳型内に注湯されるに
先立ち、室温以上の温度、好ましくは第二の金属の融点
以上の温度に加熱される。
る多孔質体は第二の金属の溶湯が鋳型内に注湯されるに
先立ち、室温以上の温度、好ましくは第二の金属の融点
以上の温度に加熱される。
このことにより鋳型内に第二の金属の溶湯を注湯した際
に溶湯が多孔質体によって大きく冷却されることが回避
され、また多孔質体と溶湯との濡れ性が改善されるので
、溶湯を多孔質体内に良好且迅速に浸透させることがで
きる。
に溶湯が多孔質体によって大きく冷却されることが回避
され、また多孔質体と溶湯との濡れ性が改善されるので
、溶湯を多孔質体内に良好且迅速に浸透させることがで
きる。
また本発明の他の一つの詳細な特徴によれば、溶湯を多
孔質体内に浸透させる過゛程に於て、溶湯は加圧される
。このことにより溶湯が多孔質体内により一層良好且迅
速に浸透せしめられ、また合金の製造能率が改善される
。
孔質体内に浸透させる過゛程に於て、溶湯は加圧される
。このことにより溶湯が多孔質体内により一層良好且迅
速に浸透せしめられ、また合金の製造能率が改善される
。
また本発明の更に他の一つの詳細な特徴によれば、イン
ゴットを鋳造づる鋳型ではなく物品を鋳造づ−るための
モールドキャビティを有する鋳型を使用し、該鋳型内の
所定の位置に第一の金属よりなる多孔質体を配置するこ
とにより、インゴットではなく所定の物品形状を有する
所望の合金にりなる物品を製造することも可能であり、
また鋳型内の特定の部位のみに多孔質体を配置すること
により、特定の部位のみが所望の合金よりなる一体的な
物品を製造することも可能である。
ゴットを鋳造づる鋳型ではなく物品を鋳造づ−るための
モールドキャビティを有する鋳型を使用し、該鋳型内の
所定の位置に第一の金属よりなる多孔質体を配置するこ
とにより、インゴットではなく所定の物品形状を有する
所望の合金にりなる物品を製造することも可能であり、
また鋳型内の特定の部位のみに多孔質体を配置すること
により、特定の部位のみが所望の合金よりなる一体的な
物品を製造することも可能である。
尚本明細書に於て、第一の金属及び第二の金属に於ける
「金属」は単一元素の金属のみならず複数の金属元素よ
りなる合金をも含む概念であり、例えば第一の金属はタ
ングステン、コバルト、クロム、チタニウム、鉄、ニッ
ケル、ケイ素、マンガン、銅、ニオブ、タンタル、バナ
ジウム、銀、金、アルミニウム、骨〒１ｈモリブデン、
ジルコニウム、亜鉛、及びそれらを含む合金であって良
く、第二の金属はアルミニウム、マグネシウム、銅、鉛
、錫、亜鉛、及びそれらを含む合金であって良い。また
第一の金属よりなる多孔質体は、粉末、不連続繊維、切
粉などの成形体、連続繊維の結束体、箔などの積層体で
あってよく、特に第一の金属が粉末である場合には、得
られる合金の組織を微細化するためには、粒径が１００
μｎｌ 、特に５０μｍ以下であることが好ましく、ま
た第一の金属が連続繊維や箔などである場合にはその配
向によって得られる合金に機械的性質等に特定の方向性
を付与することもできる。更に第二の金属の溶湯に対づ
る加圧は任意の方法により行われて良いが、特に高圧鋳
造法、ダイカス１へ法、遠心鋳造法、減圧鋳造法、低圧
鋳造法の如ぎ所謂加圧鋳造法を応用することにより行わ
れることが好ましい。
「金属」は単一元素の金属のみならず複数の金属元素よ
りなる合金をも含む概念であり、例えば第一の金属はタ
ングステン、コバルト、クロム、チタニウム、鉄、ニッ
ケル、ケイ素、マンガン、銅、ニオブ、タンタル、バナ
ジウム、銀、金、アルミニウム、骨〒１ｈモリブデン、
ジルコニウム、亜鉛、及びそれらを含む合金であって良
く、第二の金属はアルミニウム、マグネシウム、銅、鉛
、錫、亜鉛、及びそれらを含む合金であって良い。また
第一の金属よりなる多孔質体は、粉末、不連続繊維、切
粉などの成形体、連続繊維の結束体、箔などの積層体で
あってよく、特に第一の金属が粉末である場合には、得
られる合金の組織を微細化するためには、粒径が１００
μｎｌ 、特に５０μｍ以下であることが好ましく、ま
た第一の金属が連続繊維や箔などである場合にはその配
向によって得られる合金に機械的性質等に特定の方向性
を付与することもできる。更に第二の金属の溶湯に対づ
る加圧は任意の方法により行われて良いが、特に高圧鋳
造法、ダイカス１へ法、遠心鋳造法、減圧鋳造法、低圧
鋳造法の如ぎ所謂加圧鋳造法を応用することにより行わ
れることが好ましい。
以下に添付の図を参照しつつ、本発明を実施例について
詳細に説明する。
詳細に説明する。
実施例１
第１図はこの実施例に於て使用された高圧鋳造装置を示
す縦断面図である。図に於て、１は鋳型を示しており、
該鋳型は第一の金属よりなる多孔質体２及び第二の金属
の溶湯３を受入れるモールドキャビティ４を有している
。溶湯３はプランジャ５により所定の圧ノコに加圧され
るようになっている。また図示の高圧鋳造装置はモール
ドキャビティ４内にて凝固した凝固体を鋳型１より取出
すためのノックアウトピン６を有している。
す縦断面図である。図に於て、１は鋳型を示しており、
該鋳型は第一の金属よりなる多孔質体２及び第二の金属
の溶湯３を受入れるモールドキャビティ４を有している
。溶湯３はプランジャ５により所定の圧ノコに加圧され
るようになっている。また図示の高圧鋳造装置はモール
ドキャビティ４内にて凝固した凝固体を鋳型１より取出
すためのノックアウトピン６を有している。
上述の如く構成された高圧鋳造装置を用いて、第一の金
属としてチタニウム（Ｔ１）を選定し、第二の金属とし
てアルミニウム（Δ１）を選定して以下の要領にてＴｉ
−Ａｌ合金を製造した。
属としてチタニウム（Ｔ１）を選定し、第二の金属とし
てアルミニウム（Δ１）を選定して以下の要領にてＴｉ
−Ａｌ合金を製造した。
先ず平均粒径が４０μｍである６、９４．（ｌの純チタ
ニウム（融点１６６８±１０℃）粉末をかさ密度２．２
５ （１／ＣＣにて直径１４ｎ＋ｍ、長さ２’Ｑｍｍの
円柱体に圧縮成形し、該円柱体を６ ’Ｏ’Ｏ℃に予熱
した後、第１図に示されている如＜ ３０ ’０℃の鋳
型１のモールドキャビディ４内に配置した。次いでモー
ルドキャビティ４内に約４５０ｃｃの純アルミニウム（
純度９９．７％、融点６６０℃〉の溶湯３〈湯温７８０
℃〉を注渇し、溶湯３をプランジャ５により加圧力約１
’Ｏ’Ｏ’Ｏｋｇ／ ０１１Ｑにて加圧し、その加圧
状態を溶湯３が完全に凝固するまで保持し、これにより
溶湯３を円柱体２内に浸透させると共に、チタニウムと
アルミニウムとを相互に拡散さμた。溶１３が完全に凝
固した後、ノックアラ１へビン６により鋳型１より凝固
体を取出し、該凝固体より純アルミ・ニウムのみよりな
る部分を機械加工によって除去することにより、ｌｉ
−Ａｌ合金よりなる円柱体を切出した。
ニウム（融点１６６８±１０℃）粉末をかさ密度２．２
５ （１／ＣＣにて直径１４ｎ＋ｍ、長さ２’Ｑｍｍの
円柱体に圧縮成形し、該円柱体を６ ’Ｏ’Ｏ℃に予熱
した後、第１図に示されている如＜ ３０ ’０℃の鋳
型１のモールドキャビディ４内に配置した。次いでモー
ルドキャビティ４内に約４５０ｃｃの純アルミニウム（
純度９９．７％、融点６６０℃〉の溶湯３〈湯温７８０
℃〉を注渇し、溶湯３をプランジャ５により加圧力約１
’Ｏ’Ｏ’Ｏｋｇ／ ０１１Ｑにて加圧し、その加圧
状態を溶湯３が完全に凝固するまで保持し、これにより
溶湯３を円柱体２内に浸透させると共に、チタニウムと
アルミニウムとを相互に拡散さμた。溶１３が完全に凝
固した後、ノックアラ１へビン６により鋳型１より凝固
体を取出し、該凝固体より純アルミ・ニウムのみよりな
る部分を機械加工によって除去することにより、ｌｉ
−Ａｌ合金よりなる円柱体を切出した。
第２図は上述の如く製造されたＴｉ−Ａｌ合金の断面組
織を１ ’０ ’Ｏ倍にて示ず光学顕微鏡写真である。
織を１ ’０ ’Ｏ倍にて示ず光学顕微鏡写真である。
この第２図より、この実施例によれば、均−且比較的微
細な組織のＴｉ−Ａｌ合金（マクロの組成は６２．５ｗ
ｔ％Ｔｉ 、３７．５ｗｔ％Ａｌ）を製造することがで
きることが解る。また上述の如く製造されたＴｉ−Ａｌ
合金をＥＰＭＡ分析に供したところ、第３図乃至第５図
に示されている如く、チタニウムのみよりなる核と、該
核の周りのＴｉ３Δ１の相と、更にその周りの１−ｉＡ
ｌａの相とよりなっており、実質的に純アルミニウムの
みよりなる部分の存在は認められなかった。更に上述の
如く製造されたＴｉ−Ａｌ合金を空気中にて約１ ’Ｏ
’Ｏ’Ｏ℃に加熱しても、溶解や変質などは全く認めら
れず、上述の合金は極めて耐熱性に優れていることが認
められた。
細な組織のＴｉ−Ａｌ合金（マクロの組成は６２．５ｗ
ｔ％Ｔｉ 、３７．５ｗｔ％Ａｌ）を製造することがで
きることが解る。また上述の如く製造されたＴｉ−Ａｌ
合金をＥＰＭＡ分析に供したところ、第３図乃至第５図
に示されている如く、チタニウムのみよりなる核と、該
核の周りのＴｉ３Δ１の相と、更にその周りの１−ｉＡ
ｌａの相とよりなっており、実質的に純アルミニウムの
みよりなる部分の存在は認められなかった。更に上述の
如く製造されたＴｉ−Ａｌ合金を空気中にて約１ ’Ｏ
’Ｏ’Ｏ℃に加熱しても、溶解や変質などは全く認めら
れず、上述の合金は極めて耐熱性に優れていることが認
められた。
友」乳り
第６図はこの実施例に於て使用されＩＣコールドチャン
バ式ダイカスト装置を示す部分縦断面図である。図に於
て、８はダイス取付板を示しており、該ダイス取付板に
は鋳込みスリーブ９及び固定ダイス１０が固定されてい
る。固定ダイス１０は図には示されていないラム装置に
より第６図で見て左右の方向に往復動される可動ダイス
１１と共働してモールドキャビティ１２を郭定するよう
になっている。モールドキャビティ１２内には第一の金
属よりなる多孔質体１３が配置されるようになっている
。鋳込みスリーブ９には図には示されていないシリンダ
ーピストン装置により第６図で見て左右の方向に往復動
されるプランジャロッド１４の先端に固定されたプラン
ジャ１５が嵌入されており、スリーブ９に設けられた注
入口１６より注入された第二の金属の溶湯１７がプラン
ジャ１５によりモールドキャビティ１２内へ射出される
ようになっている。
バ式ダイカスト装置を示す部分縦断面図である。図に於
て、８はダイス取付板を示しており、該ダイス取付板に
は鋳込みスリーブ９及び固定ダイス１０が固定されてい
る。固定ダイス１０は図には示されていないラム装置に
より第６図で見て左右の方向に往復動される可動ダイス
１１と共働してモールドキャビティ１２を郭定するよう
になっている。モールドキャビティ１２内には第一の金
属よりなる多孔質体１３が配置されるようになっている
。鋳込みスリーブ９には図には示されていないシリンダ
ーピストン装置により第６図で見て左右の方向に往復動
されるプランジャロッド１４の先端に固定されたプラン
ジャ１５が嵌入されており、スリーブ９に設けられた注
入口１６より注入された第二の金属の溶湯１７がプラン
ジャ１５によりモールドキャビティ１２内へ射出される
ようになっている。
上述の如く構成されたダイカスト装置を用いて第一の金
属として銀＜Ａａ ＞を選定し、第二の金属としてアル
ミニウム（ＡＩ）を選定して以下の要領にてＡａ−Ａ１
合金を製造した。
属として銀＜Ａａ ＞を選定し、第二の金属としてアル
ミニウム（ＡＩ）を選定して以下の要領にてＡａ−Ａ１
合金を製造した。
まず平均直径Ｑ、１ｍｍ、長さ２’０ＩｌｌＩｌの銀（
融点９６０．８℃）線材的２ ’Ｏ’Ｏ’Ｏ’Ｏ本（１
６，１８９）を一方向に配向して束ねそれを銀線材にて
結束することにより、かさ密度５．２５ ＭＣＧにて直
径１４ｎ＋ｒａ、長さ２０ｍｌｌ１の円柱体に成形し、
該円柱体を６ ’Ｏ’Ｏ℃に予熱した後、第６図に示さ
れている如＜ ３ ’Ｏ’Ｏ℃の可動ダイス１１のモー
ルドキャビティ１２内に配置した。次いでプランジャ１
５によりモールドキャビティ１２内へ約３ ’Ｏ’ＯＣ
Ｃの純アルミニウムく融点６６ ’Ｏ℃）の溶湯１７（
測温７５’Ｏ℃）を注入し、溶湯１７をプランジャ１５
により加圧内約５ ’Ｏ’Ｏｋａ／ ａｌにて加圧し、
その加圧状態を溶湯１７が完全に凝固するまで保持し、
これにより溶湯１７を円柱体１３内に浸透させると共に
、銀とアルミニウムとを相互に拡散させた。溶湯１７が
完全に凝固した後、可動ダイス１１を固定ダイス１０よ
り離型し、図には示されていないノックアウトビンによ
り可動ダイス１１より凝固体を取出し、該凝固体より純
アルミニウムのみよりなる部分を機械加工によって除去
することにより、Ａ！＋−Ａ１合金よりなる円柱体を切
出した。
融点９６０．８℃）線材的２ ’Ｏ’Ｏ’Ｏ’Ｏ本（１
６，１８９）を一方向に配向して束ねそれを銀線材にて
結束することにより、かさ密度５．２５ ＭＣＧにて直
径１４ｎ＋ｒａ、長さ２０ｍｌｌ１の円柱体に成形し、
該円柱体を６ ’Ｏ’Ｏ℃に予熱した後、第６図に示さ
れている如＜ ３ ’Ｏ’Ｏ℃の可動ダイス１１のモー
ルドキャビティ１２内に配置した。次いでプランジャ１
５によりモールドキャビティ１２内へ約３ ’Ｏ’ＯＣ
Ｃの純アルミニウムく融点６６ ’Ｏ℃）の溶湯１７（
測温７５’Ｏ℃）を注入し、溶湯１７をプランジャ１５
により加圧内約５ ’Ｏ’Ｏｋａ／ ａｌにて加圧し、
その加圧状態を溶湯１７が完全に凝固するまで保持し、
これにより溶湯１７を円柱体１３内に浸透させると共に
、銀とアルミニウムとを相互に拡散させた。溶湯１７が
完全に凝固した後、可動ダイス１１を固定ダイス１０よ
り離型し、図には示されていないノックアウトビンによ
り可動ダイス１１より凝固体を取出し、該凝固体より純
アルミニウムのみよりなる部分を機械加工によって除去
することにより、Ａ！＋−Ａ１合金よりなる円柱体を切
出した。
第７図は上述の如く製造されたΔｏ−ＡＩ合金の断面組
織を１００倍にて示ず光学顕微鏡写真である。この第７
図より、この実施例によれば、均−且比較的微細な組織
のＡａ−Ａ１合金（マクロの組成は７９．５ｗｔ％Ａｌ
１．２’０．５ｗｔ％Ａｌ＞を製造することができるこ
とが解る。また上述の如く製造されたＡ（＋−Ａ１合金
をＥＰＭＡ分析に供したところ、Ａ（Ｉ ｔ Ａｌより
なる核と、該核の周りのＡ！ｌｌＡｌの相と、更にその
周りのＡｇＡＩａの相とよりなっており、実質的に純ア
ルミニウムのみよりなる部分の存在は認められなかった
。
織を１００倍にて示ず光学顕微鏡写真である。この第７
図より、この実施例によれば、均−且比較的微細な組織
のＡａ−Ａ１合金（マクロの組成は７９．５ｗｔ％Ａｌ
１．２’０．５ｗｔ％Ａｌ＞を製造することができるこ
とが解る。また上述の如く製造されたＡ（＋−Ａ１合金
をＥＰＭＡ分析に供したところ、Ａ（Ｉ ｔ Ａｌより
なる核と、該核の周りのＡ！ｌｌＡｌの相と、更にその
周りのＡｇＡＩａの相とよりなっており、実質的に純ア
ルミニウムのみよりなる部分の存在は認められなかった
。
更に上述の如（製造されたＡａ−Ａ１合金は導電性、耐
熱性、及び強度に優れており、電気接点材料として極め
て有望な合金であることが認められｌこ 。
熱性、及び強度に優れており、電気接点材料として極め
て有望な合金であることが認められｌこ 。
友１１１
第８図はこの実施例に於て使用された横形遠心鋳造装置
を示す縦断面図である。図に於て１９は端壁２０及び２
１により両端を閉じられた円筒形の鋳枠を示している。
を示す縦断面図である。図に於て１９は端壁２０及び２
１により両端を閉じられた円筒形の鋳枠を示している。
鋳枠１９内には該鋳枠に対し着脱自在に固定された円筒
形の鋳型２２が配置されている。鋳物枠１９は二つのロ
ーラ２３及び２４上に回転可能に載置されており、これ
らの０−ラ２３及び２４を介して図には示されていない
電動機により軸線２５の周りに高速度にて回転されるよ
うになっている。鋳型２２内には第一の金属よりなる多
孔質体２６及び端壁２０に設けられた孔に挿通された樋
２７を経て第二の金属の溶湯上述の如く構成された遠心
鋳造装置を用いて、第一の金属としてアルミニウム（Ａ
Ｉ＞を選定し、第二の金属として鉛（Ｐｂ）を選定して
以下の要領にてＡｌ−Ｐｂ合金を製造した。
形の鋳型２２が配置されている。鋳物枠１９は二つのロ
ーラ２３及び２４上に回転可能に載置されており、これ
らの０−ラ２３及び２４を介して図には示されていない
電動機により軸線２５の周りに高速度にて回転されるよ
うになっている。鋳型２２内には第一の金属よりなる多
孔質体２６及び端壁２０に設けられた孔に挿通された樋
２７を経て第二の金属の溶湯上述の如く構成された遠心
鋳造装置を用いて、第一の金属としてアルミニウム（Ａ
Ｉ＞を選定し、第二の金属として鉛（Ｐｂ）を選定して
以下の要領にてＡｌ−Ｐｂ合金を製造した。
まず平均粒径が３５μｍである５、４ｇのアルミニウム
（融点６６０℃）の粉末をかさ密度１゜３５＜１／ＣＣ
にて１ ’ＯＸ １０ｘ４’Ｏｓ＋ｍの直方体に圧縮成
形し、該直方体を４ ’Ｏ’Ｏ℃に予熱した後、第８図
に示されている如く内径１ ’Ｏ’Ｏｍｍ、 １ ’Ｏ
’Ｏ℃の鋳型２２内に軸１２５に沿って配置した。次い
で鋳型２２内に約５ ’Ｏ’ＯＣＣの鉛（融点３２７．
４℃）の溶湯２８（湯温４ ’Ｏ’Ｏ℃）を注入し、鋳
枠１９及び鋳型２２を２ 、’０ ’Ｏｒｐｍにて回転
させ、その状態を溶湯２８が完全に凝固するまで維持し
、これにより溶湯２８を直方体２６内に浸透させると共
に、アルミニウムと鉛とを相互に拡散させた。
（融点６６０℃）の粉末をかさ密度１゜３５＜１／ＣＣ
にて１ ’ＯＸ １０ｘ４’Ｏｓ＋ｍの直方体に圧縮成
形し、該直方体を４ ’Ｏ’Ｏ℃に予熱した後、第８図
に示されている如く内径１ ’Ｏ’Ｏｍｍ、 １ ’Ｏ
’Ｏ℃の鋳型２２内に軸１２５に沿って配置した。次い
で鋳型２２内に約５ ’Ｏ’ＯＣＣの鉛（融点３２７．
４℃）の溶湯２８（湯温４ ’Ｏ’Ｏ℃）を注入し、鋳
枠１９及び鋳型２２を２ 、’０ ’Ｏｒｐｍにて回転
させ、その状態を溶湯２８が完全に凝固するまで維持し
、これにより溶湯２８を直方体２６内に浸透させると共
に、アルミニウムと鉛とを相互に拡散させた。
溶湯２８が完全に凝固した後、鋳型２２より円筒状の凝
固体を取出し、該凝固体より鉛のみよりなる部分を機械
加工によって除去することにより、ＡＩ −ｐｂ金合金
りなる直方体を切出した。
固体を取出し、該凝固体より鉛のみよりなる部分を機械
加工によって除去することにより、ＡＩ −ｐｂ金合金
りなる直方体を切出した。
第９図は上述の如く製造されたＡＩ −Ｐｂ合金の断面
組織を１ ’Ｏ’Ｏ倍にて示す光学顕微鏡写真である。
組織を１ ’Ｏ’Ｏ倍にて示す光学顕微鏡写真である。
この第９図より、この実施例によれば、アルミニウムと
鉛の比重差（それぞれの比重は２゜６９９．１１．３６
）により通常の方法によっては製造が困難であるＡＩ
−ｐｂ金合金均−且比較的微細な組織にて製造すること
ができることが解る。また上述の如く製造されたＡＩ
−Ｐｂ合金のマクロの組成は１９．２ｗｔ％Ａｍ、８’
０．８ｗｔ％ｐｂであり、ＥＰＭＡ分析の結果から、ア
ルミニウムのみよりなる核と、該核の周りのＡＩａＰｂ
の相と、更にその周りのＡＩｐｂ２の相とよりなってお
り、実質的に鉛のみよりなる部分の存在は認められなか
った。更に上述の如く製造されたＡｌ−Ｐｂ合金ははん
だ接合が可能であり、また鉛の自己潤滑性が発揮される
ことにより軸受材料として極めて有望な合金であること
が認められた。
鉛の比重差（それぞれの比重は２゜６９９．１１．３６
）により通常の方法によっては製造が困難であるＡＩ
−ｐｂ金合金均−且比較的微細な組織にて製造すること
ができることが解る。また上述の如く製造されたＡＩ
−Ｐｂ合金のマクロの組成は１９．２ｗｔ％Ａｍ、８’
０．８ｗｔ％ｐｂであり、ＥＰＭＡ分析の結果から、ア
ルミニウムのみよりなる核と、該核の周りのＡＩａＰｂ
の相と、更にその周りのＡＩｐｂ２の相とよりなってお
り、実質的に鉛のみよりなる部分の存在は認められなか
った。更に上述の如く製造されたＡｌ−Ｐｂ合金ははん
だ接合が可能であり、また鉛の自己潤滑性が発揮される
ことにより軸受材料として極めて有望な合金であること
が認められた。
火車ｌＮ４−
第１０図はこの実施例に於て使用された減圧鋳造装置を
示す縦断面図である。図に於て、２９は実質的に密閉さ
れた容器を示しており、該容器の両端にはそれぞれ導管
３０及び３１が接続されている。容器２９内には第一の
金属よりなる多孔質体３２が配置されるようになってお
り、導管３０の一端を溶湯貯容容器３３に貯容された第
二の金属の溶湯３４に浸漬し、導管３１より容器２９内
の空気を真空ポンプ等によって排出することにより、溶
湯３４が導管３０を経て容器２９内へ導入され、これに
より容器２９内に於て第一の金属と第二の金属とよりな
る合金が形成されるようになっている。
示す縦断面図である。図に於て、２９は実質的に密閉さ
れた容器を示しており、該容器の両端にはそれぞれ導管
３０及び３１が接続されている。容器２９内には第一の
金属よりなる多孔質体３２が配置されるようになってお
り、導管３０の一端を溶湯貯容容器３３に貯容された第
二の金属の溶湯３４に浸漬し、導管３１より容器２９内
の空気を真空ポンプ等によって排出することにより、溶
湯３４が導管３０を経て容器２９内へ導入され、これに
より容器２９内に於て第一の金属と第二の金属とよりな
る合金が形成されるようになっている。
上述の如く構成された減圧鋳造装置を用いて、第一の金
属としてケイ素’（Ｓｉ ）を選定し、第二の金属とし
て銅（Ｃｕ）を選定して以下の要領にて３ｉ −Ｃｕ合
金を製造した。
属としてケイ素’（Ｓｉ ）を選定し、第二の金属とし
て銅（Ｃｕ）を選定して以下の要領にて３ｉ −Ｃｕ合
金を製造した。
まず平均粒径が６０μｍである３、６ｇのケイ素（融点
１４１０℃）の粉末をかさ密廉１．１７ｇ／ｃｃにて直
径１４１１長さ２０ＩＩＩＩｌｌの円柱体に圧縮成形し
、該円柱体をステンレス鋼製の容器２９内に圧入した後
全体を８００℃に予熱した。次いで導管３０を純銅（融
点１０８３℃）の溶湯３４（温湿１２００℃）内に浸漬
し、導管３１より図には示されていない真空ポンプによ
って容器２つ内をＯ，’０５ｋＯ／♂に減圧することに
より、溶湯３４を容器２９内に汲上げて溶湯３４を円柱
体３２内に浸透させ、その状態を容器２９内の溶湯３４
が完全に凝固するまで維持し、これによりケイ素と銅と
を相互に拡散させた。容器２９内の銅溶湯３４が完全に
凝固した後、容器２９より凝固体を取出し、該凝固体よ
り純銅のみよりなる部分を機械加工によって除去するこ
とにより、Ｓｔ −Ｃ０合金よりなる円柱体を切出した
。
１４１０℃）の粉末をかさ密廉１．１７ｇ／ｃｃにて直
径１４１１長さ２０ＩＩＩＩｌｌの円柱体に圧縮成形し
、該円柱体をステンレス鋼製の容器２９内に圧入した後
全体を８００℃に予熱した。次いで導管３０を純銅（融
点１０８３℃）の溶湯３４（温湿１２００℃）内に浸漬
し、導管３１より図には示されていない真空ポンプによ
って容器２つ内をＯ，’０５ｋＯ／♂に減圧することに
より、溶湯３４を容器２９内に汲上げて溶湯３４を円柱
体３２内に浸透させ、その状態を容器２９内の溶湯３４
が完全に凝固するまで維持し、これによりケイ素と銅と
を相互に拡散させた。容器２９内の銅溶湯３４が完全に
凝固した後、容器２９より凝固体を取出し、該凝固体よ
り純銅のみよりなる部分を機械加工によって除去するこ
とにより、Ｓｔ −Ｃ０合金よりなる円柱体を切出した
。
第１１図は上述の如く製造されたＳｉ −Ｃｕ合金の断
面組織を１００倍にて示ず光学顕微鏡写真である。この
第１１図よりこの実施例によれば、均−且比較的微細な
組織の５ｉ−Ｃｕ合金（マクロの組成は２’０．７ｗｔ
％Ｓｉ １７９．３ｗｔ％ＣＬＩ）を製造することがで
きることが解る。また上述の如く製造された５ｔ−Ｃｕ
合金をＥＰＭＡ分析に供したところ、ケイ素のみよりな
る核と、該核の周りの３ｉＣｕの相と、更にその周りの
Ｓｉ ２ Ｃｕ９の相とよりなっており、実質的に純銅
のみよりなる部分の存在は認められなかった。更に上述
の如く製造された５ｉ−Ｃｕ合金は耐摩耗性及び導電性
に優れていることが認められた。
面組織を１００倍にて示ず光学顕微鏡写真である。この
第１１図よりこの実施例によれば、均−且比較的微細な
組織の５ｉ−Ｃｕ合金（マクロの組成は２’０．７ｗｔ
％Ｓｉ １７９．３ｗｔ％ＣＬＩ）を製造することがで
きることが解る。また上述の如く製造された５ｔ−Ｃｕ
合金をＥＰＭＡ分析に供したところ、ケイ素のみよりな
る核と、該核の周りの３ｉＣｕの相と、更にその周りの
Ｓｉ ２ Ｃｕ９の相とよりなっており、実質的に純銅
のみよりなる部分の存在は認められなかった。更に上述
の如く製造された５ｉ−Ｃｕ合金は耐摩耗性及び導電性
に優れていることが認められた。
（糺九ｉ
第１２図はこの実施例に於て使用された低圧鋳造装置を
示す縦断面図である。図に於て、３６及び３７はそれぞ
れ互いに共働して第一の金属よりなる多孔質体３８を受
入れるモールドキャビティ３９を郭定する上型及び下型
を示している。モールドキャビティ３９はストーク４０
によりるつは４１とるつぼ蓋４２とにより郭定された密
閉空間４３と連通接続されている。るつぼ４１には第二
の金属の溶湯４４が貯容されており、また密閉空間４３
には圧縮空気導入ポート４５を経て圧縮空気が導入され
、これにより溶湯４４がストーク４０を経てモールドキ
ャビティ３つ内へ圧送されるようになっている。尚下型
３７はダイベース４６に固定されており、上型３６はダ
イプレート４７と共に下型３７に対し相対的に図にて上
下方向にアクチュエータ４８により駆動されるようにな
っている。
示す縦断面図である。図に於て、３６及び３７はそれぞ
れ互いに共働して第一の金属よりなる多孔質体３８を受
入れるモールドキャビティ３９を郭定する上型及び下型
を示している。モールドキャビティ３９はストーク４０
によりるつは４１とるつぼ蓋４２とにより郭定された密
閉空間４３と連通接続されている。るつぼ４１には第二
の金属の溶湯４４が貯容されており、また密閉空間４３
には圧縮空気導入ポート４５を経て圧縮空気が導入され
、これにより溶湯４４がストーク４０を経てモールドキ
ャビティ３つ内へ圧送されるようになっている。尚下型
３７はダイベース４６に固定されており、上型３６はダ
イプレート４７と共に下型３７に対し相対的に図にて上
下方向にアクチュエータ４８により駆動されるようにな
っている。
上述の如く構成された低圧鋳造装置を用いて、第一の金
属としてコバルト（Ｃｏ ）を選定し、第二の金属とし
てアルミニウム（Ａ１）を選定して以下の要領にてＣｏ
−Ａｌ合金を製造した。
属としてコバルト（Ｃｏ ）を選定し、第二の金属とし
てアルミニウム（Ａ１）を選定して以下の要領にてＣｏ
−Ａｌ合金を製造した。
まず平均粒径が１．０μｎ１である１３．６４！］の純
コバルト（融点１４９５℃）の粉末をがさ密度４．４３
ｏ／ｃｃにて直径１４ｍｍ、長さ２ ’Ｏｍｍの円柱
体に圧縮成形し、該円柱体を８ｏｏ℃に予熱した後、第
１３図に示されている如＜ ４ ’Ｏ’Ｏ”Ｃの上型３
６及び下型３７により郭定された容積的１０’０ＯＣＣ
のモールドキャビティ３９内に配直し、るつは４１内に
純アルミニウム（融点６６ ’Ｏ℃）の溶湯４４（Ｉ唱
８’ＯＯ℃〉を注湯した。次いで密閉空間４３内に圧縮
空気導入ポート４５より圧縮空気を導入することにより
、るつぼ４１内の溶湯４４を１．５気圧にて加圧し、こ
れにより溶湯４４をストーク４０を経てモールドキャビ
ティ３９内へ導入した。その加圧状態をモールドキャビ
ティ３９内の溶湯４４が完全に凝固するまで保持し、こ
れにより溶湯４４を円柱体３８内に浸透させると共に、
コバルトとアルミニウムとを相豆に拡散させた。モール
ドキャビティ３９内の溶湯４４が完全に凝固した後、モ
ールドキャどディより凝固体を取出し、該凝固体を純ア
ルミニウムのみよりなる部分を機械加工によって除去す
ることにより、Ｃ０−Ａ１合金よりなる円柱体を切出し
た。
コバルト（融点１４９５℃）の粉末をがさ密度４．４３
ｏ／ｃｃにて直径１４ｍｍ、長さ２ ’Ｏｍｍの円柱
体に圧縮成形し、該円柱体を８ｏｏ℃に予熱した後、第
１３図に示されている如＜ ４ ’Ｏ’Ｏ”Ｃの上型３
６及び下型３７により郭定された容積的１０’０ＯＣＣ
のモールドキャビティ３９内に配直し、るつは４１内に
純アルミニウム（融点６６ ’Ｏ℃）の溶湯４４（Ｉ唱
８’ＯＯ℃〉を注湯した。次いで密閉空間４３内に圧縮
空気導入ポート４５より圧縮空気を導入することにより
、るつぼ４１内の溶湯４４を１．５気圧にて加圧し、こ
れにより溶湯４４をストーク４０を経てモールドキャビ
ティ３９内へ導入した。その加圧状態をモールドキャビ
ティ３９内の溶湯４４が完全に凝固するまで保持し、こ
れにより溶湯４４を円柱体３８内に浸透させると共に、
コバルトとアルミニウムとを相豆に拡散させた。モール
ドキャビティ３９内の溶湯４４が完全に凝固した後、モ
ールドキャどディより凝固体を取出し、該凝固体を純ア
ルミニウムのみよりなる部分を機械加工によって除去す
ることにより、Ｃ０−Ａ１合金よりなる円柱体を切出し
た。
第１３図は上述の如く製造されたＣｏ−Ａｌ合金の断面
組織を１ ’０ ’Ｏ倍にて示す光学顕微鏡写真である
。この第１３図よりこの実施例によれば、均−且比較的
微細な組織のＧｏ−Ａ１合金〈マクロの組成は７６．６
ｗｔ％Ｃｏ 、２３．４ｗｔ％Δ１）を製造することが
できることが解る。また上述の如く製造されたＣｏ−Ａ
ｌ合金をＥＰＭＡ分析に供したところ、コバルトのみよ
りなる核と、該核の周りのＣｏＡｌの相と、更にその周
りのＣ０３Ａｌｅの相とよりなっており、実質的に純ア
ルミニウムのみよりなる部分の存在は認められなかった
。更に上述の如く製造されたｃｏ−Ａ１合金は耐熱性に
優れていることが認められた。
組織を１ ’０ ’Ｏ倍にて示す光学顕微鏡写真である
。この第１３図よりこの実施例によれば、均−且比較的
微細な組織のＧｏ−Ａ１合金〈マクロの組成は７６．６
ｗｔ％Ｃｏ 、２３．４ｗｔ％Δ１）を製造することが
できることが解る。また上述の如く製造されたＣｏ−Ａ
ｌ合金をＥＰＭＡ分析に供したところ、コバルトのみよ
りなる核と、該核の周りのＣｏＡｌの相と、更にその周
りのＣ０３Ａｌｅの相とよりなっており、実質的に純ア
ルミニウムのみよりなる部分の存在は認められなかった
。更に上述の如く製造されたｃｏ−Ａ１合金は耐熱性に
優れていることが認められた。
実施例６
第１図に示された高圧鋳造装置を用いて、第一の金属と
してニッケル（Ｎｉ ＞を選定し、第二の金属としてマ
グネシウム（Ｍｇ）を選定して上述の実施例１の場合と
同様の要領にてＮｉ−Ｍｇ合金を製造した。尚この実施
例に於ける製造条イ９は以下の如くであった。
してニッケル（Ｎｉ ＞を選定し、第二の金属としてマ
グネシウム（Ｍｇ）を選定して上述の実施例１の場合と
同様の要領にてＮｉ−Ｍｇ合金を製造した。尚この実施
例に於ける製造条イ９は以下の如くであった。
純ニツケル粉末の平均粒径： １μｍ
純ニッケル粉末の邑： １３．７（１
純ニツケルの融点： １４５３℃
円柱体のかさ密度： ４．４５ｏ／ｃｃ円社体の予熱温
度二 ８００℃ 鋳型の温度： ３’Ｏ’Ｏ℃ マグネシウム溶湯の注湯量： ４５０ｃｃマグネシウム
溶湖の湯温： ７５０℃ 純マグネシウムの融点二 ６５０±２℃加圧力ニ 約１
’ＯＯ’Ｏｋａ／ ａｎ２第１４図はこの実施例に於
て製造されたＮｉ−Ｍｇ合金の断面組織を１ ’Ｏ’Ｏ
倍にて示す光学顕微鏡写真である。この第１４図よりこ
の実施例によれば、均−且比較的微細な組織のＮｉ−Ｍ
ｇ合金（マクロの組成は８３．６ｗｔ％Ｎｒ 、１ｅ、
＋ｗｔ％Ｍｇ）を製造することができることが解る。
度二 ８００℃ 鋳型の温度： ３’Ｏ’Ｏ℃ マグネシウム溶湯の注湯量： ４５０ｃｃマグネシウム
溶湖の湯温： ７５０℃ 純マグネシウムの融点二 ６５０±２℃加圧力ニ 約１
’ＯＯ’Ｏｋａ／ ａｎ２第１４図はこの実施例に於
て製造されたＮｉ−Ｍｇ合金の断面組織を１ ’Ｏ’Ｏ
倍にて示す光学顕微鏡写真である。この第１４図よりこ
の実施例によれば、均−且比較的微細な組織のＮｉ−Ｍ
ｇ合金（マクロの組成は８３．６ｗｔ％Ｎｒ 、１ｅ、
＋ｗｔ％Ｍｇ）を製造することができることが解る。
また上述の如く製造されたＮｉ−Ｍｇ合金をＥＰＭＡ分
析に供したところ、ニッケルのみよりなる核と、該核の
周りのＮｉＭｇの相と、更にその周りのＮＩＭＱｇの相
とよりなっており、実質的にマグネシウムのみよりなる
部分の存在は認められなかった。更に上述の如く製造さ
れたＮｉ−Ｍ（１合金は減衰能が極めて高いことが認め
られた。
析に供したところ、ニッケルのみよりなる核と、該核の
周りのＮｉＭｇの相と、更にその周りのＮＩＭＱｇの相
とよりなっており、実質的にマグネシウムのみよりなる
部分の存在は認められなかった。更に上述の如く製造さ
れたＮｉ−Ｍ（１合金は減衰能が極めて高いことが認め
られた。
実施例７
第１図に示された高圧鋳造装置を用いて、第一の金属と
して銅（ＣＩ ）を選定し、第二の金属どしてスズ（Ｓ
ｎ ）を選定して前述の実施例１の場合と同様の要領に
てＣｕ、−３ｎ合金を製造した。
して銅（ＣＩ ）を選定し、第二の金属どしてスズ（Ｓ
ｎ ）を選定して前述の実施例１の場合と同様の要領に
てＣｕ、−３ｎ合金を製造した。
尚この場合の製造条件は以下の如くであった。
銅粉末の平均粒径： ６０μｍ
銅粉末の量： １３．８０
純銅の融点：１’０８３℃
円柱体のかさ密度： ４．４８ｇ／ｃｃ円柱体の予熱温
度二 ６００℃ 鋳型の温度：１’Ｏ’Ｏ℃ スズ溶湯の注湯量： ２’０Ｏｃｃ スズ溶湯の湯温： ３５０℃ 純スズの融点： ２３１．９℃ 加圧力ニ 約１ ’Ｏ’Ｏ’Ｏｋｇ／♂第１５図は上述
の如く製造されたＣｕ−３ｎ合金の断面組織を１ ’Ｏ
’Ｏ（１９にて示す光学顕微鏡写真である。この第１５
図よりこの実施例によれば、均−且比較的微細な組織の
Ｑｕ−３ｎ合金（マクロの組成は５５．１ｗｔ％Ｃｕ
、４４．、９ｗｔ％Ｓｎ）を製造することができること
が解る。また上述の如く製造されたＣｕ−８ｎ合金をＥ
ＰＭＡ分析に供したところ、純銅のみよりなる核と、該
核の周りのＣ０ｙ ３ｎ ２の相と、更にその周りのＣ
Ｌ１２８０３の相とよりなつおり、実質的に純スズのみ
よりなる部分の存在は認められなかった。更に上述の如
く製造されたＣｕ−３ｎ合金は耐摩耗性及び強度に優れ
ており、軸受用合金として極めて有望な合金であること
が認められた。
度二 ６００℃ 鋳型の温度：１’Ｏ’Ｏ℃ スズ溶湯の注湯量： ２’０Ｏｃｃ スズ溶湯の湯温： ３５０℃ 純スズの融点： ２３１．９℃ 加圧力ニ 約１ ’Ｏ’Ｏ’Ｏｋｇ／♂第１５図は上述
の如く製造されたＣｕ−３ｎ合金の断面組織を１ ’Ｏ
’Ｏ（１９にて示す光学顕微鏡写真である。この第１５
図よりこの実施例によれば、均−且比較的微細な組織の
Ｑｕ−３ｎ合金（マクロの組成は５５．１ｗｔ％Ｃｕ
、４４．、９ｗｔ％Ｓｎ）を製造することができること
が解る。また上述の如く製造されたＣｕ−８ｎ合金をＥ
ＰＭＡ分析に供したところ、純銅のみよりなる核と、該
核の周りのＣ０ｙ ３ｎ ２の相と、更にその周りのＣ
Ｌ１２８０３の相とよりなつおり、実質的に純スズのみ
よりなる部分の存在は認められなかった。更に上述の如
く製造されたＣｕ−３ｎ合金は耐摩耗性及び強度に優れ
ており、軸受用合金として極めて有望な合金であること
が認められた。
丸【１釘
第１図に示された高圧鋳造装置を用いて第一の金属とし
てタンタル（Ｔａ ）を選定し、第二の金属としてアル
ミニウム（ＡＩ＞を選定して前述の実施例１の場合と同
様の要領にてＴａ−Ａｌ合金を製造しＩＣ０尚この実施
例に於ける製造条件は以下の如くであった。
てタンタル（Ｔａ ）を選定し、第二の金属としてアル
ミニウム（ＡＩ＞を選定して前述の実施例１の場合と同
様の要領にてＴａ−Ａｌ合金を製造しＩＣ０尚この実施
例に於ける製造条件は以下の如くであった。
タンタル粉末の平均粒径： ３μｍ
タンタル粉末の量： ２５．５６（１
純タンタルの融点： ２９９６℃
円柱体のかさ密度： ８．３Ｑ／ＣＣ
円柱体の季熱温度： ８００’Ｃ
鋳型の温度二 ３００℃
アルミニウム溶湯の注湯ｍ： ４５０ｃｃアルミニウム
溶湯の湯温： ８００℃ 純アルミニウムの融点二 ６６０℃ 加圧力ニ 約１ ’Ｏ’Ｏ’Ｏｋｏ／い９第１６図は上
述の如く製造されたＵａ−Ａｌ合金の断面組織を１００
倍にて示す光学顕微鏡写真である。この第１６図より、
この実施例によれば、均−且比較的微細な組織のＴａ−
Ａｌ合金（マクロの組成は８６．’Ｏｗｔ％Ｔａ ’、
１４ 、 ’Ｏｗｔ％Ａ１を製造することができるこ
とが解る。また上述の如く製造されたＴａ−Ａｌ合金を
ＥＰＭＡ分析に供したところ、純タンタルのみよりなる
核と、該核の周りのＴａａＡＩの相と、更にその周りの
ＴａＡ１３の相とよりなっており、実質的に純アルミニ
ウムのみよりなる部分の存在は認められなかった。更に
上述の如く製造されたＴａ−Ａｌ合金は非常に耐熱性に
優れていることが認められた。
溶湯の湯温： ８００℃ 純アルミニウムの融点二 ６６０℃ 加圧力ニ 約１ ’Ｏ’Ｏ’Ｏｋｏ／い９第１６図は上
述の如く製造されたＵａ−Ａｌ合金の断面組織を１００
倍にて示す光学顕微鏡写真である。この第１６図より、
この実施例によれば、均−且比較的微細な組織のＴａ−
Ａｌ合金（マクロの組成は８６．’Ｏｗｔ％Ｔａ ’、
１４ 、 ’Ｏｗｔ％Ａ１を製造することができるこ
とが解る。また上述の如く製造されたＴａ−Ａｌ合金を
ＥＰＭＡ分析に供したところ、純タンタルのみよりなる
核と、該核の周りのＴａａＡＩの相と、更にその周りの
ＴａＡ１３の相とよりなっており、実質的に純アルミニ
ウムのみよりなる部分の存在は認められなかった。更に
上述の如く製造されたＴａ−Ａｌ合金は非常に耐熱性に
優れていることが認められた。
友１乱尤
第１図に示された高圧鋳造装置を用いて、第一の金属と
して鉄（Ｆｅ ）を選定し、第二の金属としてアルミニ
ウム（Ａ１）を選定して前述の実施例１の場合と同様の
要領にてＦｅ−Ａｌ合金を製造した。尚この実施例に於
ける製造条件は以下の如くであった。
して鉄（Ｆｅ ）を選定し、第二の金属としてアルミニ
ウム（Ａ１）を選定して前述の実施例１の場合と同様の
要領にてＦｅ−Ａｌ合金を製造した。尚この実施例に於
ける製造条件は以下の如くであった。
鉄粉末の平均粒径： ３５μｍ
鉄粉末の量： １２．’０２（１
純鉄の融点： １５３５℃
円柱体のかさ密度： ３．９ｇ／ｃｃ
円柱体の予熱湿度： ７５０℃
鋳型の温度＝ ３００℃
アルミニウム溶湯の注８１４： ４５０ｃｃアルミニウ
ム溶湯の湯温： ７５０℃ 純アルミニウムの融点二 ６６０℃ 加圧力ニ 約１０ ’Ｏ’Ｏｋｏ／ 、ｊ１９第１７図
は上述の如く製造されたＦｅ−’ＡＩＡｌ合金面組織を
１００倍にて示す光学顕微鏡写真である。この第１７図
より、この実施例によれば、均−且比較的微細な組織の
Ｆｅ−Ａｌ合金（マクロの組成は７４．５ｗｔ％Ｆｅ
、２５．５ｗｔ％Ａ＋＞を製造することができることが
解る。また上述の如く製造されたＦｅ−Ａｌ合金をＥＰ
ＭＡ分析に供したところ、純鉄のみよりなる核と、該核
の周りのＦｅ２Ａｌ ａの相と、更にその周りのＦｅＡ
ｌ２の相とよりなっており、実質的に純鉄のみよりなる
部分の存在は認められなかった。更に上述の如く製造さ
れたＦｅ−Ａｌ合金は非常に耐熱性及び高温強度に優れ
ていることが認められた。
ム溶湯の湯温： ７５０℃ 純アルミニウムの融点二 ６６０℃ 加圧力ニ 約１０ ’Ｏ’Ｏｋｏ／ 、ｊ１９第１７図
は上述の如く製造されたＦｅ−’ＡＩＡｌ合金面組織を
１００倍にて示す光学顕微鏡写真である。この第１７図
より、この実施例によれば、均−且比較的微細な組織の
Ｆｅ−Ａｌ合金（マクロの組成は７４．５ｗｔ％Ｆｅ
、２５．５ｗｔ％Ａ＋＞を製造することができることが
解る。また上述の如く製造されたＦｅ−Ａｌ合金をＥＰ
ＭＡ分析に供したところ、純鉄のみよりなる核と、該核
の周りのＦｅ２Ａｌ ａの相と、更にその周りのＦｅＡ
ｌ２の相とよりなっており、実質的に純鉄のみよりなる
部分の存在は認められなかった。更に上述の如く製造さ
れたＦｅ−Ａｌ合金は非常に耐熱性及び高温強度に優れ
ていることが認められた。
友１１１仄
第１図に示された高圧鋳造装置を用いて、第一の金属と
してニオブ（Ｎｂ ＞を選定し、第二の金属としてアル
ミニウム（ＡＩ）を選定して前述の実施例１の場合と同
様の要領にてＮｂ−Ａｌ合金を製造した。尚この実施例
に於（プる製造条件は以下の如くであった。
してニオブ（Ｎｂ ＞を選定し、第二の金属としてアル
ミニウム（ＡＩ）を選定して前述の実施例１の場合と同
様の要領にてＮｂ−Ａｌ合金を製造した。尚この実施例
に於（プる製造条件は以下の如くであった。
ニオブ粉末の平均粒径： ２μｍ
ニオブ粉末の量： １３．１８ｇ
純ニオブの融点： ２４６８℃
円柱体のかさ密度： ４．２８Ｑ／ＣＣ円柱体の予熱温
度： ６００℃ 鋳型の温度： ３００℃ アルミニウム溶湯の注ＷＡｆｍ： ４５’Ｏｃｃアルミ
ニウム溶湯の湯温： ８’Ｏ’Ｏ℃純アルミニウムの融
点： ６６０℃ 加圧力ニ 約１ ’Ｏ’Ｏ’Ｏｋ！１／♂第１／♂は上
述の如く製造されたＮｂ−Ａ１合金の断面組織を１００
倍にて示す光学顕微鏡写真である。この第１８図より、
この実施例によれば、均−且微細な組織のＮｂ−Ａｌ合
金（マクロの組成は７６．０ｗｔ％Ｎｂ 、２４．’Ｏ
ｗｔ％Ａ＋＞を製造することができることが解る。また
上述の如く製造されたＮｂ−Ａｌ合金をＥＰＭＡ分析に
供したところ、純ニオブのみよりなる核と、該核の周り
のＮｂａＡｌの相と、更にその周りのＮｂＡ１３の相と
よりなっており、実質的に純アルミニウムのみよりなる
部分の存在は認められなかった。
度： ６００℃ 鋳型の温度： ３００℃ アルミニウム溶湯の注ＷＡｆｍ： ４５’Ｏｃｃアルミ
ニウム溶湯の湯温： ８’Ｏ’Ｏ℃純アルミニウムの融
点： ６６０℃ 加圧力ニ 約１ ’Ｏ’Ｏ’Ｏｋ！１／♂第１／♂は上
述の如く製造されたＮｂ−Ａ１合金の断面組織を１００
倍にて示す光学顕微鏡写真である。この第１８図より、
この実施例によれば、均−且微細な組織のＮｂ−Ａｌ合
金（マクロの組成は７６．０ｗｔ％Ｎｂ 、２４．’Ｏ
ｗｔ％Ａ＋＞を製造することができることが解る。また
上述の如く製造されたＮｂ−Ａｌ合金をＥＰＭＡ分析に
供したところ、純ニオブのみよりなる核と、該核の周り
のＮｂａＡｌの相と、更にその周りのＮｂＡ１３の相と
よりなっており、実質的に純アルミニウムのみよりなる
部分の存在は認められなかった。
更に上述の如く製造されたＮｂ−Ａｌ合金は非常に耐熱
性及び高温強度に優れていることが認められた。
性及び高温強度に優れていることが認められた。
実施例１１
第１図に示された高圧鋳造装置を用いて、第一の金属と
してバナジウム（Ｖ）を選定し、第二の金属としてアル
ミニウム（Ａ１）を選定して前述の実施例１の場合と同
様の要領にてＶ−Ａ１合金を製造した。尚この場合の製
造条件は以下の如くであった。
してバナジウム（Ｖ）を選定し、第二の金属としてアル
ミニウム（Ａ１）を選定して前述の実施例１の場合と同
様の要領にてＶ−Ａ１合金を製造した。尚この場合の製
造条件は以下の如くであった。
バナジウム粉末の平均粒径： ４５μｍバナジウム粉末
の量：９．４＋１ 純バナジウムの融点： １９’Ｏ’Ｏ±２５℃円柱体の
かさ密度： ３．０６ｏ／ｃｃ円柱体の予熱側１８００
℃ 鋳型の温度：３０’Ｏ℃ アルミニウム溶湯の注湯Ｍ： ４５’Ｏｃｃアルミニウ
ム溶渇の湯温： ８’Ｏ’Ｏ℃純アルミニウムの融点二
６６０℃ 加圧力ニ 約１ ’Ｏ’Ｏ’Ｏｋｇ／ ＣＩＩＱ上述の
如く製造されたＶ−Ａ１合金の断面組織を示す光学顕微
鏡写真は添付されていないが、この合金をＥＰＭＡ分析
に供したところ、純バナジウムのみよりなる核と、該核
の周りのＡｌｌ１Ｖｓの相と、更にその周りのＡＩ＋Ｉ
Ｖの相とよりなっており、実質的に純アルミニウムのみ
よりなる部分の存在は認められなかった。また上述の如
く製造された合金のマクロの組成は６９．３ｗｔ％ｖ１
３’０．７ｗｔ％Ａ１であり、この合金は耐熱性に優れ
た合金であることが認められた。
の量：９．４＋１ 純バナジウムの融点： １９’Ｏ’Ｏ±２５℃円柱体の
かさ密度： ３．０６ｏ／ｃｃ円柱体の予熱側１８００
℃ 鋳型の温度：３０’Ｏ℃ アルミニウム溶湯の注湯Ｍ： ４５’Ｏｃｃアルミニウ
ム溶渇の湯温： ８’Ｏ’Ｏ℃純アルミニウムの融点二
６６０℃ 加圧力ニ 約１ ’Ｏ’Ｏ’Ｏｋｇ／ ＣＩＩＱ上述の
如く製造されたＶ−Ａ１合金の断面組織を示す光学顕微
鏡写真は添付されていないが、この合金をＥＰＭＡ分析
に供したところ、純バナジウムのみよりなる核と、該核
の周りのＡｌｌ１Ｖｓの相と、更にその周りのＡＩ＋Ｉ
Ｖの相とよりなっており、実質的に純アルミニウムのみ
よりなる部分の存在は認められなかった。また上述の如
く製造された合金のマクロの組成は６９．３ｗｔ％ｖ１
３’０．７ｗｔ％Ａ１であり、この合金は耐熱性に優れ
た合金であることが認められた。
宜」１１ユ」と
第１図に示された高圧鋳造装置を用いて、第一の金属と
してアルミニウム（Ａ１）を選定し、第二の金属として
スズ（Ｓｎ ）を選定して前述の実施例１の場合と同様
の要領にてＡＩ −Ｓｎ合金を製造した。尚この場合の
製造条件は以下の如くであった。
してアルミニウム（Ａ１）を選定し、第二の金属として
スズ（Ｓｎ ）を選定して前述の実施例１の場合と同様
の要領にてＡＩ −Ｓｎ合金を製造した。尚この場合の
製造条件は以下の如くであった。
アルミニウム粉末の平均粒径： ４４μｍアルミニウム
粉末の量： ４．１６（１純アルミニウムの融点二 ６
６０℃ 円柱体のかさ密度： １．３５（１／ＣＣ円柱体の予熱
温度： ４００℃ 鋳型の温度：１’Ｏ’Ｏ℃ スス溶ｍ（Ｄ注湯ｍ ： ２００ｃｃ スズ溶渇の湯温： ３５０℃ 純スズの融点： ２３１．９℃ 加圧力ニ 約１ ’Ｏ’Ｏ’Ｏｋｇ／♂上述の如りｌｌ
ｌ造されたＡＩ −Ｓｎ合金の断面組織を示す光学顕微
鏡写真は添付されていないが、この合金をＥＰＭＡ分析
に供したところ、純フルミニラムのみよりなる核と、該
核の周りのＡｌ５ｎ８の相と、更にその周りのＡｌ ３
３ｎの相とよりなっており、実質的に純スズのみよりな
る部分の存在は認められなかった。また上述の如く製造
された合金のマクロの組成は２７．’Ｏｗｔ％Ａ１．７
３’、０ｗｔ％Ｓｎであり、この合金は耐摩耗性に優れ
た合金であることが認められた。
粉末の量： ４．１６（１純アルミニウムの融点二 ６
６０℃ 円柱体のかさ密度： １．３５（１／ＣＣ円柱体の予熱
温度： ４００℃ 鋳型の温度：１’Ｏ’Ｏ℃ スス溶ｍ（Ｄ注湯ｍ ： ２００ｃｃ スズ溶渇の湯温： ３５０℃ 純スズの融点： ２３１．９℃ 加圧力ニ 約１ ’Ｏ’Ｏ’Ｏｋｇ／♂上述の如りｌｌ
ｌ造されたＡＩ −Ｓｎ合金の断面組織を示す光学顕微
鏡写真は添付されていないが、この合金をＥＰＭＡ分析
に供したところ、純フルミニラムのみよりなる核と、該
核の周りのＡｌ５ｎ８の相と、更にその周りのＡｌ ３
３ｎの相とよりなっており、実質的に純スズのみよりな
る部分の存在は認められなかった。また上述の如く製造
された合金のマクロの組成は２７．’Ｏｗｔ％Ａ１．７
３’、０ｗｔ％Ｓｎであり、この合金は耐摩耗性に優れ
た合金であることが認められた。
実施例１３
第１図に示された高圧鋳造装置を用いて、第一の金属と
して亜鉛（、Ｚｎ）を選定し、第二の金属としてスズ（
Ｓｎ ）を選定して前述の実施例１の場合と同様の要領
にてＺｎ−Ｓｎ合金を製造した。
して亜鉛（、Ｚｎ）を選定し、第二の金属としてスズ（
Ｓｎ ）を選定して前述の実施例１の場合と同様の要領
にてＺｎ−Ｓｎ合金を製造した。
尚この場合の製造条件は以下の如くであった。
亜鉛粉末の平均粒径： １５μｍ
亜鉛粉末の量： １１．’０５（１
純亜鉛の融点： ４１９．５℃
円柱体のかさ密度＋ ３．５７ｏ／ｃｃ円柱体の予熱温
度： ３’Ｏ’Ｏ℃ 鋳型の温度： １００℃ スズ溶湯の注湯量： ２’０ＯＣＣ スズ溶湯の湯温： ３００℃ 純スズの融点： ２３１．９℃ 加圧力ニ 約１ ’Ｏ’Ｏ’Ｏｋｏ／）上述の如く製造
された’Ｊｌｎ−８ｎ合金の断面組織を示す光学顕微鏡
写真は添付されていないが、この合金をＥＰＭＡ分析に
供したところ、純亜鉛のみよりなる核と、該核の周りの
Ｚｎ７Ｓ０２の相と、更にその周りのＺｎａＳｎの相と
よりなっており、実質的に純スズのみよりなる部分の存
在は認められなかった。また上述の如く製造された合金
のマクロの組成は４．９．６ｗｔ％Ｚｎ 、５０゜４ｗ
ｔ％３ｎであり、この合金は耐摩耗性に優れた合金であ
ることが認められた。
度： ３’Ｏ’Ｏ℃ 鋳型の温度： １００℃ スズ溶湯の注湯量： ２’０ＯＣＣ スズ溶湯の湯温： ３００℃ 純スズの融点： ２３１．９℃ 加圧力ニ 約１ ’Ｏ’Ｏ’Ｏｋｏ／）上述の如く製造
された’Ｊｌｎ−８ｎ合金の断面組織を示す光学顕微鏡
写真は添付されていないが、この合金をＥＰＭＡ分析に
供したところ、純亜鉛のみよりなる核と、該核の周りの
Ｚｎ７Ｓ０２の相と、更にその周りのＺｎａＳｎの相と
よりなっており、実質的に純スズのみよりなる部分の存
在は認められなかった。また上述の如く製造された合金
のマクロの組成は４．９．６ｗｔ％Ｚｎ 、５０゜４ｗ
ｔ％３ｎであり、この合金は耐摩耗性に優れた合金であ
ることが認められた。
実施例１４
第１図に示された高圧鋳造装置を用いて、第一の金属と
してタングステン（Ｗ＞を選定し、第二の金属としてア
ルミニウム（Ａ１）を選定して前述の実施例１の場合と
同様の要領にてＷ−Ａ１合金を製造した。尚この場合の
製造条件は以下の如くであった。
してタングステン（Ｗ＞を選定し、第二の金属としてア
ルミニウム（Ａ１）を選定して前述の実施例１の場合と
同様の要領にてＷ−Ａ１合金を製造した。尚この場合の
製造条件は以下の如くであった。
タングステン粉末の平均粒径： ０．５μｍタングステ
ン粉末のｆｆｉ： １４．９ｕ純タングステンの融点：
３４１’０℃ 円柱体のかさ密度： ４．８３（＋／ＣＣ円柱体の予熱
温度＝ ８００℃ 鋳型の瀉痕： ３００℃ アルミニウム溶湯の注湯ｆ！ｌ： ４５’Ｏｃｃアルミ
ニウム溶湯の湯温： ８’Ｏ’０℃純アルミニウムの融
点： ６６０℃ 加圧力ニ 約１ ’Ｏ’Ｏ’ＯｋＭ） 上述の如く製造されたＷ−Ａ１合金の断面組織を示す光
学顕微鏡写真は添付されていないが、この合金をＥＰＭ
Ａ分析に供したところ、純タングステンのみよりなる核
と、該核の周りのＷＡ＋の相と、更にその周りのＷＡＩ
Ｆの相とよりなっており、実質的に純アルミニウムのみ
よりなる部分の存在は認められなかった。また上述の如
く製造された合金のマクロの組成は７’０．５ｗｔ％Ｗ
、 ２９．５ｗｔ％Ａ１であり、この合金は耐熱性に優
れた合金であることが認められた。
ン粉末のｆｆｉ： １４．９ｕ純タングステンの融点：
３４１’０℃ 円柱体のかさ密度： ４．８３（＋／ＣＣ円柱体の予熱
温度＝ ８００℃ 鋳型の瀉痕： ３００℃ アルミニウム溶湯の注湯ｆ！ｌ： ４５’Ｏｃｃアルミ
ニウム溶湯の湯温： ８’Ｏ’０℃純アルミニウムの融
点： ６６０℃ 加圧力ニ 約１ ’Ｏ’Ｏ’ＯｋＭ） 上述の如く製造されたＷ−Ａ１合金の断面組織を示す光
学顕微鏡写真は添付されていないが、この合金をＥＰＭ
Ａ分析に供したところ、純タングステンのみよりなる核
と、該核の周りのＷＡ＋の相と、更にその周りのＷＡＩ
Ｆの相とよりなっており、実質的に純アルミニウムのみ
よりなる部分の存在は認められなかった。また上述の如
く製造された合金のマクロの組成は７’０．５ｗｔ％Ｗ
、 ２９．５ｗｔ％Ａ１であり、この合金は耐熱性に優
れた合金であることが認められた。
尖１ｊＬＬＬ
第７図に示されたコールドチャンバ式ダイカスト装置を
用いて、第一の金属としてモリブデン（ＭＯ）を選定し
、第二の金属として亜鉛（７０）を選定し、前述の実施
例１の場合と同様の要領にてモリブデン粉末よりなる円
柱体を形成し、該円柱体を用いて前述の実施例２の場合
と同様の要領にて合金化を行うことによりＭＯ−Ｚｎ合
金を製造した。尚この場合の製造条件は以下の如くであ
った。
用いて、第一の金属としてモリブデン（ＭＯ）を選定し
、第二の金属として亜鉛（７０）を選定し、前述の実施
例１の場合と同様の要領にてモリブデン粉末よりなる円
柱体を形成し、該円柱体を用いて前述の実施例２の場合
と同様の要領にて合金化を行うことによりＭＯ−Ｚｎ合
金を製造した。尚この場合の製造条件は以下の如くであ
った。
モリブデン粉末の平均粒径：２．８５μｍモリブデン粉
末の量ニー１５．７４０ 純モリブデンの融点：２６１’Ｏ℃ 円柱体のかさ密度： ５．１１ｇ／Ｃ１１Ｃ円柱体の予
熱温度＝ ８００℃ ダイスの温度： ２００℃ 亜鉛溶湯ノ注Ｓｍ： ３’Ｏ’ＯＣＣ 亜鉛溶瀾の湯温： ５５０℃ 純亜鉛の融点＋ ４１９．５℃ 加圧力ニ 約５ ’Ｏ’Ｏｋａ／♂ 第１９図は上述の如く製造された１ｙｌｏ−７ｎ合金の
断面組織を１ ’０ ’Ｏ倍にて示す光学顕微鏡写真で
ある。この第１９図より、この実施例によれば、均−且
微細な組織のＭｏ−Ｚｎ合金（マクロの組成は５８．９
ｗｔ％Ｍ０，４１．１ｗｔ％７１１）を製造することが
できることが解る。また上述の如く製造された１ｙｌｏ
−，７−ｎ合金をＥＰＭＡ分析に供したところ、純モリ
ブデンのみよりなる核と、該核の周りのＭｏ２．７ｎの
相と、更にその周りのＭＯＺｌ）３の相とよりなってお
り、実質的に純モリブデンのみよりなる部分の存在は認
められなかった。
末の量ニー１５．７４０ 純モリブデンの融点：２６１’Ｏ℃ 円柱体のかさ密度： ５．１１ｇ／Ｃ１１Ｃ円柱体の予
熱温度＝ ８００℃ ダイスの温度： ２００℃ 亜鉛溶湯ノ注Ｓｍ： ３’Ｏ’ＯＣＣ 亜鉛溶瀾の湯温： ５５０℃ 純亜鉛の融点＋ ４１９．５℃ 加圧力ニ 約５ ’Ｏ’Ｏｋａ／♂ 第１９図は上述の如く製造された１ｙｌｏ−７ｎ合金の
断面組織を１ ’０ ’Ｏ倍にて示す光学顕微鏡写真で
ある。この第１９図より、この実施例によれば、均−且
微細な組織のＭｏ−Ｚｎ合金（マクロの組成は５８．９
ｗｔ％Ｍ０，４１．１ｗｔ％７１１）を製造することが
できることが解る。また上述の如く製造された１ｙｌｏ
−，７−ｎ合金をＥＰＭＡ分析に供したところ、純モリ
ブデンのみよりなる核と、該核の周りのＭｏ２．７ｎの
相と、更にその周りのＭＯＺｌ）３の相とよりなってお
り、実質的に純モリブデンのみよりなる部分の存在は認
められなかった。
更に上述の如く製造されたＭｏ−Ｚｎ合金は耐熱性に優
れた合金であることが認められた。
れた合金であることが認められた。
実施例１６
第７図に示されたコールドヂレンバ式ダイカスト装置を
用いて、第一の金属として金（Ａｕ ＞を選定し、第二
の金属としてマグネシウム（Ｍ（１）を選定して前述の
実施例１５の場合と同様の要領にてＡＬＩ−ｔＶＩｏ合
金を製造した。尚この場合の製造条件は以下の如くであ
った。
用いて、第一の金属として金（Ａｕ ＞を選定し、第二
の金属としてマグネシウム（Ｍ（１）を選定して前述の
実施例１５の場合と同様の要領にてＡＬＩ−ｔＶＩｏ合
金を製造した。尚この場合の製造条件は以下の如くであ
った。
金粉末の平均粒径： ６０μｍ
金粉末の量： ２９．９ｇ
純金の融点： １０６３℃
円柱体のかさ密度： ９．６６ｇ／ｃｃ円柱体の予熱温
度： ６００℃ ダイスの温度： ３’Ｏ’Ｏ℃ マグネシウム溶湯の注湯量： ５’Ｏ’ＯＣＣマグネシ
ウム溶潟の湯温： ７５０℃ 純マグネシウムの融点二 ６５０±２℃加圧力ニ ８
’Ｏ’Ｏｋ！＋／ ［１１１’上述の如（製造されたＡ
ｕ−Ｍ！］合金の断面組織を示す光学顕微鏡写真は添付
されていないが、この合金をＥＰＭＡ分析に供したとこ
ろ、純金のみよりなる核と、該核の周りのＭｇＡＬＩ３
の相と、更にその周りのＭ（］５ＡＩＩ２の相とよりな
っており、実質的に純マグネシウムのみよりなる部分の
存在は認められなかった。また上述の如く製造された合
金のマクロの組成は９１．８ｗｔ％ＡＵ１８゜２ｗｔ％
Ｍｏであり、この合金は耐食性に優れた合金であること
が認められた。
度： ６００℃ ダイスの温度： ３’Ｏ’Ｏ℃ マグネシウム溶湯の注湯量： ５’Ｏ’ＯＣＣマグネシ
ウム溶潟の湯温： ７５０℃ 純マグネシウムの融点二 ６５０±２℃加圧力ニ ８
’Ｏ’Ｏｋ！＋／ ［１１１’上述の如（製造されたＡ
ｕ−Ｍ！］合金の断面組織を示す光学顕微鏡写真は添付
されていないが、この合金をＥＰＭＡ分析に供したとこ
ろ、純金のみよりなる核と、該核の周りのＭｇＡＬＩ３
の相と、更にその周りのＭ（］５ＡＩＩ２の相とよりな
っており、実質的に純マグネシウムのみよりなる部分の
存在は認められなかった。また上述の如く製造された合
金のマクロの組成は９１．８ｗｔ％ＡＵ１８゜２ｗｔ％
Ｍｏであり、この合金は耐食性に優れた合金であること
が認められた。
大菊［
第７図に示されたコールドチャンバ式ダイカスト装置を
用いて、第一の金属としてジルコニウム（Ｚｒ ＞を選
定し、第二の金属としてアルミニウム（ＡＩ）を選定し
て前述の実施例１５の場合と同様の要領にてＺｒ−Ａｌ
合金を製造した。尚この場合の製造条件は以下の如くで
あった。
用いて、第一の金属としてジルコニウム（Ｚｒ ＞を選
定し、第二の金属としてアルミニウム（ＡＩ）を選定し
て前述の実施例１５の場合と同様の要領にてＺｒ−Ａｌ
合金を製造した。尚この場合の製造条件は以下の如くで
あった。
ジルコニウム粉末の平均粒径： ３５μｍジルコニウム
粉末の量： ９．９３（１純ジルコニウムの融点： １
８５２℃ 円柱体のかさ密度： ３．２３＋１／ＣＣ円柱体の予熱
温度： ８００℃ ダイスの温度： ３００℃ アルミニウム溶湯の注湯ｆｆｉ： ５００ｃｃアルミニ
ウム溶湯の湯温： ８００℃ 純アルミニウムの融点二 ６６０℃ 加圧力ニ 約８ ’Ｏ’Ｏｋｇ／ ［Ｉｎ’上述の如く
製造されたＺ ｒ 、−Ａ Ｉ合金の断面組織を示す光
学顕微鏡写真は添付されていないが、この合金をＥＰＭ
Ａ分析に供したどころ、純ジルコニウムのみよりなる核
と、該核の周りのＺｒ３Ａｌの相と、更にその周りのＺ
ｒＡｌｐの相とよりなっており、実質的に純マグネシウ
ムのみよりなる部分の存在は認められなかった。また上
述の如く製造された合金のマクロの組成は７’０．５ｗ
ｔ％Ｚｒ 、２９．５ｗｔ％Ａｆｔ−あ’）、コ（７）
合金ハ耐熱性に優れた合金であることが認められた。
粉末の量： ９．９３（１純ジルコニウムの融点： １
８５２℃ 円柱体のかさ密度： ３．２３＋１／ＣＣ円柱体の予熱
温度： ８００℃ ダイスの温度： ３００℃ アルミニウム溶湯の注湯ｆｆｉ： ５００ｃｃアルミニ
ウム溶湯の湯温： ８００℃ 純アルミニウムの融点二 ６６０℃ 加圧力ニ 約８ ’Ｏ’Ｏｋｇ／ ［Ｉｎ’上述の如く
製造されたＺ ｒ 、−Ａ Ｉ合金の断面組織を示す光
学顕微鏡写真は添付されていないが、この合金をＥＰＭ
Ａ分析に供したどころ、純ジルコニウムのみよりなる核
と、該核の周りのＺｒ３Ａｌの相と、更にその周りのＺ
ｒＡｌｐの相とよりなっており、実質的に純マグネシウ
ムのみよりなる部分の存在は認められなかった。また上
述の如く製造された合金のマクロの組成は７’０．５ｗ
ｔ％Ｚｒ 、２９．５ｗｔ％Ａｆｔ−あ’）、コ（７）
合金ハ耐熱性に優れた合金であることが認められた。
実施例１８
第１図に示された高圧鋳造装置を用いて、第一の金属と
してマンガン（Ｍｎ ）を選定し、第二の金属としてア
ルミニウム合金（ＪＩＳ規格ＡＣ４Ｃ）を選定して前述
の実施例１の場合と同様の要領にてマンガン及びケイ素
を主要合金添加元素とするアルミニウム合金を製造した
。尚この実施例に於ける製造条件は以下の如くであった
。
してマンガン（Ｍｎ ）を選定し、第二の金属としてア
ルミニウム合金（ＪＩＳ規格ＡＣ４Ｃ）を選定して前述
の実施例１の場合と同様の要領にてマンガン及びケイ素
を主要合金添加元素とするアルミニウム合金を製造した
。尚この実施例に於ける製造条件は以下の如くであった
。
マンガン粉末の平均粒径： ４０μｍ
マンガン粉末のＬｋ： １１．４６＜１純マンガンの融
点： １２４５℃ 円柱体のかさ密度： ３．７２ ｇ／ｃｃ円柱体の予熱
温度二 ８００℃ 鋳型の温度： ３００℃ アルミニウム合金溶湯の注’ｌｌＡｍ： ４５０ＣＣア
ルミニウム合金溶湯のｍ渇： ７５０℃アルミニウム合
金の融点： ５８０℃ 加圧力ニ 約１０ ’Ｏ’Ｏｋｇ／億９第９第２０ ケイ素を主要合金添加元素どするアルミニウム合金の断
面組織を１ ’Ｏ ’Ｏ倍にて示づ光学顕微鏡写真であ
る。この第２０図より、この実施例によれば、均−且比
較的微細な組織のアルミニウム合金（マクロの組成は７
３．４ｗｔ％Ｍｎ 、２４．６６ｗｔ％Ａｔ 、１．８
６ｗｔ％Ｓ１１残部Ｍｕ及び不純物）を製造することが
できることが解る。また上述の如く製造されたアルミニ
ウム合金をＥＰＭＡ分析に供したところ、純マンガンの
みよりなる核と、該核の周りのＭｎＡｌの相と、更にそ
の周りのＭｎＡｌ９の相とよりなっており、実質的にア
ルミニウム合金（ＪＩＳ規格八〇へ Ｃ）のみよりなる
部分の存在は認められなかった。更に上述の如く製造さ
れたアルミニウム合金は耐食性に優れた合金であること
が認められた。
点： １２４５℃ 円柱体のかさ密度： ３．７２ ｇ／ｃｃ円柱体の予熱
温度二 ８００℃ 鋳型の温度： ３００℃ アルミニウム合金溶湯の注’ｌｌＡｍ： ４５０ＣＣア
ルミニウム合金溶湯のｍ渇： ７５０℃アルミニウム合
金の融点： ５８０℃ 加圧力ニ 約１０ ’Ｏ’Ｏｋｇ／億９第９第２０ ケイ素を主要合金添加元素どするアルミニウム合金の断
面組織を１ ’Ｏ ’Ｏ倍にて示づ光学顕微鏡写真であ
る。この第２０図より、この実施例によれば、均−且比
較的微細な組織のアルミニウム合金（マクロの組成は７
３．４ｗｔ％Ｍｎ 、２４．６６ｗｔ％Ａｔ 、１．８
６ｗｔ％Ｓ１１残部Ｍｕ及び不純物）を製造することが
できることが解る。また上述の如く製造されたアルミニ
ウム合金をＥＰＭＡ分析に供したところ、純マンガンの
みよりなる核と、該核の周りのＭｎＡｌの相と、更にそ
の周りのＭｎＡｌ９の相とよりなっており、実質的にア
ルミニウム合金（ＪＩＳ規格八〇へ Ｃ）のみよりなる
部分の存在は認められなかった。更に上述の如く製造さ
れたアルミニウム合金は耐食性に優れた合金であること
が認められた。
実施例１９
第１図に示された高圧鋳造装置を用いて、第一の金属と
してクロム（Ｃｒ’）を選定し、第二の金属としてアル
ミニウム合金（ＪＩｓ規格ΔＣ４Ｃ）を選定して、前述
の実施例１の場合と同様の要領にてクロム及びケイ素を
主要合金添加元素とするアルミニウム合金を製造した。
してクロム（Ｃｒ’）を選定し、第二の金属としてアル
ミニウム合金（ＪＩｓ規格ΔＣ４Ｃ）を選定して、前述
の実施例１の場合と同様の要領にてクロム及びケイ素を
主要合金添加元素とするアルミニウム合金を製造した。
尚この実施例に於ける製造条件は以下の如くであった。
クロム粉末の平均粒径： ２μ１１
クロム粉末の量： １１．０８（＋
純クロムの融点： １８７５℃
円柱体のかさ密度：３．６ ｇ／ｃｃ
円柱体の予熱温度： ６’Ｏ’Ｏ℃
鋳型の温度＝ ３００℃
アルミニウム合金溶湯の注湯量： ４５０ｃｃアルミニ
ウム合金溶渇のｍ温： ７５０℃アルミニウム合金の融
点： ５８０℃ 加圧力ニ 約１ ’Ｏ ’Ｏ ’Ｏ ｋｇ／促９第９第
２１ イ素を主要合金添加元素とするアルミニウム合金の断面
組織を１ ’Ｏ ’Ｏ倍にて示す光学顕微鏡写真である
。この第２１図より、この実施例によれば、均−且比較
的微細な組織のアルミニウム合金（マクロの組成は７２
．７ｗｔ％Ｃｒ 、２５．３１ｗｔ％Ａｌ 、ｉ．９１
ｗｔ％Ｓｉｓ残部ＩＶＨＩ及び不純物）を製造すること
ができることが解る。また上述の如く製造されたアルミ
ニウム合金をＥＰＭＡ分析に供したところ、純クロムの
みよりなる核と、該核の周りのＣｒ ｓ Ａｔの相と、
更にその周りのＣｒ２ＡＩ５の相とよりなっており、実
質的にアルミニウム合金（ＪＩＳ規格ＡＣ４Ｃ）のみよ
りなる部分の存在は認められなかった。更に上述の如く
製造されたアルミニウム合金は非常に耐熱性に優れた合
金であることが認められた。
ウム合金溶渇のｍ温： ７５０℃アルミニウム合金の融
点： ５８０℃ 加圧力ニ 約１ ’Ｏ ’Ｏ ’Ｏ ｋｇ／促９第９第
２１ イ素を主要合金添加元素とするアルミニウム合金の断面
組織を１ ’Ｏ ’Ｏ倍にて示す光学顕微鏡写真である
。この第２１図より、この実施例によれば、均−且比較
的微細な組織のアルミニウム合金（マクロの組成は７２
．７ｗｔ％Ｃｒ 、２５．３１ｗｔ％Ａｌ 、ｉ．９１
ｗｔ％Ｓｉｓ残部ＩＶＨＩ及び不純物）を製造すること
ができることが解る。また上述の如く製造されたアルミ
ニウム合金をＥＰＭＡ分析に供したところ、純クロムの
みよりなる核と、該核の周りのＣｒ ｓ Ａｔの相と、
更にその周りのＣｒ２ＡＩ５の相とよりなっており、実
質的にアルミニウム合金（ＪＩＳ規格ＡＣ４Ｃ）のみよ
りなる部分の存在は認められなかった。更に上述の如く
製造されたアルミニウム合金は非常に耐熱性に優れた合
金であることが認められた。
実施例２０
第１図に示された高圧鋳造装置を用いて、第一の金属と
してケイ素（Ｓｌ）を選定し、第二の金属としてマグネ
シウム合金（ＡＳＴＭ規格Ａ 、２ ９１Ｇ）を選定し
て、前述の実施例１の場合と同様の要領にてケイ素、ア
ルミニウム及び亜鉛を主要合金添加元素とするマグネシ
ウム合金を製造した。
してケイ素（Ｓｌ）を選定し、第二の金属としてマグネ
シウム合金（ＡＳＴＭ規格Ａ 、２ ９１Ｇ）を選定し
て、前述の実施例１の場合と同様の要領にてケイ素、ア
ルミニウム及び亜鉛を主要合金添加元素とするマグネシ
ウム合金を製造した。
尚この実施例に於ける製造条件は以下の如くであった。
ケイ素粉末の平均粒径： ６０μｍ
ケイ素粉末の量：３．６（１
純り゛イ素の融点： １４１０℃
円柱体のかさ密度： １．１７ｏ／ｃｃ円柱体の予熱温
度： ６００℃ 鋳型の温度： ３’Ｏ’Ｏ℃ マグネシウム合金溶湯の注／Ｊ ｆｉｔ ： ４ ５
’Ｏ ｃｃマグネシウム合金溶溶湯湯温： ７’Ｏ’Ｏ
℃マグネシウム合金の融点： ５７０℃ 加圧力ニ ７５’Ｏｋｃ＋／鍾２ 第２２図は上述の如く製造されたケイ素、アルミニウム
及び亜鉛を主要合金添加元素とするマグネシウム合金の
断面組織を１ ’Ｏ ’Ｏ倍にて示づ光学顕微鏡写真で
ある。この第２２図より、この実施例によれば、均−且
比較的微細な組織のマグネシウム合金（マクロの組成は
５７．３ｗｔ％Ｓｔ 、 ３８．４３ｗｔ％Ｍｕ 、３
．８４ｗｔ％Ａｌ 、０．４３ｗｔ％Ｚｎ）を製造する
ことができることが解る。
度： ６００℃ 鋳型の温度： ３’Ｏ’Ｏ℃ マグネシウム合金溶湯の注／Ｊ ｆｉｔ ： ４ ５
’Ｏ ｃｃマグネシウム合金溶溶湯湯温： ７’Ｏ’Ｏ
℃マグネシウム合金の融点： ５７０℃ 加圧力ニ ７５’Ｏｋｃ＋／鍾２ 第２２図は上述の如く製造されたケイ素、アルミニウム
及び亜鉛を主要合金添加元素とするマグネシウム合金の
断面組織を１ ’Ｏ ’Ｏ倍にて示づ光学顕微鏡写真で
ある。この第２２図より、この実施例によれば、均−且
比較的微細な組織のマグネシウム合金（マクロの組成は
５７．３ｗｔ％Ｓｔ 、 ３８．４３ｗｔ％Ｍｕ 、３
．８４ｗｔ％Ａｌ 、０．４３ｗｔ％Ｚｎ）を製造する
ことができることが解る。
また上述の如く製造されたマグネシウム合金をＥＰＭＡ
分析に供したところ、純ケイ素のみよりなる核と、該核
の周りの５ｉ３ｆＶＨ１ｉの相と、更にその周りのＳｆ
Ｍｌｌｐの相とよりなっており、実質的にマグネシウム
合金（ＡＳＴＭ規格Ａ７９１Ｃ）のみよりなる部分の存
在は認められなかった。
分析に供したところ、純ケイ素のみよりなる核と、該核
の周りの５ｉ３ｆＶＨ１ｉの相と、更にその周りのＳｆ
Ｍｌｌｐの相とよりなっており、実質的にマグネシウム
合金（ＡＳＴＭ規格Ａ７９１Ｃ）のみよりなる部分の存
在は認められなかった。
更に上述の如く製造されたマグネシウム合金は耐璋耗性
に優れていることが認められた。
に優れていることが認められた。
衷ＩＬヱ」−
第７図に示されたコールドチャンバ式ダイカスト装置を
用いて、第一の金属としてニッケル（Ｎｉ）を選定し、
第二の金属として亜鉛合金（ＪＩＳ規格２ＤＣ１）を選
定して、前述の実施例１５の場合と同様の要領にてニッ
ケル、アルミニウム及び銅を主要合金添加元素とする亜
鉛合金を製造した。尚この実施例の製造条イ１は以下の
如くであつｌこ。
用いて、第一の金属としてニッケル（Ｎｉ）を選定し、
第二の金属として亜鉛合金（ＪＩＳ規格２ＤＣ１）を選
定して、前述の実施例１５の場合と同様の要領にてニッ
ケル、アルミニウム及び銅を主要合金添加元素とする亜
鉛合金を製造した。尚この実施例の製造条イ１は以下の
如くであつｌこ。
ニッケル粉末の平均粒径： １μｍ
ニッケル粉末の量： １３．７＋１
純ニツケルの融点： １４５３℃
円柱体のかさ密度： ４．４５ｇ／ｃｃダイスの温度＝
２００℃ 亜鉛溶湯の注湯量： ３’Ｏ’ＯＣＣ 亜鉛溶湯のＳ温： ５５０℃ 純亜鉛の融点： ４１９．５℃ 加圧力ニ７５０ｋｇ／１ｌｌｌ！！ 第２３図は上述の如く製造されたニッケル、アルミニウ
ム及び銅を主要合金添加元素とする亜鉛合金の断面組織
を４００倍にて示す光学顕微鏡写真である。この第２３
図より、この実施例によれば、均−且微細な組織の亜鉛
合金（マクロの組成は５５．５ｗｔ％Ｎｉ 、４２．３
４ｗｔ％Ｚｒｌ、１゜７１ｗｔ％Ａｌ 、０．４５ｗｔ
％ＣＵ＞を製造することができることが解る。また上述
の如く製造された亜鉛合金をＥＰＭＡ分析に供したとこ
ろ、純ニッケルのみよりなる核と、該核の周りのＮｉ３
Ｚｎ！の相と、更にその周りのＮｉ＋１Ｚｎ５の相とよ
りなっており、実質的に亜鉛合金（ＪＩＳ規格７ＤＣ１
）のみよりなる部分の存在は認められなかった。更に上
述の如く製造された亜鉛合金は耐食性及び減衰特性に優
れていることが認められた。
２００℃ 亜鉛溶湯の注湯量： ３’Ｏ’ＯＣＣ 亜鉛溶湯のＳ温： ５５０℃ 純亜鉛の融点： ４１９．５℃ 加圧力ニ７５０ｋｇ／１ｌｌｌ！！ 第２３図は上述の如く製造されたニッケル、アルミニウ
ム及び銅を主要合金添加元素とする亜鉛合金の断面組織
を４００倍にて示す光学顕微鏡写真である。この第２３
図より、この実施例によれば、均−且微細な組織の亜鉛
合金（マクロの組成は５５．５ｗｔ％Ｎｉ 、４２．３
４ｗｔ％Ｚｒｌ、１゜７１ｗｔ％Ａｌ 、０．４５ｗｔ
％ＣＵ＞を製造することができることが解る。また上述
の如く製造された亜鉛合金をＥＰＭＡ分析に供したとこ
ろ、純ニッケルのみよりなる核と、該核の周りのＮｉ３
Ｚｎ！の相と、更にその周りのＮｉ＋１Ｚｎ５の相とよ
りなっており、実質的に亜鉛合金（ＪＩＳ規格７ＤＣ１
）のみよりなる部分の存在は認められなかった。更に上
述の如く製造された亜鉛合金は耐食性及び減衰特性に優
れていることが認められた。
支ｉ九２２
第９図に示された横形遠心鋳造装置を用いて、第一の金
属としてＣＬＩ−２ｎ合金（６０％Ｃｕ。
属としてＣＬＩ−２ｎ合金（６０％Ｃｕ。
４０％Ｚｎ）を選定し、第二の金属としてアルミニウム
（ＡＩ）を−選定して、前述の実施例３の場合と同様の
要領にｒｃｕ −Ｚｎ−Ａ１合金を製造した。この実施
例に於ける製造条件は以下の如く−であった。但しＱｕ
−Ｚｎ合金は粉末ではなく、平均繊維径８０μｍ、平均
繊維長３＋ｎｌの不連続繊維であった。
（ＡＩ）を−選定して、前述の実施例３の場合と同様の
要領にｒｃｕ −Ｚｎ−Ａ１合金を製造した。この実施
例に於ける製造条件は以下の如く−であった。但しＱｕ
−Ｚｎ合金は粉末ではなく、平均繊維径８０μｍ、平均
繊維長３＋ｎｌの不連続繊維であった。
Ｃｕ−、ｚｎ合金繊維１７）ｆｆｉ： ９．８５ｇＱｕ
−；ｌｎ合金の融点： ９００℃ 直方体のかさ密度： ２．４６ ａ／ｃｃ直方体の予熱
温度二 ８００℃− 鋳型の温度＝ ２００℃ アルミニウム溶湯の注湯５１： ８００ｃｃアルミニウ
ム溶湯の湯温： ８００℃ 純アルミニウムの融点： ６６０℃ 鋳枠の回転速痩： ２０’０ｒｌ）ＩＩＩ。
−；ｌｎ合金の融点： ９００℃ 直方体のかさ密度： ２．４６ ａ／ｃｃ直方体の予熱
温度二 ８００℃− 鋳型の温度＝ ２００℃ アルミニウム溶湯の注湯５１： ８００ｃｃアルミニウ
ム溶湯の湯温： ８００℃ 純アルミニウムの融点： ６６０℃ 鋳枠の回転速痩： ２０’０ｒｌ）ＩＩＩ。
第２４図は上述の如く製造されたＣＬＩ −Ｚｎ −Ａ
１合金の断面組織を１０’Ｏ倍にて示す光学顕微鏡写真
である。この第２４図より、この実施例によれば、均一
な組織のＣｕ −Ｚｎ−Ａ１合金（マクロの組成は３４
．’Ｏｗｔ％Ｑｕ １２２．６ｗｔ％７ｎ１４３．４ｗ
ｔ％Ａ＋）を製造することができるが、多孔質体を構成
する第一の金属が不連続繊維である場合には、微細な粉
末の場合に比して得られる合金の組織が多少粗くなるこ
とが解る。また上述の如く製造されたＣｕ−７ｎ−Ａ１
合金をＥＰＭＡ分析に供したところ、Ｃｕ ａ Ｚｎ
２ Ａｔ ｓよりなる核と、該核の周りのＣｕ Ｚｎ
＋５．２８ｔ％Ａ１の相と、更にその周りのＣＵａＡｌ
＋ｏ→−２゜７ｗｔ％Ｚｎの相とよりなっており、実質
的に純アルミニウムのみよりなる部分の存在は認められ
なかった。更に上述の如く製造されたＣｕ −ｚｎ −
Ａ１合金は耐食性及び強度に優れた合金であることが認
められた。
１合金の断面組織を１０’Ｏ倍にて示す光学顕微鏡写真
である。この第２４図より、この実施例によれば、均一
な組織のＣｕ −Ｚｎ−Ａ１合金（マクロの組成は３４
．’Ｏｗｔ％Ｑｕ １２２．６ｗｔ％７ｎ１４３．４ｗ
ｔ％Ａ＋）を製造することができるが、多孔質体を構成
する第一の金属が不連続繊維である場合には、微細な粉
末の場合に比して得られる合金の組織が多少粗くなるこ
とが解る。また上述の如く製造されたＣｕ−７ｎ−Ａ１
合金をＥＰＭＡ分析に供したところ、Ｃｕ ａ Ｚｎ
２ Ａｔ ｓよりなる核と、該核の周りのＣｕ Ｚｎ
＋５．２８ｔ％Ａ１の相と、更にその周りのＣＵａＡｌ
＋ｏ→−２゜７ｗｔ％Ｚｎの相とよりなっており、実質
的に純アルミニウムのみよりなる部分の存在は認められ
なかった。更に上述の如く製造されたＣｕ −ｚｎ −
Ａ１合金は耐食性及び強度に優れた合金であることが認
められた。
実施例２３
第１図に示された高圧鋳造装置を用いて、第一の金属と
して鉄合金ＬＪＩＳ規格Ｓ Ｕ Ｓ ３ ’０４ ）を
選定し、第二の金属としてアルミニウム合金（Ｊ Ｉ
５ＩＩＡＣ４Ｃ）を選定してＦｅ−Ａｌ合金を製造した
。
して鉄合金ＬＪＩＳ規格Ｓ Ｕ Ｓ ３ ’０４ ）を
選定し、第二の金属としてアルミニウム合金（Ｊ Ｉ
５ＩＩＡＣ４Ｃ）を選定してＦｅ−Ａｌ合金を製造した
。
まず平均厚さ５’ＯμｍＳ縦３’Ｑｍｍ、横１０ＩｎＩ
ｌｌのステンレス鋼（融点１４８０℃）製の箔を重ね合
わせてかさ密度３．９４０／ＣＣにて３ ’ＯＸ １
’ＯＸ１０直方体（１１，８２ｇ＞に成形し、該円柱体
を８ ’Ｏ０℃に予熱した後前述の実施例１の場合と同
様の要領にて合金化を行った。尚アルミニウムの溶湯の
湯温は７５０℃であった。
ｌｌのステンレス鋼（融点１４８０℃）製の箔を重ね合
わせてかさ密度３．９４０／ＣＣにて３ ’ＯＸ １
’ＯＸ１０直方体（１１，８２ｇ＞に成形し、該円柱体
を８ ’Ｏ０℃に予熱した後前述の実施例１の場合と同
様の要領にて合金化を行った。尚アルミニウムの溶湯の
湯温は７５０℃であった。
上述の如く製造されたＦｅ−Ａｌ合金の断面組織を示す
光学顕微鏡写真は添付されていないが、この実施例に於
て、多孔質体を構成する第一の金属が箔である場合はそ
れが粉末である場合に比して得られる合金組織が粗くな
るが、この実施例の場合の如く第一の金属の箔にて多孔
質体を形成すれば、製造される合金の物理的性質等に方
向性を付与することができることが認められた。また上
述の如く製造されたＦｅ−Ａｌ合金をＥＰＭＡ分析に供
したところ、層状の鉄合金（Ｆｅ−１８Ｃｒ−８Ｎ＋）
の相と、その両側のＦｅａＡＩの相と、その外側のＦｅ
２ Ａｌ ａの相とよりなっており、実施的にアルミ
ニウム合金（ＪＩＳ規格ＡＣ４Ｇ）のみよりなる部分の
存在は認められながっｗｔ％Ｃ’ Ｍ ５ 、９６ｗｔ
％Ｎｉであり、この合金は耐熱性及び強度に優れた合金
であることが認められた。
光学顕微鏡写真は添付されていないが、この実施例に於
て、多孔質体を構成する第一の金属が箔である場合はそ
れが粉末である場合に比して得られる合金組織が粗くな
るが、この実施例の場合の如く第一の金属の箔にて多孔
質体を形成すれば、製造される合金の物理的性質等に方
向性を付与することができることが認められた。また上
述の如く製造されたＦｅ−Ａｌ合金をＥＰＭＡ分析に供
したところ、層状の鉄合金（Ｆｅ−１８Ｃｒ−８Ｎ＋）
の相と、その両側のＦｅａＡＩの相と、その外側のＦｅ
２ Ａｌ ａの相とよりなっており、実施的にアルミ
ニウム合金（ＪＩＳ規格ＡＣ４Ｇ）のみよりなる部分の
存在は認められながっｗｔ％Ｃ’ Ｍ ５ 、９６ｗｔ
％Ｎｉであり、この合金は耐熱性及び強度に優れた合金
であることが認められた。
尚以上の各実施例に於て、第一の金属よりなる多孔質体
を室温以上の温度に予熱しない場合にも、従来の焼結法
の場合に比して高密度の合金を製造することができ、ま
た高圧鋳造装置が使用された上述の各実施例に於て、プ
ランジャにより第二の金属の溶湯が加圧されない場合に
も、焼結法の場合に比して高密度の合金を製造づること
ができることが確認されている。
を室温以上の温度に予熱しない場合にも、従来の焼結法
の場合に比して高密度の合金を製造することができ、ま
た高圧鋳造装置が使用された上述の各実施例に於て、プ
ランジャにより第二の金属の溶湯が加圧されない場合に
も、焼結法の場合に比して高密度の合金を製造づること
ができることが確認されている。
以上に於ては、本発明を種々の実施例について詳細に説
明したが、本発明はこれらの実施例に限定されるもので
はなく、本発明の範囲内にて種々の実施例が可能である
ことは当業者にとって明らかであろう。
明したが、本発明はこれらの実施例に限定されるもので
はなく、本発明の範囲内にて種々の実施例が可能である
ことは当業者にとって明らかであろう。
第１図は本発明の合金の製造方法に於て使用されるに好
適な一つの高圧＃造装置を示す縦断面図、第２図は本発
明に従って製造されたＴｉ−Ａｌ合金の断面組織を１０
０倍にて示す光学顕微鏡写真、第３図乃至第５図、はそ
れぞれ本発明に従って粕造すレタＴ ｉ −Ａ Ｉ 合
金（１） Ｅ Ｐ Ｍ Ａ ＧＣヨル５ ’Ｏ’Ｏ倍の
二次電子像、Ｔｉ−Ｋａ線像、ＡＩ −ＫＵ＠＠。 第６図は本発明の合金の製造方法に於て使用されるに好
適なコールドチャンバ式ダイカスト装置を示す部分縦断
面図、第７図は本発明に従って製造されたＡａ−Ａ１合
金の断面組織を１００倍にて示す光学顕微鏡写真、第８
図は本発明の合金の製造方法に於て使用されるに好適な
横形遠心鋳造装置を示す縦断面図、第９図は本発明に従
って製造されたＡｌ−Ｐｂ合金の断面組織を１ ’Ｏ’
Ｏ（８にて示す光学顕微鏡写真、第１０図は本発明の合
金の製造方法に於て使用されるに好適な減圧鋳造装置を
示す縦断面図、第１１図は本発明に従って製造された５
ｉ−ＣＬＩ合金の断面組織を１００倍にて示す光学顕微
鏡写真、第１２図は本発明の合金の製造方法に於て使用
されるに好適な低圧鋳造装置を示す縦断面図、第１３乃
至第２４図はそれぞれ本発明に従って製造されたＧｏ−
Ａ１合金、Ｎｉ−Ｍｇ合金、Ｃｕ−３ｎ合金、Ｔａ−Ａ
ｌ合金、Ｆｅ−Ａｌ合金、Ｎｂ−Ａ１合金、ＭＯ−、ｌ
ｎ合金、Ｍｎ−Ａｌ合金、０ｒ−Ａ１合金、Ｓ＋−Ｍｇ
合金、Ｎｉ−７ｎ合金、Ｃｕ −Ｚｎ−Ａ１合金の断面
組織を１００倍（第２３図は４ ’Ｏ’Ｏ倍）にて示す
光学顕微鏡写真である。 １・・・鋳型、２・・・多孔質体、３・・・溶湯、４・
・・モールドキャビティ、５・・・プランジャ、６・・
・ノックアウトピン、８・・・ダイス取付板、９・・・
鋳込みスリーブ、１０・・・固定ダイス、１１・・・可
動ダイス、１２・・・モールドキャビティ、１３・・・
多孔質体、１４・・・プランジャロッド、１５・・・プ
ランジｔ、１６・・・注入０．１７・・・溶湯、１９・
・・鋳枠、２’０，２１・・・端壁、２２・・・鋳型、
２３．２４・・・ローラ、２５・・・軸線、２６・・・
多孔質体、２７・・・樋、２８・・・溶湯、２９・・・
容器、３’０，３１・・・導管、３２・・・多孔質体。 ３３・・・容器、３４・・・溶湯、３６・・・上型、３
７・・・下型、３８・・・多孔質体、３９・・・モール
ドキャビティ。 ４０・・・ストーク、４１・・・るつぼ、４２・・・る
つぼ蓋。 ４３・・・密閉空間、４４・・・溶湯、４５・・・圧縮
空気導入ボート、４６・・・ダイベース、４７・・・ダ
イプレート、４８・・・アクヂュ１−タ 特許出願人 トヨタ自動車株式会社 代 理 人 弁理士 明 石 昌 毅 第１図 第６図 第８図 １９ 第１Ｏ図 第１２図
適な一つの高圧＃造装置を示す縦断面図、第２図は本発
明に従って製造されたＴｉ−Ａｌ合金の断面組織を１０
０倍にて示す光学顕微鏡写真、第３図乃至第５図、はそ
れぞれ本発明に従って粕造すレタＴ ｉ −Ａ Ｉ 合
金（１） Ｅ Ｐ Ｍ Ａ ＧＣヨル５ ’Ｏ’Ｏ倍の
二次電子像、Ｔｉ−Ｋａ線像、ＡＩ −ＫＵ＠＠。 第６図は本発明の合金の製造方法に於て使用されるに好
適なコールドチャンバ式ダイカスト装置を示す部分縦断
面図、第７図は本発明に従って製造されたＡａ−Ａ１合
金の断面組織を１００倍にて示す光学顕微鏡写真、第８
図は本発明の合金の製造方法に於て使用されるに好適な
横形遠心鋳造装置を示す縦断面図、第９図は本発明に従
って製造されたＡｌ−Ｐｂ合金の断面組織を１ ’Ｏ’
Ｏ（８にて示す光学顕微鏡写真、第１０図は本発明の合
金の製造方法に於て使用されるに好適な減圧鋳造装置を
示す縦断面図、第１１図は本発明に従って製造された５
ｉ−ＣＬＩ合金の断面組織を１００倍にて示す光学顕微
鏡写真、第１２図は本発明の合金の製造方法に於て使用
されるに好適な低圧鋳造装置を示す縦断面図、第１３乃
至第２４図はそれぞれ本発明に従って製造されたＧｏ−
Ａ１合金、Ｎｉ−Ｍｇ合金、Ｃｕ−３ｎ合金、Ｔａ−Ａ
ｌ合金、Ｆｅ−Ａｌ合金、Ｎｂ−Ａ１合金、ＭＯ−、ｌ
ｎ合金、Ｍｎ−Ａｌ合金、０ｒ−Ａ１合金、Ｓ＋−Ｍｇ
合金、Ｎｉ−７ｎ合金、Ｃｕ −Ｚｎ−Ａ１合金の断面
組織を１００倍（第２３図は４ ’Ｏ’Ｏ倍）にて示す
光学顕微鏡写真である。 １・・・鋳型、２・・・多孔質体、３・・・溶湯、４・
・・モールドキャビティ、５・・・プランジャ、６・・
・ノックアウトピン、８・・・ダイス取付板、９・・・
鋳込みスリーブ、１０・・・固定ダイス、１１・・・可
動ダイス、１２・・・モールドキャビティ、１３・・・
多孔質体、１４・・・プランジャロッド、１５・・・プ
ランジｔ、１６・・・注入０．１７・・・溶湯、１９・
・・鋳枠、２’０，２１・・・端壁、２２・・・鋳型、
２３．２４・・・ローラ、２５・・・軸線、２６・・・
多孔質体、２７・・・樋、２８・・・溶湯、２９・・・
容器、３’０，３１・・・導管、３２・・・多孔質体。 ３３・・・容器、３４・・・溶湯、３６・・・上型、３
７・・・下型、３８・・・多孔質体、３９・・・モール
ドキャビティ。 ４０・・・ストーク、４１・・・るつぼ、４２・・・る
つぼ蓋。 ４３・・・密閉空間、４４・・・溶湯、４５・・・圧縮
空気導入ボート、４６・・・ダイベース、４７・・・ダ
イプレート、４８・・・アクヂュ１−タ 特許出願人 トヨタ自動車株式会社 代 理 人 弁理士 明 石 昌 毅 第１図 第６図 第８図 １９ 第１Ｏ図 第１２図
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 （１）第一の金属と該第−の金属よりも低い融点を有す
る第二の金属とよりなる合金の製造方法にして、前記第
一の金属よりなる多孔質体を形成し、該多孔質体を鋳型
内に配置し、該鋳型内に前記第二の金属の溶湯を注湯し
、前記溶湯を前記多孔質体内に浸透させることにより前
記第一の金属と前記第二の金属とを合金化させ、前記多
孔質体の領域に前記第二の金属が単独では実質的に存在
しない合金を形成することを特徴とする合′金の製造方
法。 （２、特許請求の範囲第１項の合金の製造方法に於て、
前記多孔質体は前記溶湯が前記鋳型内に注湯されるに先
立ち室温以上の温度に加熱されることを特徴とする合金
の製造方法。 （３）特許請求の範囲第２項の合金の製造方法に於て、
前記多孔質体の加熱温度は前記第二の金属の融点よりも
高い温度であることを特徴とする合金の製造方法。 （４）特許請求の範囲第１項乃至第３項の合金の製造方
法に於て、前記溶湯を前記多孔質体内に浸透させる過程
に於ては、前記溶湯は加圧されることを特徴とする合金
の製造方法。
Priority Applications (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP58138180A JPS6029431A (ja) | 1983-07-28 | 1983-07-28 | 合金の製造方法 |
| EP84101011A EP0133191A3 (en) | 1983-07-28 | 1984-02-01 | Method for alloying substances and apparatus for practising the method |
| US06/820,886 US4708847A (en) | 1983-07-28 | 1986-01-17 | Method for alloying substances |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP58138180A JPS6029431A (ja) | 1983-07-28 | 1983-07-28 | 合金の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6029431A true JPS6029431A (ja) | 1985-02-14 |
Family
ID=15215918
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP58138180A Pending JPS6029431A (ja) | 1983-07-28 | 1983-07-28 | 合金の製造方法 |
Country Status (3)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4708847A (ja) |
| EP (1) | EP0133191A3 (ja) |
| JP (1) | JPS6029431A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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