JPS6070144A - 合金の製造方法 - Google Patents

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。

Description

【発明の詳細な説明】 産業上の利用分野 本発明は、合金に係り、更に詳細にはその製造方法に係
る。

従来技術 本願発明者等は、合金元素の溶湯に他の合金元素の溶湯
又は粉末を添加して混合する方法や焼結法による従来の
合金の製造方法に於番プる種々の問題点に鑑み、本願出
願人と同一の出願人の出願に係る特願昭５８−１３８１
８０号に於て、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どを合金化させ
、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
製造方法を提案した。この先の提案に係る合金の製造方
法に放ては、多孔質体内に第二の金属の溶湯を良好に浸
透させるためには、多孔質体が室温以上の温疾に予熱さ
れることが望ましく、従って従来より一般に、鋳型外に
於て多孔質体を」−分子熱し、それを素早く鋳型内に配
置することが行われている。

しかしかかる従来の合金の製造方法に於ては、多孔質体
が大気中の如く酸素を含む雰囲気中にて予熱されると、
多孔質体を構成する第一の金属の粉末等の表面が酸化さ
れ、酸化被膜により第一の金属の粉末等の第二の金属の
溶湯に対する濡れ性が悪化されてしまうので、第二の金
属の溶湯を多孔質体に良好に浸透さすることが困難であ
り、そのため浸透不良部が生じたり、第二の金属の溶湯
を多孔質体に確実に浸透させるべく第二の金属の溶湯を
高圧にて加圧しなければならず、そのため多孔質体の比
較的強度の弱い部分より溶湯が優先的に侵入した場合に
は、製造された合金に割れやマクロ偏析が生じたりする
ことがあるという問題がある。また第一の金属の粉末等
の表面に形成される酸化被膜により第一の金属と第二の
金属とが相互に拡散することが阻害されるので、第一の
金属と第二の金属とが良好に拡散した所望の組織の合金
を製造することが困難であるという問題がある。

発明の目的 本発明は、多孔質体の予熱が行われる先の提案に係る合
金の製造方法に於（プる上述の如き問題に鑑み、かかる
問題が生じることがないよう改善された合金の製造方法
を１足供することを目的としている。

発明の構成 かかる目的は、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、前記多孔質体の表面を前記第二の金属と実質的
に同一の組成の金属にて被覆し、かくして被覆された多
孔質体を加熱し、かくして加熱された多孔質体を鋳型内
に配置し、該鋳型内に前記第二の金属の溶湯を注渇し、
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る合金の製
造方法によって達成される。

発明の作用及び効果 本発明によれば、第一の金属よりなる多孔質体は第二の
金属と実質的に同一の組成の金属にて被覆された状態に
て加熱されるので、多孔質体を構成する第一の金属の粉
末等の表面に酸化被膜が形成されることを回避すること
ができ、これににり第二の金属の溶湯を高圧にて加圧し
なくても第二の金属の溶湯を多孔質体に良好に浸透させ
ることができ、これにより割れやマクロ偏析がなく第一
の金属と第二の金属とが相互に良好に拡散した均一な組
織の合金を製造することができる。

また本発明によれば、第一の金属よりなる多孔質体は第
二の金属と実質的に同一の組成の金属にて被覆された状
態にて加熱され、従って多孔質体を構成する第一の金属
の粉末等の表面に酸化被膜が形成されることが回避され
るので、多孔質体を加熱する際の雰囲気を制御する必要
がなく、多孔質体を大気中にて加熱することも可能であ
り、また多孔質体の表面に施された被覆層は第二の金属
の溶湯により溶融されることによって除去されるので、
第二の金属の溶湯を多孔質体内に浸透させることによっ
て第一の金属と第二の金属とを合金化させる工程に於て
、多孔質体の表面の被覆層を除去することは不要である
。

５− 更に本発明によれば、被覆金属にて被覆された多孔質体
が被覆金属の融点以上の温度に予熱され、これにより被
覆金属が溶融されても、被覆金属は多孔質体を構成する
第一の金属の等の表面に付着しまた個々の粉末等の間に
捕捉された状態に維持されるので、多孔質体を第二の金
属の融点よりも高い温度に加熱することも可能である。

尚、本発明による合金の製造方法に於て、第一の金属よ
りなる多孔質体の表面に第二の金属と実質的に同一の組
成の金属にて被覆することは、多孔質体を被覆金属の溶
湯中に浸漬する方法や、多孔質体の表面に被覆金属を溶
射する等の方法によって行われてよい。また第一の金属
よりなる多孔質体は、粉末、不連続繊維、切粉又はこれ
らの混合物等の圧縮成形体、連続繊組の結束体、箔、薄
板等の積層体であってよい。更に第一の金属及び第二の
金属は単一の金属元素又は合金のいづれであってもよい
。

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。

Ｇ− 実ｍ例」− 先ず第１図に示されている如く、円筒状の孔１を右する
型本体２と、孔１に嵌合するアッパパンチ３及びロアパ
ンチ４とよりなる圧縮成形型を用意した。次いで第１図
に示されている如く型本体２とロアパンチ４とにより郭
定される円筒状の窪み内に平均粒径が６０μｍである１
３．６（Ｉの純銅の粉末を充填し、孔１にアッパパンチ
３を嵌合させ、図には示されていないプレス装置によっ
てアッパパンチ３をロアパンチ４に近付く方向へ押圧す
ることにより純銅の粉末を圧縮し、これによりかさ密度
が４．４７（１／ｃｃである直径１８ｍｍ。

長さ１２＋１１１１１の円柱状の圧縮成形体５を形成し
た。

次いで図には示されていないが圧縮成形体５を湯温６８
０℃の純アルミニウムの溶湯中に５分間浸漬して取出す
ことにより、多孔質体の表°面に厚さ約２１１１１１に
て純アルミニウムの被覆を施し、かくして被覆された多
孔質体を予熱炉（大気雰囲気）内にて５００℃に０．５
時間加熱した。しかる後第２図に図示されている如く、
かくして加熱された圧縮成形体５を２５０℃の鋳型７内
に配置し、該鋳型内に２５０ｃｃ、湯温８００℃の純ア
ルミニウムの溶湯８を注渇し、該溶湯をプランジャ９に
より１０００に！＋／♂の圧力にて加圧し、その加圧状
態を溶湯が完全に凝固するまで保持した。溶湯が完全に
凝固した後、ノックアウトビン１０によって鋳型内にり
凝固体を取り出した。

第３図は上述の如く製造されたＣｕ−Ａｌ合金の断面（
元の圧縮成形体の端面より５ｎ＋ｍであり円筒状側面よ
りＱ、５ｍｍの部分を中心とする断面）を１００倍にて
示す光学顕微鏡写真である。また第４図は圧縮成形体が
モのまま大気中にて５００℃に加熱された点を除き上述
の実施例１と同一の要領及び同一の条件にて製造された
比較例としてのＣｌ１−Ａ１合金の断面を１００倍にて
示す光学顕微鏡写真である。これら第３図及び第４図よ
り、比較例に於けるＣ１１−Ａ１合金に加工は、純銅粉
末の表面に比較的厚い酸化層（第４図に於て黒っぽい部
分）が形成されているのに対し、上述の実施例１に於て
製造されたＣｕ−Ａｌ合金に於ては酸化層は実質的に形
成されておらず、この合金は比較例の合金に比して均一
な組織を有するものであることが解る。尚Ｅ　Ｐ　Ｍ　
Ａによる分析の結果、比較例に於て製造されたＣｕ−Ａ
ｌ合金の第４図に示された部分の酸素含有量は１４．．
２ｗｔ％であるのに対し、実施例１のＱＩｉ−Ａ１合金
の第３図に示された部分のＭ素含有量は元の圧縮成形体
の酸素含有！（０，５ｗｔ％）と実質的に等しい値であ
ることが認められた。

また第５図及び第６図はそれぞれ上述の実施例１及び比
較例に於て製造されたＣＩＪ−Ａ１合金を含む凝固体の
中央断面を３倍にて示す実体写真である。尚これら第５
図及び第６図に於て、ａはＣＵ−Ａ１合金の部分を、ｂ
は銅がアルミニウムの溶湯中に拡散することによって形
成されたＡ１リッチのＣｕ−Ａｌ合金の部分を、Ｃは実
質的にアルミニウムのみよりなる部分をそれぞれ示して
いる。

これら第５図及び第６図より、比較例の合金に於てはア
ルミニウム溶湯の浸透不良部（第６図に９− 於て黒っぽい部分）が発生しており、また組織が粗大で
あるのに対し、実施例１の合金に於ては浸透不良部等の
不良は発生しておらず、この合金は均−且微細な組織を
有するものであることが解る。

尚この実施例１に於て製造されたＣＩＪ−Ａ１合金のマ
クロの組成はＣｕ−２３，４％Ａ１であった。

丸ｉ九り 先ず上述の実施例１の場合と同一の要領にて、平均粒径
が４０μｍである６、２９の耗チタニウムの粉末をかざ
密度２．０４（＋／ＣＣにて直径１８ｍＩＩｌ、高さ１
２ｎ＋ｍの円柱状の圧縮成形体に形成した。

次いでその圧縮成形体を湯温６７０℃の純マグネシウム
溶湯中に５分間浸漬して取出すことにより、圧縮成形体
の表面に厚さ約２．２１の純マグネシウムの被覆を施し
、かくして被覆された圧縮成形体を予熱炉（大気雰囲気
）内にて５００℃に０゜５時間加熱した。しかる後かく
して加熱された圧縮成形体を２５０℃の鋳型内に配置し
、該鋳型内に２５０ｃｃ、、湯温７２０℃の純マグネシ
ウムの溶湯を注渇し、該溶湯を’１０００ｋ（１／、＆
の圧力にて１０− 加圧し、その加圧状態を溶湯が完全に凝固するまで保持
した。溶湯が完全に凝固した後、ノックアウトビンによ
って鋳型内より凝固体を取り出した。

また比較の目的で、圧縮成形体がそのまま大気中にて５
００℃に加熱された点を除き上述の実施例２の場合ど同
一の要領及び同一の条件にて製造されたＴｉ　−Ｍ（Ｉ
合金を含む凝固体を形成した。

これらの凝固体をその中央断面にて切断し、それらの断
面を光学顕微鏡にて観察したところ、比較例の合金に於
ては多数の割れが発生していたのに対し、上述の実施例
２に於て形成された凝固体の合金部分には割れ等の不良
は発生しておらず、この合金は均一な組織を有している
ことが認められた。尚この実施例２に於て製造されたＴ
ｔ　−Ｍ。

合金のマクロの組成はＴｉ−３１，８％Ｍ（＋であり、
またＥＰＭＡ分析の結果、比較例に於て製造されたＴｉ
−Ｍ（＋合金の表面層の酸素含有量は９゜３ｗｔ％であ
るのに対し、実施例２のＴｉ−ＭＯ合金の表面層の酸素
含有間は元の圧縮成形体の酸素含有量（２，２ｗｔ％）
と実質的に等しい値であることが認められた。

実施例３ 先ず上述の実施例１の場合と同一の要領にて、平均粒径
が４０μｍである１２．５（Ｉの純マンガン粉末をかさ
密度４．０９ｇ／ｃｃにて直径１８ｍｍ。

長さ１２酎１の円柱状の圧縮成形体に形成した。次いで
その圧縮成形体を湯温６７０’Ｃのアルミニウム合金（
ＪＩＳ規格ＡＣ４Ｇ＞の溶湯中に５分間浸漬して取出す
ことにより、圧縮成形体の表面に厚さ約２１１１１１１
のアルミニウム合金の被覆を施し、かくして被覆された
圧縮成形体を予熱炉（大気雰囲気）内ニて４．５０℃に
０．５時間加熱した。しかる後かくして加熱された圧縮
成形体を２５０℃の鋳型内に配置し、該鋳型内に２５０
　ｃｃ、湯温７５０℃のアルミニウム合金ＬＪＩＳ規格
Ａ　Ｃ４Ｃ）の溶湯を注渇し、該溶湯をプランジャによ
り７５０　ｋｇ／。９の圧力にて加圧し、その加圧状態
を溶湯が完全に凝固するまで保持した。溶湯が完全に凝
固した後プランジャによって鋳型内より凝固体を取り出
した。

また比較の目的で、圧縮成形体がそのまま大気中にて４
５０℃に加熱された点を除き上述の実施例３の場合と同
一の要領及び同一の条件にて製造されたＭｎ−Ａｌ合金
を含む凝固体を形成した。

これらの凝固体をその中央断面にて切断し、それらの断
面を光学顕微鏡にて観察したところ、比較例の合金に於
ては多数の割れが発生していたのに対し、−上述の実施
例３に於て形成された凝固体の合金部分には割れ等の不
良は発生しておらず、この合金は均一な組織を有してい
ることが認められた。尚この実施例３に於て製造された
１ｙｊｎ　−Ａ１合金のマクロの組成はＭｎ−２２，８
％Ａ１であり、また比較例に於て製造されたＭｎ−Ａｌ
合金の表面層の酸素含有間は１２．５ｗｔ％であるのに
対し、実施例３のＭｎ−Ａｌ合金の表面層の酸素含有ｍ
は元の圧縮成形体の酸素含有ｆｆ１（１，５ｗｔ％）と
実質的に等しい値であった。

大１１± まず上述の実施例１の場合の同一の要領にて、平均粒径
が６０μｍである３、６ｇの純ケイ素の１３− 粉末をかさ密度１．１７（１／ｃｃにて直径１８ｍｍ、
長ｅ１２ｍｍの円柱状の圧縮成形体に形成した。次いで
プラズマ溶射装置ＭＥＴＣＯＴＹＰＥ　７ＭＢを用い、
アーク電流を５００Ａに、アーク電圧を７５Ｖに、純銅
粉末供給速度を９００／ｎ＋ｉｎに溶射距離を１２０ｍ
ｎ＋にそれぞれ設定して、圧縮成形体の表面を厚さ約１
．６ｍｍの純銅にて被覆し、かくして被覆された圧縮成
形体を予熱炉（大気雰囲気）内にて８００℃に０．５時
間加熱した。しかる後かくして加熱された圧縮成形体を
３００℃の鋳型内に配置し、該鋳型内に２５０　ｃｃ、
湯温１２００℃の純銅の溶湯を注渇し、該溶湯をプラン
ジャにより１０００　ｋａ／　ｃｍ２の圧力にて加圧し
、その加圧状態を溶湯が完全に凝固するまで保持した。

溶湯が完全に凝固した後プランジャによって鋳型内より
凝固体を取出した。

また比較の目的で、圧縮成形体がそのまま大気中にて８
００℃に加熱された点を除き上述の実施例４の場合と同
一の要領及び同一の条件にて製造された５ｔ−Ｃｕ合金
を含む凝固体を形成した。

１４− これらの凝固体をその中央断面にて切断し、それらの断
面を光顕微鏡学観察したところ、比較例の合金に於ては
多数の割れや銅溶湯の浸透不良部が発生していたのに対
し、上述の実施例４に於て形成された凝固体の合金部分
に割れ等の不良は発生しておらず、この合金は均一な組
織を有していることが認められた。尚、この実施例４に
於て製造された５ｉ−Ｃｕ合金のマクロの組成はＣ１，
ｌ−２０，９％３ｉであり、また比較例に於て製造され
た３ｉ−Ｃｕ合金の表面層の酸素含有量は７．８ｗｔ％
であるのに対し、実施例４の８１〜Ｃｕ合金の表面層の
酸素含有間は元の圧縮成形体の酸素含有量（１，３ｗｔ
％）と実質的に等しい値であった。

１糺九足 まず上述の実施例１の場合と同一の要領にて、平均粒径
が３５μｎ１である１１．９ｏの鉄合金（Ｆｅ−１８％
０ｒ−８％Ｎｉ）の粉末をかさ密度３．９２（］／ＣＣ
にて直径１８１．長さ１２ｎ＋ｍの円柱状の圧縮成形体
に形成した。次いで上述の実施例４於て使用されたプラ
ズマ溶射装置を用い、アーク電流を５００八に、アーク
電圧を７５Ｖに、亜鉛合金粉末供給速度を１２０ｇ／ｍ
ｉｎに溶射距離を１２０１１ＩＩ１１にそれぞれ設定し
て、圧縮成形体の表面を厚さ約１．５ｍｍの亜鉛合金（
Ｚｎ　−４％△１−３％ＣＵ　＞にて被覆し、かくして
被覆された圧縮成形体を予熱炉（大気雰囲気）内にて３
５０℃に０．５時間加熱した。しかる後かくして加熱さ
れた圧縮成形体を２５０℃の鋳型内に配置し、該鋳型内
に２５０ｃｃ、、湯温５００℃の亜鉛合金（Ｚｎ−４％
Ａ１−３％ＣＵ　＞の溶湯を注渇し、該溶湯をプランジ
ャにより７５０ｋｇ／ｌ、ｌｌ！の圧力にて加圧し、そ
の加圧状態を溶湯が完全に凝固するまで保持した。溶湯
が完全に凝固した後プランジャによって鋳型内より凝固
体を取出した。

また比較の目的で、圧縮成形体がそのまま大気中にて３
５０℃に加熱された点を除き上述の実施例５の場合ど同
一゛の要領及び同一の条件にて製造されたＦｅ−Ｚｎ合
金を含む凝固体を形成した。

これらの凝固体をその中央断面にて切断し、それらの断
面を光学顕微鏡にて観察したところ、比較例の合金に於
ては多数の割れや亜鉛溶湯の浸透不自部が発生していた
のに対し、上述の実施例５に於て形成された凝固体の合
金部分には割れ等の不良は発生しておらず、この合金は
均一な組織を有していることが認められた。尚この実施
例５に於て製造されたＦＱ−７於合金のマクロの組成は
Ｚｎ−３３，５％Ｆｅ−８，２％Ｃｒ−３，６％Ｎｉ−
２，２％Ａｌ−１，６％ＣＩＪであり、また比較例に於
て製造されたＦｅ−７於合金の表面層の酸素含有量はＢ
、６ｗｔ％であるのに対し、実施例５のＦｅ−７於合金
の表面層の酸素含有量は元の圧縮成形体の酸素含有Ｊｆ
ｔ（０，７ｗｔ％）と実質的に等しい値であった。

以上に於ては本発明をいくつか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。

【図面の簡単な説明】

第１図は圧縮成形型を示す縦断面図、第２図は１７− 合金化工程を示す溶固、第３図及び第４図はそれぞれ実
施例１及びイの比較例に於て製造されたＦｅ−Ａｌ合金
の断面を１００倍にて示す光学顕微鏡写真、第５図及び
第６図はそれぞれ実施例１及びその比較例に於て形成さ
れたＦＱ−Ａ１合金を含む凝固体の中央断面を３倍にて
示す実体写真である。 １・・・孔、２・・・型本体＋　ｊＳ・・・アッパパン
チ、／Ｉ・・・ロアパンチ、５・・・圧縮成形体、７・
・・鋳型、８・・・溶湯、９・・・プランジャ、１０・
・・ノックアウトビン　′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 １８− 第３図 第５図 第４図 （Ｘ１００） （×３） （×３）

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、前記多孔質体の表面を前
   記第二の金属と実質的に同一の組成の金属にて被覆し、
   かくして被覆された多孔質体を加熱し、かくして加熱さ
   れた多孔質体を鋳型内に配置し、該鋳型内に前記第二の
   金属の溶湯を注渇し、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
   合金化させる合金の製造方法。