JPS61136640A - 酸化還元反応を利用した合金の製造方法 - Google Patents
酸化還元反応を利用した合金の製造方法Info
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- JPS61136640A JPS61136640A JP59256336A JP25633684A JPS61136640A JP S61136640 A JPS61136640 A JP S61136640A JP 59256336 A JP59256336 A JP 59256336A JP 25633684 A JP25633684 A JP 25633684A JP S61136640 A JPS61136640 A JP S61136640A
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- 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
- C22C1/10—Alloys containing non-metals
- C22C1/1036—Alloys containing non-metals starting from a melt
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- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Manufacture Of Alloys Or Alloy Compounds (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】
産業上の利用分野
本発明は、金fi酸化物が微細に分散された合金に係り
、更に詳細には酸化還元反応を利用してかかる合金を製
造する方法に係る。
、更に詳細には酸化還元反応を利用してかかる合金を製
造する方法に係る。
従来の技術
金属酸化物が微細に分散された合金(I!合材料)は、
従来より一般に、■金属酸化物の粉末とベース金属の粉
末とを混合し、該混合粉末を高温度に加熱して焼結させ
る所謂粉末冶金法、■金属酸化物の粉末にて多孔質体を
形成し、該多孔質体にベース金属のWIallを浸透さ
せる方法、■ベース金属と該ベース金属よりも酸化物形
成傾向の高い金属元素とよりなる固体金属を形成し、該
固体金属の表面より固体金属内に酸素を供給することに
より、固体金属内にて前記酸化物形成傾向の高い金属を
酸化させる所謂内部酸化法等にて製造されている。
従来より一般に、■金属酸化物の粉末とベース金属の粉
末とを混合し、該混合粉末を高温度に加熱して焼結させ
る所謂粉末冶金法、■金属酸化物の粉末にて多孔質体を
形成し、該多孔質体にベース金属のWIallを浸透さ
せる方法、■ベース金属と該ベース金属よりも酸化物形
成傾向の高い金属元素とよりなる固体金属を形成し、該
固体金属の表面より固体金属内に酸素を供給することに
より、固体金属内にて前記酸化物形成傾向の高い金属を
酸化させる所謂内部酸化法等にて製造されている。
発明が解決しようとする問題点
上述の■及び■の方法に於ては、金属酸化物が微細に分
散された合金を比較的低置に且能率良く製造し得るが、
ベース金属と金属酸化物との組合せが相互に化学的に安
定な組合せに限定されるため、任意の組成の合金を製造
することが困難であり、またベース金属と金file!
化物との間の界面接着りが不十分になり易いため、他の
部材とras擦されても金属酸化物が脱落したりするこ
とがない強力な合金を製造することができないという問
題がある。特に■の方法に於ては、勅末間に存在してい
た空気や雰囲気ガスが焼結工程後に合金中に残存するこ
とを完全に回避することが困難であるため、密[100
%の合金を製造することが困難であり、焼結工程に於て
高温度への加熱及び雰囲気の制御等が必要であるという
問題がある。また上述の■の方法に於ては、ベース金属
と金属酸化物との間の界面接着力が高く、優れた特性を
有する合金を製造し得るが、固体金属をその融点近傍の
高温度に長時間加熱しなければならないため、合金の製
造コストが高く、また合金の体積が比較的大きい場合に
はその中心部まで良好に主伐酸化物が分散された状態に
することが困難であり、更には金属酸化物の大きさ、形
状、分散状態等を制御することが困難であるという問題
がある。
散された合金を比較的低置に且能率良く製造し得るが、
ベース金属と金属酸化物との組合せが相互に化学的に安
定な組合せに限定されるため、任意の組成の合金を製造
することが困難であり、またベース金属と金file!
化物との間の界面接着りが不十分になり易いため、他の
部材とras擦されても金属酸化物が脱落したりするこ
とがない強力な合金を製造することができないという問
題がある。特に■の方法に於ては、勅末間に存在してい
た空気や雰囲気ガスが焼結工程後に合金中に残存するこ
とを完全に回避することが困難であるため、密[100
%の合金を製造することが困難であり、焼結工程に於て
高温度への加熱及び雰囲気の制御等が必要であるという
問題がある。また上述の■の方法に於ては、ベース金属
と金属酸化物との間の界面接着力が高く、優れた特性を
有する合金を製造し得るが、固体金属をその融点近傍の
高温度に長時間加熱しなければならないため、合金の製
造コストが高く、また合金の体積が比較的大きい場合に
はその中心部まで良好に主伐酸化物が分散された状態に
することが困難であり、更には金属酸化物の大きさ、形
状、分散状態等を制御することが困難であるという問題
がある。
尚本願出願人は特願昭58−13810号に於て、第一
の金属と該第一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IJ*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s
s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を提案し
た。この方法によれば、従来の方法によっては製造する
ことができない合金をも製造することができるが、この
方法によっては金属酸化物が微細に分散された合金を製
造することはできない。
の金属と該第一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IJ*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s
s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を提案し
た。この方法によれば、従来の方法によっては製造する
ことができない合金をも製造することができるが、この
方法によっては金属酸化物が微細に分散された合金を製
造することはできない。
本発明は、金属酸化−が微細に分散された合金を製造す
る従来の方法に於ける上述の如き問題に厳み、金属酸化
物が微細に分数された任意の組成の合金を低置に且能率
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。
る従来の方法に於ける上述の如き問題に厳み、金属酸化
物が微細に分数された任意の組成の合金を低置に且能率
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。
問題点を解決するための手段
上述の如き目的は、本発明によれば、第一の金属と該第
一の金属よりも酸化物形成傾向の高い第二の金属とを含
む合金の製造方法にして、前記第一の金属と酸素との化
合物及び前記第二の金属の少なくとも一方を固体微細片
として準備し、前記化合物と前記第二の金属とを混合し
て合金化させる過程に於て前記第二の金属を前記化合物
中の酸素にて酸化せしめ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。
一の金属よりも酸化物形成傾向の高い第二の金属とを含
む合金の製造方法にして、前記第一の金属と酸素との化
合物及び前記第二の金属の少なくとも一方を固体微細片
として準備し、前記化合物と前記第二の金属とを混合し
て合金化させる過程に於て前記第二の金属を前記化合物
中の酸素にて酸化せしめ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。
発明の作用及び効果
本発明によれば、第一の金属と酸素との化合物及び該第
一の金属よりも酸化物形成傾向の高い第二の金属の少な
くとも一方が固体微細片として準備され、前記化合物と
前記第二の金属とが混合されて合金化される過程に於て
前記第二の金属が前記化合物中の酸素にて酸化せしめら
れ、これにより化合物と第二の金属との混合物中にて第
二の金属の酸化物が形成されると共に、第一及び第二の
金属及び第二の金属の酸化物が酸化還元反応に伴なう熱
によって加熱されるので、第二の金属の酸化物が微細に
分散され且第二の金属の酸化物とベース金属との界面接
着力が高く、しかも第一の金属と第二の金属との合金化
が良好に行われた合金を能率良く低置に製造することが
できる。
一の金属よりも酸化物形成傾向の高い第二の金属の少な
くとも一方が固体微細片として準備され、前記化合物と
前記第二の金属とが混合されて合金化される過程に於て
前記第二の金属が前記化合物中の酸素にて酸化せしめら
れ、これにより化合物と第二の金属との混合物中にて第
二の金属の酸化物が形成されると共に、第一及び第二の
金属及び第二の金属の酸化物が酸化還元反応に伴なう熱
によって加熱されるので、第二の金属の酸化物が微細に
分散され且第二の金属の酸化物とベース金属との界面接
着力が高く、しかも第一の金属と第二の金属との合金化
が良好に行われた合金を能率良く低置に製造することが
できる。
本発明の方法に於ては、前記化合物は前記第二の金属に
酸素を供給しこれを酸化させ得るものであれば如何なる
化合物であってもよ(、本発明の一つの詳細な特徴によ
れば、前記化合物は第一の金属の酸化物又は複合酸化物
(複塩を含む)である。
酸素を供給しこれを酸化させ得るものであれば如何なる
化合物であってもよ(、本発明の一つの詳細な特徴によ
れば、前記化合物は第一の金属の酸化物又は複合酸化物
(複塩を含む)である。
本発明の他の一つの詳細な特徴によれば、化合物は第一
の金属の酸化物又は複合酸化物よりなり、第二の金属は
溶湯であり、該溶湯が保有する熱によって化合物と第二
の金属との間の酸化還元反応が惹起される。従ってこの
場合には化合物と第二の金属との混合物を高温度に長時
間加熱することは不要であり、従来の内部酸化法の場合
に比して遥かに能率良く且装置に合金を製造することが
できる。
の金属の酸化物又は複合酸化物よりなり、第二の金属は
溶湯であり、該溶湯が保有する熱によって化合物と第二
の金属との間の酸化還元反応が惹起される。従ってこの
場合には化合物と第二の金属との混合物を高温度に長時
間加熱することは不要であり、従来の内部酸化法の場合
に比して遥かに能率良く且装置に合金を製造することが
できる。
本発明の更に他の一つの詳細な特徴によれば、固体微細
片は第二の金属よりなり、化合物は溶湯であり、咳溶湯
が保有する熱によって化合物と第二の金属との間の酸化
還元反応が惹起される。従ってこの場合にも化合物と第
二の金属との混合物を高温度に長時間加熱することは不
要であり、従来の内部酸化法の場合に比して遥かに能率
良く且装置に合金を製造することができる。
片は第二の金属よりなり、化合物は溶湯であり、咳溶湯
が保有する熱によって化合物と第二の金属との間の酸化
還元反応が惹起される。従ってこの場合にも化合物と第
二の金属との混合物を高温度に長時間加熱することは不
要であり、従来の内部酸化法の場合に比して遥かに能率
良く且装置に合金を製造することができる。
本発明の更に他の一つの詳細な特徴によれば、第一の金
属と酸素との化合物及び第二の金属のいずれかの固体微
細片を含む多孔質体が形成され、第一の金属と酸素との
化合物及び第二の金属の他方が溶湯として準備され、該
溶湯が多孔質体中に浸透せしめられる。従ってこの方法
によれば、ベース金属中に第二の金属の酸化物が微細に
且均−に分散された合金を容易に製造し得るだけでなく
、固体微綱片の大きさや形状、多孔質体中に於ける固体
微細片の体積率等を変化させることにより。
属と酸素との化合物及び第二の金属のいずれかの固体微
細片を含む多孔質体が形成され、第一の金属と酸素との
化合物及び第二の金属の他方が溶湯として準備され、該
溶湯が多孔質体中に浸透せしめられる。従ってこの方法
によれば、ベース金属中に第二の金属の酸化物が微細に
且均−に分散された合金を容易に製造し得るだけでなく
、固体微綱片の大きさや形状、多孔質体中に於ける固体
微細片の体積率等を変化させることにより。
製造される合金中に於ける第二の金属の酸化物の大きさ
、形状、分散状態、ベース金属に対する比率等を任意に
制御することができ、また製造されるべき合金の体積が
比較的大きい場合にも内部まで良好に金属酸化物が分散
された合金を製造することができる。
、形状、分散状態、ベース金属に対する比率等を任意に
制御することができ、また製造されるべき合金の体積が
比較的大きい場合にも内部まで良好に金属酸化物が分散
された合金を製造することができる。
本発明の更に他の一つの詳細な特徴によれば、第一の金
属と酸素との化合物の固体微細片及び第二の金属の固体
微細片が準備され、これらの固体微細片を含む多孔質体
が形成され、該多孔質体中に第三の金属のWIWAが浸
透せしめられ、該第三の金属の溶湯が保有する熱によっ
て前記化合物と前記第二の金属との間の酸化還元反応が
惹起せしめられる。従ってこの方法に於ても、化合物の
固体微細片と第二の金属の固体微細片とを均一に混合す
ることにより、ベース金属中に第二の金属の酸化物が微
細に且均−に分散した合金を容易に製造することができ
、化合物及び第二の金属の固体微細片の大きさ、形状や
多孔質体中に於ける各固体微細片の体積率等を変化させ
ることにより、製造される合金中に於ける第二の金属の
酸化物の大きさ、形状、分散状態、ベース金属に対する
比率等を任意に制御することができ、また化合物と第二
の金属との混合物を高温度に長時間加熱することは不要
であるので、従来の内部酸化法の場合に比して遥かに能
率良く且装置に合金を製造することができ、更には製造
されるべき合金の体積が比較的大きい場合にも内部まで
良好に金屑酸化物が分散された合金を製造することがで
きる。
属と酸素との化合物の固体微細片及び第二の金属の固体
微細片が準備され、これらの固体微細片を含む多孔質体
が形成され、該多孔質体中に第三の金属のWIWAが浸
透せしめられ、該第三の金属の溶湯が保有する熱によっ
て前記化合物と前記第二の金属との間の酸化還元反応が
惹起せしめられる。従ってこの方法に於ても、化合物の
固体微細片と第二の金属の固体微細片とを均一に混合す
ることにより、ベース金属中に第二の金属の酸化物が微
細に且均−に分散した合金を容易に製造することができ
、化合物及び第二の金属の固体微細片の大きさ、形状や
多孔質体中に於ける各固体微細片の体積率等を変化させ
ることにより、製造される合金中に於ける第二の金属の
酸化物の大きさ、形状、分散状態、ベース金属に対する
比率等を任意に制御することができ、また化合物と第二
の金属との混合物を高温度に長時間加熱することは不要
であるので、従来の内部酸化法の場合に比して遥かに能
率良く且装置に合金を製造することができ、更には製造
されるべき合金の体積が比較的大きい場合にも内部まで
良好に金屑酸化物が分散された合金を製造することがで
きる。
本発明の更に他の一つの詳細な特徴によれば、第一の金
属と酸素との化合物の固体微細片及び/又は第二の金属
の固体微細片を含む多孔質体が形成され、該多孔質体中
に溶湯が浸透せしめられる場合に於て、多孔質体はそれ
に溶湯が浸透せしめられるに先立ち、1m以上の温度、
好ましくは溶湯を構成する金属の融点以上の温度に予熱
される。
属と酸素との化合物の固体微細片及び/又は第二の金属
の固体微細片を含む多孔質体が形成され、該多孔質体中
に溶湯が浸透せしめられる場合に於て、多孔質体はそれ
に溶湯が浸透せしめられるに先立ち、1m以上の温度、
好ましくは溶湯を構成する金属の融点以上の温度に予熱
される。
このことに工す溶湯が多孔質体中に浸透せしめられる際
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、これにより密度が実質的に100%である合金を能
率良く製造することができる。
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、これにより密度が実質的に100%である合金を能
率良く製造することができる。
本発明の更に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場合に於ては、溶湯は加圧される
。このことにより溶湯が多孔質体°内へより一層良好且
迅速に浸透せしめられ、また合金の製造能率が更に一層
向上される。
孔質体内に浸透させる場合に於ては、溶湯は加圧される
。このことにより溶湯が多孔質体°内へより一層良好且
迅速に浸透せしめられ、また合金の製造能率が更に一層
向上される。
尚本発明の方法に於ては、固体微細片は粉末、不連続繊
維、切粉、薄片等であってよく、特に固体微細片が粉末
である場合には製造される合金の組織を微細化するため
には、粒径が100μ以下、特に50μ以下であること
が好ましい。また溶湯を加圧してそれを多孔質体内に浸
透させる場合に於ては、溶湯に対する加圧は任意の方法
により行われてよいが、特に高圧鋳造法、ダイカスト鋳
造法、遠心鋳造法、減圧鋳造法、低圧鋳造法の如き所謂
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。
維、切粉、薄片等であってよく、特に固体微細片が粉末
である場合には製造される合金の組織を微細化するため
には、粒径が100μ以下、特に50μ以下であること
が好ましい。また溶湯を加圧してそれを多孔質体内に浸
透させる場合に於ては、溶湯に対する加圧は任意の方法
により行われてよいが、特に高圧鋳造法、ダイカスト鋳
造法、遠心鋳造法、減圧鋳造法、低圧鋳造法の如き所謂
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。
衷IJLL
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、
該鋳型は多孔質体2及び溶湯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
定の圧力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ピテイ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、
該鋳型は多孔質体2及び溶湯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
定の圧力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ピテイ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、第一の金属
としてMoを選定し、第二の金属としてA1を選定して
Al2O3が微細に分散されたMO−A1合金を製造し
た。
としてMoを選定し、第二の金属としてA1を選定して
Al2O3が微細に分散されたMO−A1合金を製造し
た。
まず平均粒径が44μであり純度が98wt%であるM
003粉末を加圧力600ka/、jにて圧縮成形する
ことにより、かさ密度が2.359/CCである15X
15x80I1mの多孔質体を形成した。
003粉末を加圧力600ka/、jにて圧縮成形する
ことにより、かさ密度が2.359/CCである15X
15x80I1mの多孔質体を形成した。
次いで多孔質体を大気中にて600℃に予熱した後、第
1図に示されている如く250℃の鋳型1のモールドキ
ャピテイ4内に配置した。次いでモールドキャピテイ4
内に湯温800℃、純度99゜7wt%の純アルミニウ
ムの溶s3を注渇し、溶湯3をプランジャ5により加圧
力約500kM、m!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、これにより溶湯3を多孔
質体2内に浸透させ、MOO3とA1との間にて酸化還
元反応を行わ才ると共にこれらを合金化させた。溶湯3
が完全に凝固した後、ノックアウトビン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、
A120aが微細に分散されたMo−Al合金よりなる
直方体を切出した。
1図に示されている如く250℃の鋳型1のモールドキ
ャピテイ4内に配置した。次いでモールドキャピテイ4
内に湯温800℃、純度99゜7wt%の純アルミニウ
ムの溶s3を注渇し、溶湯3をプランジャ5により加圧
力約500kM、m!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、これにより溶湯3を多孔
質体2内に浸透させ、MOO3とA1との間にて酸化還
元反応を行わ才ると共にこれらを合金化させた。溶湯3
が完全に凝固した後、ノックアウトビン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、
A120aが微細に分散されたMo−Al合金よりなる
直方体を切出した。
第2図は上述の如く製造されたMo−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2
図に於て、白っぽい部分はMo −A1合金相の部分で
あり、灰色の部分はAl l!OaとA1との混合組織
の部分である。第2図より、この実施例によれば、均−
且微細な組織を有しAl2O3が微細且均−に分散され
たMo−At合金(マクロの組成は42wt%Mo、3
7wt%A1.21wt%0、Alx0a含有率は44
.6wt%)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MO−A1合金についてEPMA
分析及びX線回折試験を行った。EPMA分析の結果を
第3図乃至第6図に示す。尚これらの図に於て、第3図
はEPMA二次電子像であり、第4図乃至第6図はそれ
ぞれMO面分析写真、A1面分析写真、O面分析写真で
ある。第3図に於て、白っぽい部分はMO−A1合金相
の部分であり、黒い部分はA1とAl2O3との混合組
織の部分である。また第4図乃至第6図に於て、白い部
分はそれぞれMOlAI、Oの存在している部分を示し
ている。これら第3図乃至第6図からも明らかである如
く、上述のEPMA分析及びXa回折試験の結果より、
製造された合金の組織中には、Mo−Al合金相部分と
、溶湯成分であるA1がMOO3の酸素により酸化され
ることにより形成されAl中に微細且均−に分散された
Al2O3とが存在していることが認められた。
織を100倍にて示す光学顕微鏡写真である。この第2
図に於て、白っぽい部分はMo −A1合金相の部分で
あり、灰色の部分はAl l!OaとA1との混合組織
の部分である。第2図より、この実施例によれば、均−
且微細な組織を有しAl2O3が微細且均−に分散され
たMo−At合金(マクロの組成は42wt%Mo、3
7wt%A1.21wt%0、Alx0a含有率は44
.6wt%)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MO−A1合金についてEPMA
分析及びX線回折試験を行った。EPMA分析の結果を
第3図乃至第6図に示す。尚これらの図に於て、第3図
はEPMA二次電子像であり、第4図乃至第6図はそれ
ぞれMO面分析写真、A1面分析写真、O面分析写真で
ある。第3図に於て、白っぽい部分はMO−A1合金相
の部分であり、黒い部分はA1とAl2O3との混合組
織の部分である。また第4図乃至第6図に於て、白い部
分はそれぞれMOlAI、Oの存在している部分を示し
ている。これら第3図乃至第6図からも明らかである如
く、上述のEPMA分析及びXa回折試験の結果より、
製造された合金の組織中には、Mo−Al合金相部分と
、溶湯成分であるA1がMOO3の酸素により酸化され
ることにより形成されAl中に微細且均−に分散された
Al2O3とが存在していることが認められた。
尚具体的実施例としては示されていないが、上述の実施
例の場合と同様の要領にてv2.C5、W2O、Fe
O3、Mn 02 、Co OlMb 20s、7a
Os 、T! 02 、Cr O3、Ni Oにで多孔
質体を形成し、各多孔質体中に純アルミニウムの溶湯を
含浸させることにより種々の合金を製造したところ、こ
れらのいずれに於てもV−A1合金相の如き合金相部分
の他に、前記金jiI酸化物の酸素によりA1が酸化さ
れることにより形成されAl中に微綱且均−に分散され
たAl2O3が形成されていることが認められた。また
上述の実施例の合金を含むこれらの合金はいずれも強度
、耐熱性、耐摩耗性に優れていることが認められた。
例の場合と同様の要領にてv2.C5、W2O、Fe
O3、Mn 02 、Co OlMb 20s、7a
Os 、T! 02 、Cr O3、Ni Oにで多孔
質体を形成し、各多孔質体中に純アルミニウムの溶湯を
含浸させることにより種々の合金を製造したところ、こ
れらのいずれに於てもV−A1合金相の如き合金相部分
の他に、前記金jiI酸化物の酸素によりA1が酸化さ
れることにより形成されAl中に微綱且均−に分散され
たAl2O3が形成されていることが認められた。また
上述の実施例の合金を含むこれらの合金はいずれも強度
、耐熱性、耐摩耗性に優れていることが認められた。
11えl
第7図はこの実施例に於て使用されたコールドチャンバ
式ダイカスト鋳造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7図で見て左右の方向へ往復動される可動ダイ
ス11と共働してモールドキャピテイ12を郭定するよ
うになっている。モールドキャピテイ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7図で見て左右の方向に往復
動されるプランジャミツド14の先端に固定されたプラ
ンジャ15が吹入されており、スリーブ9に設けられた
注入口16より注入された溶!!17がプランジャ15
によりモールドキャビティ12内へ射出され加圧される
ようになっている。
式ダイカスト鋳造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7図で見て左右の方向へ往復動される可動ダイ
ス11と共働してモールドキャピテイ12を郭定するよ
うになっている。モールドキャピテイ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7図で見て左右の方向に往復
動されるプランジャミツド14の先端に固定されたプラ
ンジャ15が吹入されており、スリーブ9に設けられた
注入口16より注入された溶!!17がプランジャ15
によりモールドキャビティ12内へ射出され加圧される
ようになっている。
上述の如く構成されたダイカスト鋳造装置を用い、第一
の金属としてCOを選定し、第二の金属としてA1を選
定してAI 20sが微細に分散されたGo −7n−
A1合金を製造した。
の金属としてCOを選定し、第二の金属としてA1を選
定してAI 20sが微細に分散されたGo −7n−
A1合金を製造した。
まず平均粒径が10μであり純度が97wt%であるC
oo粉末を加圧カフ50kQ/cIPにて圧縮成形する
ことにより、かぎ密度が3.29/GOである1 5x
15x80m−の多孔質体を形成した。次いで多孔質体
を大気中にて400℃に予熱した後、多孔質体を第7図
に示されたダイカスト鋳造装置の200℃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5によりモールドキャビティ12内へ温湯60
0℃のlnln−3t%A1の溶湯17を注入し、溶湯
17を加圧力約500 kq/ノにて加圧し、その加圧
状態を溶117が完全に凝固するまで保持し、これによ
り溶湯17を多孔質体13内に浸透させ、 C。
oo粉末を加圧カフ50kQ/cIPにて圧縮成形する
ことにより、かぎ密度が3.29/GOである1 5x
15x80m−の多孔質体を形成した。次いで多孔質体
を大気中にて400℃に予熱した後、多孔質体を第7図
に示されたダイカスト鋳造装置の200℃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5によりモールドキャビティ12内へ温湯60
0℃のlnln−3t%A1の溶湯17を注入し、溶湯
17を加圧力約500 kq/ノにて加圧し、その加圧
状態を溶117が完全に凝固するまで保持し、これによ
り溶湯17を多孔質体13内に浸透させ、 C。
Oと1n−A1合金との間にて酸化還元反応を行わせる
と共にこれらを合金化させた。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1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zn−3Qwt
%A1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、Al2O3が微細に分散されたC、o −Z
n −A1合金よりなる直方体を切出した。
と共にこれらを合金化させた。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1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zn−3Qwt
%A1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、Al2O3が微細に分散されたC、o −Z
n −A1合金よりなる直方体を切出した。
第8図は上述の如く製造されたCO−Zn −A1合金
の断面組構を400倍にて示す光学顕微鏡写真である。
の断面組構を400倍にて示す光学顕微鏡写真である。
この第8図に於て、白っぽい部分はGo−A1合金相の
部分であり、灰色の部分はAl2O3と7:n−Al合
金との混合組織の部分である。第8図より、この実施例
によれば、均一旦微綱な組織を有しAl2O3が微細且
均−に分散されたco −2n−A1合金(マクロの組
成は41wt%Qo、33wt%Zn、14wt%Al
、12wt%O,AlpO3含有率は25.5wt%)
!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Go −Zn−A1合金についてEPMA分析
及びX線回折試験を行ったところ、C00はA1によっ
て還元されており、A1の一部がC00の酸素により酸
化されることにより形成されたAlx0tが7−n−A
l合金相中に微細且均−に分散されていることが認めら
れた。
部分であり、灰色の部分はAl2O3と7:n−Al合
金との混合組織の部分である。第8図より、この実施例
によれば、均一旦微綱な組織を有しAl2O3が微細且
均−に分散されたco −2n−A1合金(マクロの組
成は41wt%Qo、33wt%Zn、14wt%Al
、12wt%O,AlpO3含有率は25.5wt%)
!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Go −Zn−A1合金についてEPMA分析
及びX線回折試験を行ったところ、C00はA1によっ
て還元されており、A1の一部がC00の酸素により酸
化されることにより形成されたAlx0tが7−n−A
l合金相中に微細且均−に分散されていることが認めら
れた。
尚具体的実施例としては示されていないが、この実施例
と同様の要領にてV20a 、WoII、Mno3.N
fO1Mb20!、Ta C6、丁102 、Cr 2
0s 、l”e 20+1 k、r多?を黄体音形成し
、各多孔質体にZn−30wt%A1の溶湯を浸通させ
ることにより合金を製造したところ、いずれの合金に於
ても金属酸化物がAIにより還元されており、金属酸化
物の酸素によりA1の一部が酸化されることにより形成
されたAl2O3がZn−All合金相如き合金相中に
微細且均−に分°散されていることが認められた。また
上述の実施例の合金を含むこれらの合金はいずれも強度
、耐熱性に優れていることが認められた。
と同様の要領にてV20a 、WoII、Mno3.N
fO1Mb20!、Ta C6、丁102 、Cr 2
0s 、l”e 20+1 k、r多?を黄体音形成し
、各多孔質体にZn−30wt%A1の溶湯を浸通させ
ることにより合金を製造したところ、いずれの合金に於
ても金属酸化物がAIにより還元されており、金属酸化
物の酸素によりA1の一部が酸化されることにより形成
されたAl2O3がZn−All合金相如き合金相中に
微細且均−に分°散されていることが認められた。また
上述の実施例の合金を含むこれらの合金はいずれも強度
、耐熱性に優れていることが認められた。
11九工
第9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
21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@脱自在に固定された円
筒形の鋳型22が配置されている。鋳枠19は二つのO
−ラ23及び24上に回転可能に載置されており、これ
らのa−ラ23及び24を介して図には示されていない
電amにより軸線25の周りに高速度にて回転駆動され
るようになっている。鋳型22内には多孔質体26が配
置され、また端!!20に設けられた孔に挿通された樋
27を経て溶湯28が導入されるようになっている。
を示す縦断面図である。図に於て、19は端壁20及び
21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@脱自在に固定された円
筒形の鋳型22が配置されている。鋳枠19は二つのO
−ラ23及び24上に回転可能に載置されており、これ
らのa−ラ23及び24を介して図には示されていない
電amにより軸線25の周りに高速度にて回転駆動され
るようになっている。鋳型22内には多孔質体26が配
置され、また端!!20に設けられた孔に挿通された樋
27を経て溶湯28が導入されるようになっている。
上述の如く構成された遠心鋳造装置を用い第一の金属と
してMnを選定し、第二の金属としてZnを選定してZ
nOが微細に分散されたMn−Zn合金を製造した。
してMnを選定し、第二の金属としてZnを選定してZ
nOが微細に分散されたMn−Zn合金を製造した。
まず平均粒径が10μであり純度が91wt%のMnO
!粉末を加圧力1500ka/♂にて圧縮成形すること
により、かざ密a2. Oa /ccノ15X15x8
0mmの多孔質体を形成した。次いで多孔質体に鋼製の
錘を取付けた模、多孔質体を大気中にて800℃に予熱
し、第9図に示されている如く内径1001m、100
℃の鋳型22内に軸線25に沿って配置した。次いで鋳
型22内に湯温550℃、純II!99゜3wt%の純
亜鉛の溶湯28を注入し、鋳枠19及び鋳型22を20
0 rpm+にて回転させ、その状態を?la瀉28が
完全に凝固するまで維持し、これにより溶場28を多孔
質体26内に浸透させ、MnO2とlnとの間にて酸化
還元反応を行わせると共にこれらを合金化させた。
!粉末を加圧力1500ka/♂にて圧縮成形すること
により、かざ密a2. Oa /ccノ15X15x8
0mmの多孔質体を形成した。次いで多孔質体に鋼製の
錘を取付けた模、多孔質体を大気中にて800℃に予熱
し、第9図に示されている如く内径1001m、100
℃の鋳型22内に軸線25に沿って配置した。次いで鋳
型22内に湯温550℃、純II!99゜3wt%の純
亜鉛の溶湯28を注入し、鋳枠19及び鋳型22を20
0 rpm+にて回転させ、その状態を?la瀉28が
完全に凝固するまで維持し、これにより溶場28を多孔
質体26内に浸透させ、MnO2とlnとの間にて酸化
還元反応を行わせると共にこれらを合金化させた。
溶場28が完全に凝固した侵、鋳型22より円筒状の凝
固体を取出し、該凝固体より亜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、znOが微細に分
散されたMn−Zn合金よりなる直方体を切出した。
固体を取出し、該凝固体より亜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、znOが微細に分
散されたMn−Zn合金よりなる直方体を切出した。
第10図は上述の如く製造されたMn−Zn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
10図に於て、白っぽい部分はMn−Zn合金相の部分
であり、灰色の部分はznOとlnとの混合$11織の
部分である。第10図より、この実施例によれば、均−
且比較的微椙な組織を有しZnOが微細且均−に分散さ
れたMn −Zn合金(マクロの組成は2 Q、wt%
Mn、68゜2wt%Zn% 11 、8wt%0、Z
nO含有率は60wt%)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Mn−Zn合金につ
いてEPMA分析及びXS回折試験を行ったところ。
組織を400倍にて示す光学顕微鏡写真である。この第
10図に於て、白っぽい部分はMn−Zn合金相の部分
であり、灰色の部分はznOとlnとの混合$11織の
部分である。第10図より、この実施例によれば、均−
且比較的微椙な組織を有しZnOが微細且均−に分散さ
れたMn −Zn合金(マクロの組成は2 Q、wt%
Mn、68゜2wt%Zn% 11 、8wt%0、Z
nO含有率は60wt%)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Mn−Zn合金につ
いてEPMA分析及びXS回折試験を行ったところ。
Mn 02はZnによっテ還元され、Mn−Zn合金相
部分とznの一部がMn o2の酸素により還元される
ことにより形成されZn中に微細且均−に分散されたZ
nOとが存在していることが認められた。またこの合金
は高い耐熱性及び摺動特性を有していることが認められ
た。
部分とznの一部がMn o2の酸素により還元される
ことにより形成されZn中に微細且均−に分散されたZ
nOとが存在していることが認められた。またこの合金
は高い耐熱性及び摺動特性を有していることが認められ
た。
尚具体的実施例としては示されていないが、上述の実施
例に於けるMnO2粉末の代りにPbO粉末及びCuO
粉末を用いて合金を製造したところ、znの一部がPb
O及びCuOの酸素により酸化されることにより形成さ
れたZnOがln中に微細に分散されていることが認め
られた。
例に於けるMnO2粉末の代りにPbO粉末及びCuO
粉末を用いて合金を製造したところ、znの一部がPb
O及びCuOの酸素により酸化されることにより形成さ
れたZnOがln中に微細に分散されていることが認め
られた。
MnO2粉末を圧縮成形することにより15×15X8
0msの多孔質体を形成し、溶場としてMす溶場を使用
し、第1図に示された高圧鋳造装置を用いて上述の実施
例1の場合と同様の要領にてMGOが微細に分散された
Mn−Mg合金を製造した。尚この実施例に於ける@造
条件は以下の如くであった。
0msの多孔質体を形成し、溶場としてMす溶場を使用
し、第1図に示された高圧鋳造装置を用いて上述の実施
例1の場合と同様の要領にてMGOが微細に分散された
Mn−Mg合金を製造した。尚この実施例に於ける@造
条件は以下の如くであった。
M1102粉末の平均粒径: 1.57μMn0i粉
末の帽*: g5wt% 粉、末に対する加圧カニ 800 kg/♂多孔質体
のかさ密僚: 2゜Og/CC多孔質体多孔熱体度:
200℃ 鋳型のff1度: 200℃ Ma溶溶湯純度: 99.8wt% MQ溶瀉の湯温溶湯750℃ 溶湯に対する加圧カニ 1000kl’am”第11
図はこの実施例に於て製造されたMn −Mg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11図に於て、白っぽい部分はMn−Mg合金相の部
分であり、灰色の部分はMgOとMOとの混合組織の部
分である。第11図より、この実施例によれば、均−且
微細な組織を有しMgOが微細且均−に分散されたMn
−M9合金(マクロの組成は35.6wt%M口、4
3.4wt%Mg、21wt%O%MQ O含有率は5
2.5wt%)を製造することができることが解る。
末の帽*: g5wt% 粉、末に対する加圧カニ 800 kg/♂多孔質体
のかさ密僚: 2゜Og/CC多孔質体多孔熱体度:
200℃ 鋳型のff1度: 200℃ Ma溶溶湯純度: 99.8wt% MQ溶瀉の湯温溶湯750℃ 溶湯に対する加圧カニ 1000kl’am”第11
図はこの実施例に於て製造されたMn −Mg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11図に於て、白っぽい部分はMn−Mg合金相の部
分であり、灰色の部分はMgOとMOとの混合組織の部
分である。第11図より、この実施例によれば、均−且
微細な組織を有しMgOが微細且均−に分散されたMn
−M9合金(マクロの組成は35.6wt%M口、4
3.4wt%Mg、21wt%O%MQ O含有率は5
2.5wt%)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Mn−MQ合金についてEP
MA分析及びx1s回折試験を行ったところ、Mn 0
2がMgにより還元されており、Mn −Mり合金相部
分とMaの一部がMn01!の酸素により還元されるこ
とによって形成されMg中に微細且均−に分散されたM
gOとが存在していることが認められた。
MA分析及びx1s回折試験を行ったところ、Mn 0
2がMgにより還元されており、Mn −Mり合金相部
分とMaの一部がMn01!の酸素により還元されるこ
とによって形成されMg中に微細且均−に分散されたM
gOとが存在していることが認められた。
尚具体的実施例としては示されていないが、この実施例
と同様の方法によりVg Os 、WOI、MOOa
、Ni O,Coo、NbtOs、Ta205 、Ti
Ot 、 Cr 20s 、 l”e 203にて多
。
と同様の方法によりVg Os 、WOI、MOOa
、Ni O,Coo、NbtOs、Ta205 、Ti
Ot 、 Cr 20s 、 l”e 203にて多
。
孔質体を形成し、各多孔質体にMg溶湯を浸透させるこ
とにより合金を製造したところ、いずれの合金に於ても
金m酸化物がMgにより還元されており、MO中にMg
Oが微細且均−に分散していることが認められた。また
上述の実施例の合金を含むこれらの合金はいずれも強度
、耐熱性、耐摩耗性に優れていることが認められた。
とにより合金を製造したところ、いずれの合金に於ても
金m酸化物がMgにより還元されており、MO中にMg
Oが微細且均−に分散していることが認められた。また
上述の実施例の合金を含むこれらの合金はいずれも強度
、耐熱性、耐摩耗性に優れていることが認められた。
1厘m
まず平均粒径が10μでありll111度が97.6w
t%である7i粉末を大気中にて250℃に5分間加熱
することにより、粉末表面の酸素酸が3.53wt%と
なるよう粉末の表面を酸化させた。次いでTi粉末を加
圧力1200kO/ac’にて圧縮成形することにより
、かさ密度1,6a/cc、直径80II1m、高さ1
01mの円柱状の多孔質体を形成した。
t%である7i粉末を大気中にて250℃に5分間加熱
することにより、粉末表面の酸素酸が3.53wt%と
なるよう粉末の表面を酸化させた。次いでTi粉末を加
圧力1200kO/ac’にて圧縮成形することにより
、かさ密度1,6a/cc、直径80II1m、高さ1
01mの円柱状の多孔質体を形成した。
次いで多孔質体を真空炉内にて600℃に予熱し、該多
孔質体を第1図に示された高圧鋳造@置の200℃の鋳
型1のモールドキャピテイ4内に配置した。次いでモー
ルドキャピテイ4内に湯温800℃、純[99,7wt
%の純マグネシウムの溶湯3を注湯し、?1i!13を
プランジャ5により加圧力約1500kMffllにて
加圧し、その加圧状態を溶[3が完全に凝固するまで保
持し、これにより溶湯3を多孔質体2内に浸透させ、T
iyJ末表面のr; OfとM(Jとの間にて酸化還元
反応を行わせると共にこれらを合金化させた。溶湯3が
完全に凝固した後、ノックアウトビン6により鋳型1よ
り′a固体を取出し、該凝固体より純マグネシウムのみ
よりなる部分を機械加工によって除去することにより、
Ti−M(+合金よりなる円柱体を切出した。
孔質体を第1図に示された高圧鋳造@置の200℃の鋳
型1のモールドキャピテイ4内に配置した。次いでモー
ルドキャピテイ4内に湯温800℃、純[99,7wt
%の純マグネシウムの溶湯3を注湯し、?1i!13を
プランジャ5により加圧力約1500kMffllにて
加圧し、その加圧状態を溶[3が完全に凝固するまで保
持し、これにより溶湯3を多孔質体2内に浸透させ、T
iyJ末表面のr; OfとM(Jとの間にて酸化還元
反応を行わせると共にこれらを合金化させた。溶湯3が
完全に凝固した後、ノックアウトビン6により鋳型1よ
り′a固体を取出し、該凝固体より純マグネシウムのみ
よりなる部分を機械加工によって除去することにより、
Ti−M(+合金よりなる円柱体を切出した。
第12図は上述の如く製造されたTi−Ma金合金断面
組繊を400倍にて示す光学顕微鏡写真である。この第
12図に於て、白色の島状に点在する部分はMOであり
、灰色の粒状に点在する部分は7iであり、地の灰色の
部分は7i−Mg合金相の部分である。第12図より、
この実施例によれば、均−且微細な組織のTi −Ma
金合金(マクロの組成は37.3wt%Ti 、39.
4wt%M(J、23.3vt%0、MgO含有率は5
8.3wt%)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丁r −Mg合金についてEP
MA分析及びX1m回折試験を行ったところ、TiO2
の量が少缶であり、従ってTi0zとMgとの間の反応
が僅かであるため、形成された筈のMgOを確認するこ
とはできなかりたが、表面が酸化されていないTi粉末
を用いて上述の実施例と同様に製造されたTi−Ma金
合金場合よりも良好に合金化が進行していることが認め
られた。また上述の合金の350℃に於ける引張り強さ
は4Q Q kg/ +ui”であり、優れたa湿強度
を有することが認められた。
組繊を400倍にて示す光学顕微鏡写真である。この第
12図に於て、白色の島状に点在する部分はMOであり
、灰色の粒状に点在する部分は7iであり、地の灰色の
部分は7i−Mg合金相の部分である。第12図より、
この実施例によれば、均−且微細な組織のTi −Ma
金合金(マクロの組成は37.3wt%Ti 、39.
4wt%M(J、23.3vt%0、MgO含有率は5
8.3wt%)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丁r −Mg合金についてEP
MA分析及びX1m回折試験を行ったところ、TiO2
の量が少缶であり、従ってTi0zとMgとの間の反応
が僅かであるため、形成された筈のMgOを確認するこ
とはできなかりたが、表面が酸化されていないTi粉末
を用いて上述の実施例と同様に製造されたTi−Ma金
合金場合よりも良好に合金化が進行していることが認め
られた。また上述の合金の350℃に於ける引張り強さ
は4Q Q kg/ +ui”であり、優れたa湿強度
を有することが認められた。
尚具体的実施例としては示されていないが、Fe、Ni
、Co、V、W、Nb、丁aWI)Tlj末f)表面を
強III酸化させて上述の実施例と同様の合金化を行っ
たところ、これらの合金に於ても表面が強制酸化されて
いない粉末が使用された場合に比して良好に合金化が進
行していることが認められた。またこれらの合金はいず
れも高い強度及び耐摩耗性を有するものであることが認
められた。
、Co、V、W、Nb、丁aWI)Tlj末f)表面を
強III酸化させて上述の実施例と同様の合金化を行っ
たところ、これらの合金に於ても表面が強制酸化されて
いない粉末が使用された場合に比して良好に合金化が進
行していることが認められた。またこれらの合金はいず
れも高い強度及び耐摩耗性を有するものであることが認
められた。
この実施例より、多孔質体を構成する金属は完全な金f
i酸化物である必要はなく、多孔質体を構成する金属の
微細片の表面部のみが酸化されたものであっても良く、
この場合にも金属酸化物と溶湯との間に於て酸化還元反
応が生じ、その際発生する熱により合金化が促進される
ことが解る。
i酸化物である必要はなく、多孔質体を構成する金属の
微細片の表面部のみが酸化されたものであっても良く、
この場合にも金属酸化物と溶湯との間に於て酸化還元反
応が生じ、その際発生する熱により合金化が促進される
ことが解る。
!
まず平均粒径が44μであり純度が98wt%であるF
ee’s粉末と、平均粒径が25μであり純度が99.
7wt%であるNi粉末とを重量比にして5.1 :4
4.5の割合にて均一に混合し、該混合粉末を加圧力1
100ka/、jにて圧縮成形することにより、かさ密
度5.0g/cc、 15x15x80w+mの多孔質
体を形成した。次いで多孔質体に鋼製の錘を取付けた後
、多孔質体を真空中にて600℃に予熱し、該多孔質体
を第1図に示された高圧鋳造装置の300℃の鋳型1の
モールドキャピテイ4内に配置した。次いでモールドキ
ャビティ4内に湯温800℃、純度99.7wt%の純
アルミニウムの溶湯3を注湯し、溶湯3をプランジ?5
により加圧力約10001000k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s3を多孔質体2内に浸透させ、l”e!osとA
1との間にて酸化還元反応を行わせると共にこれらとN
1とを合金化させた。溶湯3が完全に凝固した後、ノッ
クアウトビン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、A1gO3が微細に分散さ
れたNi −Fe−A1合金よりなる直方体を切出した
。
ee’s粉末と、平均粒径が25μであり純度が99.
7wt%であるNi粉末とを重量比にして5.1 :4
4.5の割合にて均一に混合し、該混合粉末を加圧力1
100ka/、jにて圧縮成形することにより、かさ密
度5.0g/cc、 15x15x80w+mの多孔質
体を形成した。次いで多孔質体に鋼製の錘を取付けた後
、多孔質体を真空中にて600℃に予熱し、該多孔質体
を第1図に示された高圧鋳造装置の300℃の鋳型1の
モールドキャピテイ4内に配置した。次いでモールドキ
ャビティ4内に湯温800℃、純度99.7wt%の純
アルミニウムの溶湯3を注湯し、溶湯3をプランジ?5
により加圧力約10001000k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s3を多孔質体2内に浸透させ、l”e!osとA
1との間にて酸化還元反応を行わせると共にこれらとN
1とを合金化させた。溶湯3が完全に凝固した後、ノッ
クアウトビン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、A1gO3が微細に分散さ
れたNi −Fe−A1合金よりなる直方体を切出した
。
第13図は上述の如く製造されたNi −1”e −A
1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13図に於て、白い部分はNiであり、明
灰色の部分はNi −Fe−A1合金相の部分であり、
暗灰色の部分はAll!03とA1との混合組織の部分
である。第13図より、この実施例によれば、均−且比
較的微細な粗織を有しAl2O3が微細且均−に分散さ
れたNi −Fe−A1合金(マク0(7)組成Lt6
9.4wt%Ni、9.4wt%Fe 、17. Ow
t%A+、4.2W(%0、At t 03含有率は9
.Qwt%)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 −Fe−A1合金について
、EPMA分析及びX線回折試験を行ったところ、Fe
2O3はAIによって還元されており、合金の組織中に
はN1のみの部分と、Fe−Al合金相部分と、Ni
−Fe−A1合金相部分と、FetO+の酸素によりA
1の一部が酸化されることにより形成されAl中に微細
且均−に分散されたAl2O3とが存在していることが
認められた。またこの合金について硬さ試験を行ったと
ころ、下記の表に示されている如き結果が得られた。
1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13図に於て、白い部分はNiであり、明
灰色の部分はNi −Fe−A1合金相の部分であり、
暗灰色の部分はAll!03とA1との混合組織の部分
である。第13図より、この実施例によれば、均−且比
較的微細な粗織を有しAl2O3が微細且均−に分散さ
れたNi −Fe−A1合金(マク0(7)組成Lt6
9.4wt%Ni、9.4wt%Fe 、17. Ow
t%A+、4.2W(%0、At t 03含有率は9
.Qwt%)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 −Fe−A1合金について
、EPMA分析及びX線回折試験を行ったところ、Fe
2O3はAIによって還元されており、合金の組織中に
はN1のみの部分と、Fe−Al合金相部分と、Ni
−Fe−A1合金相部分と、FetO+の酸素によりA
1の一部が酸化されることにより形成されAl中に微細
且均−に分散されたAl2O3とが存在していることが
認められた。またこの合金について硬さ試験を行ったと
ころ、下記の表に示されている如き結果が得られた。
111良 マイクロビッカース1さくHV堅温
648 350℃ 609 550℃ 542 650℃ 489 尚具体的実施例としては示されていないが、N1粉末の
代りGCTi 、Fe 、Co 1Nb 、7a 。
648 350℃ 609 550℃ 542 650℃ 489 尚具体的実施例としては示されていないが、N1粉末の
代りGCTi 、Fe 、Co 1Nb 、7a 。
W、Mo 、Mnの粉末を用いた場合にも同様に合金化
されることが認められた。また金属酸化物としてFev
O9の代りにTi O+ 、Nb 20s、WO3、N
’i 0.Mn01!、MOO* 、Cr’g Oa
、Vl! O5を使用した場合にも同様の合金化が生じ
ることが認められた。またこれらの合金はいずれも優れ
た強度、耐熱性、耐摩耗性を有することが認められた。
されることが認められた。また金属酸化物としてFev
O9の代りにTi O+ 、Nb 20s、WO3、N
’i 0.Mn01!、MOO* 、Cr’g Oa
、Vl! O5を使用した場合にも同様の合金化が生じ
ることが認められた。またこれらの合金はいずれも優れ
た強度、耐熱性、耐摩耗性を有することが認められた。
この実施例より、金属酸化物の微細片と他の合金元素の
微細片とよりなる多孔質体が使用される場合にも金属酸
化物と溶湯との間に於て酸化還元反応が生じ、溶湯を構
成する金属の酸化物が微細に分散された所望の組成の合
金を製造し得ることが解る。
微細片とよりなる多孔質体が使用される場合にも金属酸
化物と溶湯との間に於て酸化還元反応が生じ、溶湯を構
成する金属の酸化物が微細に分散された所望の組成の合
金を製造し得ることが解る。
大!fff7
平均粒径が5μであり純度が99.2wt%であるCO
I!S!Ot粉末を加圧力1400klj/a?にて圧
縮成形することにより、かさ密[2,3a /cc、直
径B□as、高さ10IIllの円柱状の多孔質体を形
成し、該多孔質体を400℃に予熱した点を除き、上述
の実施例1の場合と同様の要領にて5iQ2及びAl2
0aが微細に分散されたQo −8i−A1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。
I!S!Ot粉末を加圧力1400klj/a?にて圧
縮成形することにより、かさ密[2,3a /cc、直
径B□as、高さ10IIllの円柱状の多孔質体を形
成し、該多孔質体を400℃に予熱した点を除き、上述
の実施例1の場合と同様の要領にて5iQ2及びAl2
0aが微細に分散されたQo −8i−A1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。
鋳型の温度= 200℃
A1溶濶の純度:99.7wt%
A(溶湯の湯温: 800℃
Pal1.:対する加圧力+ 1000k(J/J第
14図はこの実施例に於て製造されたQo −3i−A
1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14図に於て、白っぽい部分はco−A1
合金相の部分であり、灰色の部分はAIyO虐及び5i
nsとA1との混合組織の部分である。第14図より、
この実施例によれば、均−且微細な組織を有し5IOp
及びAl2O3が微細且均−に分散されたGo −3i
−A1合金(マクロの組成は34.8wt%C018
゜3wt%s; 136.swt%Al 、20.1w
t%0.5in2及びAl2O3含有率はそれぞれ27
゜2wt%、1o、swt%)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Go−8i−A
1合金についてE r’MA分析及びX線回折試験を行
ったところ、GO2SiO4はA1によって還元されて
おり、Co 2 Sl 04が還元されることにより発
生した5iOiとA1の一部がC0g5!Oaの酸素に
より酸化されることによって形成されたAl2O3とが
Al中に微細且均−に分散していることが認められた。
14図はこの実施例に於て製造されたQo −3i−A
1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14図に於て、白っぽい部分はco−A1
合金相の部分であり、灰色の部分はAIyO虐及び5i
nsとA1との混合組織の部分である。第14図より、
この実施例によれば、均−且微細な組織を有し5IOp
及びAl2O3が微細且均−に分散されたGo −3i
−A1合金(マクロの組成は34.8wt%C018
゜3wt%s; 136.swt%Al 、20.1w
t%0.5in2及びAl2O3含有率はそれぞれ27
゜2wt%、1o、swt%)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Go−8i−A
1合金についてE r’MA分析及びX線回折試験を行
ったところ、GO2SiO4はA1によって還元されて
おり、Co 2 Sl 04が還元されることにより発
生した5iOiとA1の一部がC0g5!Oaの酸素に
より酸化されることによって形成されたAl2O3とが
Al中に微細且均−に分散していることが認められた。
尚具体的実施例としては示されていないが、Fe2O3
・Ti Ox 、Zn 0−8i 02 、Mn S!
04 、PbMOO4、Na5VOt 、Ni l”
et 04 、Na I! WO4の如き他の複合酸化
物にて多孔質体を形成し上述の実施例と同様に合金化を
行ったところ、これらの複合酸化物もAIによって還元
され、Al2O3とSing等がAl中に微細且均−に
分散されることが認められた。またこれらの合金は高い
強度及び耐熱性を有することが認められた。
・Ti Ox 、Zn 0−8i 02 、Mn S!
04 、PbMOO4、Na5VOt 、Ni l”
et 04 、Na I! WO4の如き他の複合酸化
物にて多孔質体を形成し上述の実施例と同様に合金化を
行ったところ、これらの複合酸化物もAIによって還元
され、Al2O3とSing等がAl中に微細且均−に
分散されることが認められた。またこれらの合金は高い
強度及び耐熱性を有することが認められた。
この実施例より、第一の金属と11素との化合物、即ち
酸化還元反応のための酸化剤は金属酸化物に限定されず
、ケイM塩、バナジン酸塩、銑1i!塩、タングステン
酸塩の如き複合酸化物であってもよいことが解る。
酸化還元反応のための酸化剤は金属酸化物に限定されず
、ケイM塩、バナジン酸塩、銑1i!塩、タングステン
酸塩の如き複合酸化物であってもよいことが解る。
哀1」しし
平均粒径が25μであり純度が99.8wt%であるA
1粉末と、平均粒径が25μであり純度が99.4wt
%FあるFe粉末、!: ヲrtxm比に−しT5゜4
ニア、9の割合にて均一に混合し、該混合粉末を加圧力
2100ka//にて圧縮成形することにより、かざ密
度2.7!II /Co、 15X 15X80III
の多孔質体を形成した。次いでこの多孔質体を真空中に
て300℃に予熱した後、第1図に示された高圧鋳造装
置の200℃の鋳型1のモールドキャビティ4内に配置
した。次いでモールドキャビティ4内にS温650℃、
純度99.5wt%のB2O3の溶湯3を注濁し、F8
FIA3をプランジャ5により加圧力約1500kO/
am’にて加圧し、その加圧状態を溶湯承完全に凝固す
るまで保持し、これにより溶湯3を多孔質体2内に浸透
させ、A1とBzO3との間にて酸化還元反応を行わせ
ると共にこれらを合金化させた。溶湯3が完全に凝固し
た後、ノックアウトビン6により鋳型1より凝固体を取
出し、該凝固体よりBl!Os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、All!03が微細
に分散されたFe −AI −8合金よりなる直方体を
切出した。
1粉末と、平均粒径が25μであり純度が99.4wt
%FあるFe粉末、!: ヲrtxm比に−しT5゜4
ニア、9の割合にて均一に混合し、該混合粉末を加圧力
2100ka//にて圧縮成形することにより、かざ密
度2.7!II /Co、 15X 15X80III
の多孔質体を形成した。次いでこの多孔質体を真空中に
て300℃に予熱した後、第1図に示された高圧鋳造装
置の200℃の鋳型1のモールドキャビティ4内に配置
した。次いでモールドキャビティ4内にS温650℃、
純度99.5wt%のB2O3の溶湯3を注濁し、F8
FIA3をプランジャ5により加圧力約1500kO/
am’にて加圧し、その加圧状態を溶湯承完全に凝固す
るまで保持し、これにより溶湯3を多孔質体2内に浸透
させ、A1とBzO3との間にて酸化還元反応を行わせ
ると共にこれらを合金化させた。溶湯3が完全に凝固し
た後、ノックアウトビン6により鋳型1より凝固体を取
出し、該凝固体よりBl!Os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、All!03が微細
に分散されたFe −AI −8合金よりなる直方体を
切出した。
第15図は上述の如く製造されたl:e −AI −B
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15図に於て、白っぽい部分はFeの部分
であり、灰色の部分はFc−AI−8合金相の部分であ
り、黒色の部分はA、1g○aとBとの混合組織の部分
である。第15図より、この実施例によれば、比較的均
−且比較的微細な組織を有しAIto3が微細且均−に
分散されたFe −AI−B合金(マクロの組成は46
.4wt%Fe 131,9*t%AI 、 5.8w
t%B、14゜gwt%0、Al2O3含有率は48.
7wt%)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 −AI −8合金についてE
PM八分へ及び×!1回折試験を行ったところ、溶湯を
構成する8203は多孔質体中のA1によりて還元され
ており、得られた合金組織中にはFe −AI−3合金
相部分と、A1がBy O3の酸素により酸化されるこ
とにより形成され前記合金相部分及びB2O3相中に微
綱且均−に分散されたAltOa とが存在しているこ
とが認められた。またこの合金は高い耐熱性又は耐摩耗
性を有することが認められた。
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15図に於て、白っぽい部分はFeの部分
であり、灰色の部分はFc−AI−8合金相の部分であ
り、黒色の部分はA、1g○aとBとの混合組織の部分
である。第15図より、この実施例によれば、比較的均
−且比較的微細な組織を有しAIto3が微細且均−に
分散されたFe −AI−B合金(マクロの組成は46
.4wt%Fe 131,9*t%AI 、 5.8w
t%B、14゜gwt%0、Al2O3含有率は48.
7wt%)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 −AI −8合金についてE
PM八分へ及び×!1回折試験を行ったところ、溶湯を
構成する8203は多孔質体中のA1によりて還元され
ており、得られた合金組織中にはFe −AI−3合金
相部分と、A1がBy O3の酸素により酸化されるこ
とにより形成され前記合金相部分及びB2O3相中に微
綱且均−に分散されたAltOa とが存在しているこ
とが認められた。またこの合金は高い耐熱性又は耐摩耗
性を有することが認められた。
尚具体的実施例としては示されていないが、Ti粉末を
含む多孔質体が使用された場合にもTiとB20aとの
間に於て酸化還元反応が生じ、Al2O3が微細に分散
された合金が得られ、この合金も高い耐熱性及び耐摩耗
性を有することが認められた。
含む多孔質体が使用された場合にもTiとB20aとの
間に於て酸化還元反応が生じ、Al2O3が微細に分散
された合金が得られ、この合金も高い耐熱性及び耐摩耗
性を有することが認められた。
実施例9
平均粒径が10μでありN度が99wt%であるTi粉
末と、平均粒径が25μであり純度が99゜71℃%で
あるNil末とが重量化にして9.に8.9の割合にて
均一に混合され、該混合粉末が加圧力1l100kノに
て圧縮成形され、かくして得られたかさ密度3.6a/
ccの多孔質体が真空中にて400℃に予熱され、溶湯
として1m850℃、純度99.5wt%のVz Os
が使用され、溶湯に対する加圧力が1000ka/♂に
設定された点を除き、上述の実施例8の場合と同様の要
領にてTi Otが微細に分散されたTt −N+ −
v合金を製造した。
末と、平均粒径が25μであり純度が99゜71℃%で
あるNil末とが重量化にして9.に8.9の割合にて
均一に混合され、該混合粉末が加圧力1l100kノに
て圧縮成形され、かくして得られたかさ密度3.6a/
ccの多孔質体が真空中にて400℃に予熱され、溶湯
として1m850℃、純度99.5wt%のVz Os
が使用され、溶湯に対する加圧力が1000ka/♂に
設定された点を除き、上述の実施例8の場合と同様の要
領にてTi Otが微細に分散されたTt −N+ −
v合金を製造した。
第16図は上述の如く製造されたTi −Ni −■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図に於て、白っぽい部分はNiの部分であ
り、灰色及び黒色の部分は丁102とvt −N+ −
vとの混合組織の部分である。
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図に於て、白っぽい部分はNiの部分であ
り、灰色及び黒色の部分は丁102とvt −N+ −
vとの混合組織の部分である。
第16図より、比較的均−且比較的微細な組織を有しT
i0gが比較的微細且均−に分散されたTi −Ni−
V合金(マクロの組成は36.8wt%Ti 、
36. 0wt%Ni 、 1 5. 2wt%V
、 1 2゜o wt%o、vt 02含有率は30
.0wt%)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 −Ni −V合金について
EPMA分析及びxsm回折試験を行ったところ、Vp
OsはTtにより還元されており、合金の組織中にはT
iがvt Oaの酸素により還元されることによって形
成され微細巨均−に分散されたTiOxとN+−v−v
+合金相部分とが存在していることが認められた。また
この合金は高い耐熱性を有することが認められた。
i0gが比較的微細且均−に分散されたTi −Ni−
V合金(マクロの組成は36.8wt%Ti 、
36. 0wt%Ni 、 1 5. 2wt%V
、 1 2゜o wt%o、vt 02含有率は30
.0wt%)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 −Ni −V合金について
EPMA分析及びxsm回折試験を行ったところ、Vp
OsはTtにより還元されており、合金の組織中にはT
iがvt Oaの酸素により還元されることによって形
成され微細巨均−に分散されたTiOxとN+−v−v
+合金相部分とが存在していることが認められた。また
この合金は高い耐熱性を有することが認められた。
尚具体的実施例とては示されていないが、溶湯として1
200℃のPb0,1100℃のKBO2,1100℃
のNa 802.950℃のNagWOa 、1100
℃のに2StOa17)各溶湯ヲ使用した場合にも、こ
れらの溶湯と7iとの間に於て酸化還元反応が生じ、T
lO2が微細に分散された合金を得ることができ、これ
らの合金は高い強度及び耐摩耗性を有すると共に、優れ
た唐動特性を有することが認められた。
200℃のPb0,1100℃のKBO2,1100℃
のNa 802.950℃のNagWOa 、1100
℃のに2StOa17)各溶湯ヲ使用した場合にも、こ
れらの溶湯と7iとの間に於て酸化還元反応が生じ、T
lO2が微細に分散された合金を得ることができ、これ
らの合金は高い強度及び耐摩耗性を有すると共に、優れ
た唐動特性を有することが認められた。
工1」1口と
平均粒径が25μであり純度が99.8wt%であるA
1粉末を加圧力200kQ/1llljにて圧縮成形す
ることにより、かぎ密度が1.08(+・/CCである
15X15X80111の多孔質体を形成した。次いで
多孔質体を真空中にて300℃に予熱した後、多孔質体
を第7図に示されたダイカスト鋳造装置の50℃の可動
ダイス11のモールドキャピテイ12内に配置した。次
いで瀾1ii!550℃、純度99.3wt%の亜鉛溶
湯中に平均粒径が1.2μであり純度が99w【%であ
るZnO粉末が混入されることにより形成されたZn−
10wt%znO溶瀾を注入口1溶湯り鋳込みスリーブ
9内に注湯し、該溶湯をプランジャ15により約500
k(+/♂にて加圧してモールドキャピテイ12内へ
注入し。
1粉末を加圧力200kQ/1llljにて圧縮成形す
ることにより、かぎ密度が1.08(+・/CCである
15X15X80111の多孔質体を形成した。次いで
多孔質体を真空中にて300℃に予熱した後、多孔質体
を第7図に示されたダイカスト鋳造装置の50℃の可動
ダイス11のモールドキャピテイ12内に配置した。次
いで瀾1ii!550℃、純度99.3wt%の亜鉛溶
湯中に平均粒径が1.2μであり純度が99w【%であ
るZnO粉末が混入されることにより形成されたZn−
10wt%znO溶瀾を注入口1溶湯り鋳込みスリーブ
9内に注湯し、該溶湯をプランジャ15により約500
k(+/♂にて加圧してモールドキャピテイ12内へ
注入し。
その加圧状態を溶湯17が完全に凝固するiで保持し、
これにより溶117を多孔質体13内に浸透させ、A1
とZnOとの間にて酸化還元反応を行わせると共にAI
とznとを合金化させた。溶117が完全に凝固した後
、可動ダイス11を固定ダイス15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zn−1nwt%Z
nO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、Al 203が微細に分散されたln −A1
合金よりなる直方体を切出した。
これにより溶117を多孔質体13内に浸透させ、A1
とZnOとの間にて酸化還元反応を行わせると共にAI
とznとを合金化させた。溶117が完全に凝固した後
、可動ダイス11を固定ダイス15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zn−1nwt%Z
nO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、Al 203が微細に分散されたln −A1
合金よりなる直方体を切出した。
第18図は上述の如く製造された7n−A1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
18図に於て、島状の白っぽい部分はAl−7nの合金
相の部分であり、地の明灰色の部分はA1103とzn
との混合組織の部分である。第18図より、この実施例
によれば、均−且微綱な組織を有しA11asが微綱且
均−に分散された1n−A1合金(マクロの組成は73
゜1wt%Zn 、20.5wt%A+ 、5.4wt
%01All!03含有率は13.6wt%)を製造ス
ルーとができることが解る。また上述の如く製造された
zn−A1合金についてEPMA分析及びX線回折試験
を行ったところ、溶湯中のZnOはA1により還元され
ており、zn−A1合金相部分と、A1がZnOの酸素
により酸化されることによって形成されln中に微細且
均−に分散されたAl2Oりとが存在していることが認
められたつ尚具体的実施例としては示されていないが、
A1粉末の代りにTi粉末及びMQ粉末を使用した場合
にも溶湯中のZnOとの間に於て酸化還元反応が生じ、
これによりそれぞれTio1!及びMO02が微細且均
−に分散された合金を製造し得ることが認められた。ま
た上述の実施例の合金を含むこれらの合金は優れた耐摩
耗性及び摺動特性を有していることが認められた。
組織を400倍にて示す光学顕微鏡写真である。この第
18図に於て、島状の白っぽい部分はAl−7nの合金
相の部分であり、地の明灰色の部分はA1103とzn
との混合組織の部分である。第18図より、この実施例
によれば、均−且微綱な組織を有しA11asが微綱且
均−に分散された1n−A1合金(マクロの組成は73
゜1wt%Zn 、20.5wt%A+ 、5.4wt
%01All!03含有率は13.6wt%)を製造ス
ルーとができることが解る。また上述の如く製造された
zn−A1合金についてEPMA分析及びX線回折試験
を行ったところ、溶湯中のZnOはA1により還元され
ており、zn−A1合金相部分と、A1がZnOの酸素
により酸化されることによって形成されln中に微細且
均−に分散されたAl2Oりとが存在していることが認
められたつ尚具体的実施例としては示されていないが、
A1粉末の代りにTi粉末及びMQ粉末を使用した場合
にも溶湯中のZnOとの間に於て酸化還元反応が生じ、
これによりそれぞれTio1!及びMO02が微細且均
−に分散された合金を製造し得ることが認められた。ま
た上述の実施例の合金を含むこれらの合金は優れた耐摩
耗性及び摺動特性を有していることが認められた。
上述の実施例8〜実施例10より、多孔質体中に酸化物
形成傾向の高い金属が固体微細片として存在し、溶湯が
金属酸化物の溶湯であり又は溶湯中に金属酸化物が存在
する場合にも、これらの間に於て酸化還元反応が生じ、
その反応により生じる熱によって合金化が良好に行われ
ると共に、酸化物形成傾向のれい金属の酸化物が微細巨
均−に分散された合金が得られることがわかる。
形成傾向の高い金属が固体微細片として存在し、溶湯が
金属酸化物の溶湯であり又は溶湯中に金属酸化物が存在
する場合にも、これらの間に於て酸化還元反応が生じ、
その反応により生じる熱によって合金化が良好に行われ
ると共に、酸化物形成傾向のれい金属の酸化物が微細巨
均−に分散された合金が得られることがわかる。
LLLL工
まず平均粒径が25μであり純度が99.8wt%であ
るA1粉末を加圧力500kMclIにて圧縮成形する
ことにより、かさ密度が1.46o/ccである15X
15X80Imの多孔質体を形成した。
るA1粉末を加圧力500kMclIにて圧縮成形する
ことにより、かさ密度が1.46o/ccである15X
15X80Imの多孔質体を形成した。
次いで多孔質体を真空中にて200℃に予熱した後、第
1図に示されている如く50℃の鋳型1のモールドキャ
ピテイ4内に配置した。次いでモールドキャピテイ4内
に湯温350℃、純度99W【%の純スズの溶湯3を波
瀾し、溶湯3をプランジャ5により加圧力約500k(
1/ai”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、これにより溶s3を多孔質体2内に
浸透させ、V2O5とAIとの間にて酸化還元反応を行
わせると共にこれらを合金化させた。溶湯3が完全に凝
固した後、ノックアウトビン6により鋳型1より凝固体
を取出し、該凝固体より純スズ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、Al2O3が微細に
分散されたAI−V−8n合金よりなる直方体を切出し
た。
1図に示されている如く50℃の鋳型1のモールドキャ
ピテイ4内に配置した。次いでモールドキャピテイ4内
に湯温350℃、純度99W【%の純スズの溶湯3を波
瀾し、溶湯3をプランジャ5により加圧力約500k(
1/ai”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、これにより溶s3を多孔質体2内に
浸透させ、V2O5とAIとの間にて酸化還元反応を行
わせると共にこれらを合金化させた。溶湯3が完全に凝
固した後、ノックアウトビン6により鋳型1より凝固体
を取出し、該凝固体より純スズ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、Al2O3が微細に
分散されたAI−V−8n合金よりなる直方体を切出し
た。
第18図は上述の如く製造されたAI −V−8n合金
の断面組織を400倍にて示す光学顕微鏡写真である。
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18図に於て、灰色の粒状の部分はAI−V合金
相の部分であり、黒色の粒状の部分はAI ! Osと
AI −V合金との混合組織の部分であり、地の明灰色
の部分はAl10aと3nとの混合組織の部分である。
相の部分であり、黒色の粒状の部分はAI ! Osと
AI −V合金との混合組織の部分であり、地の明灰色
の部分はAl10aと3nとの混合組織の部分である。
第18図より、この実施例によれば、均−且微細な組織
を有しAl2O3が微細且均−に分散されたAI −V
−3n合金(マクロの組成は17.6wt%A+ 、6
゜2111t%V、71.4wt%3n 、4.8wt
%0、Al2O3含有率は10.2wt%)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
I −V−8n合金についrEPMA分析及ヒX線回折
試験を行ったところ、製造された合金の組織中には、A
I−V−8n合金相部分と、AIがV2O6の酸素によ
り酸化されることにより形成されAI−V合金及びSn
中に微細且均−に分散されたAl2O3とが形成されて
いることが認められた。
を有しAl2O3が微細且均−に分散されたAI −V
−3n合金(マクロの組成は17.6wt%A+ 、6
゜2111t%V、71.4wt%3n 、4.8wt
%0、Al2O3含有率は10.2wt%)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
I −V−8n合金についrEPMA分析及ヒX線回折
試験を行ったところ、製造された合金の組織中には、A
I−V−8n合金相部分と、AIがV2O6の酸素によ
り酸化されることにより形成されAI−V合金及びSn
中に微細且均−に分散されたAl2O3とが形成されて
いることが認められた。
尚具体的実施例としては示されていないが、上述の実施
例の場合と同様の要領にてWO3、FeOs、Mn0t
、Coo、Mb20s、TaO5、T!Og、Gl’0
3、Ni○の各粉末トAI 粉末との混合粉末にて多孔
質体を形成し、各多孔質体中に純スズの溶湯を含浸させ
ることにより種々の合金を製造したところ、これらのい
ずれに於てもW−AI−8n合金相部分の如き合金相部
分の他に、前記金am化物の酸素によりA1が酸化され
ることにより形成され3n中に微細且均−に分散された
Al20aが形成されていることが認められた。また上
述の実施例の合金を含むこれらの合金はいずれも強度、
耐熱性、耐摩耗性に優れていることが認められた。
例の場合と同様の要領にてWO3、FeOs、Mn0t
、Coo、Mb20s、TaO5、T!Og、Gl’0
3、Ni○の各粉末トAI 粉末との混合粉末にて多孔
質体を形成し、各多孔質体中に純スズの溶湯を含浸させ
ることにより種々の合金を製造したところ、これらのい
ずれに於てもW−AI−8n合金相部分の如き合金相部
分の他に、前記金am化物の酸素によりA1が酸化され
ることにより形成され3n中に微細且均−に分散された
Al20aが形成されていることが認められた。また上
述の実施例の合金を含むこれらの合金はいずれも強度、
耐熱性、耐摩耗性に優れていることが認められた。
実施例12
平均粒径が25μであり純度が99.8wt%であるA
1粉末と、平均粒径が5μであり純度が99.2wt%
であるMn3i0aとをlff1比にして2.7:3.
5の割合にて均二に混合し、該混合粉末を加圧力500
kM、x2にて圧縮成形することにより、かさ密度が1
.55+1/ccである15×15X8011101の
多孔質体を形成した。次いで多孔質体を真空中にて30
0℃に予熱した後、多孔質体を第7図に示されたダイカ
スト鋳造装置の200℃の可動ダイス11のモールドキ
ャピテイ12内に配置した。次いでプランジャ15によ
りモールドキャビティ12内へ[温550℃、純899
゜3wt%の純亜鉛の溶湯17を注入し、該溶湯をプラ
ンジャにより加圧力500kg/IX+!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を多孔質体13内に浸透させ、AI
とMnSiO3との間にて酸化還元反応を行わせると
共にこれらとznとを合金化させた。溶m17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ピンにより可動
ダイス11より凝固体を取出し、該凝固体より純亜鉛の
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
、Al z Oa及び5to2が微細に分散されたMn
−AI−Zn合金よりなる直方体を切出した。
1粉末と、平均粒径が5μであり純度が99.2wt%
であるMn3i0aとをlff1比にして2.7:3.
5の割合にて均二に混合し、該混合粉末を加圧力500
kM、x2にて圧縮成形することにより、かさ密度が1
.55+1/ccである15×15X8011101の
多孔質体を形成した。次いで多孔質体を真空中にて30
0℃に予熱した後、多孔質体を第7図に示されたダイカ
スト鋳造装置の200℃の可動ダイス11のモールドキ
ャピテイ12内に配置した。次いでプランジャ15によ
りモールドキャビティ12内へ[温550℃、純899
゜3wt%の純亜鉛の溶湯17を注入し、該溶湯をプラ
ンジャにより加圧力500kg/IX+!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を多孔質体13内に浸透させ、AI
とMnSiO3との間にて酸化還元反応を行わせると
共にこれらとznとを合金化させた。溶m17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ピンにより可動
ダイス11より凝固体を取出し、該凝固体より純亜鉛の
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
、Al z Oa及び5to2が微細に分散されたMn
−AI−Zn合金よりなる直方体を切出した。
第19図は上述の如(製造されたMn −AI −2n
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19図に於て1粒状の白っぽい部分はMn−
Al合金相の部分であり、地の灰色及び黒色の部分はA
l2O+1及び5iOzと7n−A1合金との混合組織
の部分である。第19図より、この実施例によれば、均
−且微細な組繊を有しAltos及び5ho2が微細且
均−に分散されたMn −AI −Zn合金(マクロの
組成は7.2wt%Mn 、 13.2wt%Al 、
3.7wt%Si 、 69. 7wt%Zn
、 6. 3wt%O,Al2O3及び5fOi含
有率はそれぞれ4,5wt%、7.8wt%)を製造す
ることができることが解る。
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19図に於て1粒状の白っぽい部分はMn−
Al合金相の部分であり、地の灰色及び黒色の部分はA
l2O+1及び5iOzと7n−A1合金との混合組織
の部分である。第19図より、この実施例によれば、均
−且微細な組繊を有しAltos及び5ho2が微細且
均−に分散されたMn −AI −Zn合金(マクロの
組成は7.2wt%Mn 、 13.2wt%Al 、
3.7wt%Si 、 69. 7wt%Zn
、 6. 3wt%O,Al2O3及び5fOi含
有率はそれぞれ4,5wt%、7.8wt%)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Mn −AI −Zn合金に
ついてEPMA分析及びxm回折試験を行ったところ、
MnSiO3はA1により還元されてJ3す、合金の組
織中にはMn−Al合金相部分及びZn−Al合金相部
分と、Mn3iQ3と八1との間の酸化還元反応により
形成され1n−A1合金相部分中に微細且均−に分散さ
れたAlpO*及び5I02とが存在していることが認
められた。
ついてEPMA分析及びxm回折試験を行ったところ、
MnSiO3はA1により還元されてJ3す、合金の組
織中にはMn−Al合金相部分及びZn−Al合金相部
分と、Mn3iQ3と八1との間の酸化還元反応により
形成され1n−A1合金相部分中に微細且均−に分散さ
れたAlpO*及び5I02とが存在していることが認
められた。
尚具体的実施例としては示されていないが、Mn5to
3の代りにFe 203 ・7 i Q2 、 pb
MOO4、Na3VO4、Ni Fe2O4,Na2W
OAが使用された場合にも上述の実施例の場合と同様の
酸化還元反応が生じ、製造された合金中にはAl2ha
及びTlO2等が微細且均−に分散されていることが認
められた。
3の代りにFe 203 ・7 i Q2 、 pb
MOO4、Na3VO4、Ni Fe2O4,Na2W
OAが使用された場合にも上述の実施例の場合と同様の
酸化還元反応が生じ、製造された合金中にはAl2ha
及びTlO2等が微細且均−に分散されていることが認
められた。
11」LLと
まず平均粒径が10μであり純度が97.6wt%であ
るT1粉末と、平均粒径が3μであり純度が99.9w
t%のW Oa とを重量比にして4.5=7.2の割
合にて均一に混合し、該混合粉末を加圧力1200k<
1/am’にて圧縮成形することにより、かさ密度5.
85り/CCCC115X15X80の多孔質体を形成
した。次いで多孔11体を真空中にて400℃に予熱し
、該多孔質体を第9図に示されている如く内径10OI
Il■、100℃の鋳型22内に軸s!25に沿って配
置した。次いで鋳型22内に濡湿550℃、純度99.
3wt%の純亜鉛の溶湯28を注入し、鋳枠19及び鋳
型22を20Q rpmにて回転させ、その状態を溶1
28が完全に凝固するまで帷持し、これにより溶湯28
を多孔質体26内に浸透させ、TiとW O3との間に
て酸化還元反応を行わせると共にこれらとznとを合金
化させた。溶128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、該凝固体より亜鉛のみよりな
る部分を機械加工によって除去することにより、Ti0
pが微細に分散されたw−v; −Zn合金よりなる直
方体を切出した。
るT1粉末と、平均粒径が3μであり純度が99.9w
t%のW Oa とを重量比にして4.5=7.2の割
合にて均一に混合し、該混合粉末を加圧力1200k<
1/am’にて圧縮成形することにより、かさ密度5.
85り/CCCC115X15X80の多孔質体を形成
した。次いで多孔11体を真空中にて400℃に予熱し
、該多孔質体を第9図に示されている如く内径10OI
Il■、100℃の鋳型22内に軸s!25に沿って配
置した。次いで鋳型22内に濡湿550℃、純度99.
3wt%の純亜鉛の溶湯28を注入し、鋳枠19及び鋳
型22を20Q rpmにて回転させ、その状態を溶1
28が完全に凝固するまで帷持し、これにより溶湯28
を多孔質体26内に浸透させ、TiとW O3との間に
て酸化還元反応を行わせると共にこれらとznとを合金
化させた。溶128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、該凝固体より亜鉛のみよりな
る部分を機械加工によって除去することにより、Ti0
pが微細に分散されたw−v; −Zn合金よりなる直
方体を切出した。
第20図は上述の如く製造されたW−Ti−Zn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20図に於て、粒状の白っぽい部分はW−Ti合金
相の部分であり、黒色の部分は丁10iの部分であり、
地の灰色の部分はTiO2とznとの混合組織の部分で
ある。第20図より、この実施例によ糺ば、均−且微細
な組織を有しTi0gが微細且均−に分散されたW−T
i−Zn合金(マクロの組成は22.Owt%W、i7
.5wt%Ti 、54. 8wt%zn 15.7
wt%0、Ti01!含有率は14.1wt%)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W−Ti −Zn合金についてEPMA分析及びX線
回折試験を行ったところ、W O3はTiによって還元
されており、合金の組織中にはW−Ti−Zn合金相部
分と7iがW Oaの酸素により酸化されることによっ
て形成されW−Ti−Zn合金相部分中に微細且均−に
分散されたTiO2とが存在していることが認められた
。
断面組織を400倍にて示す光学顕微鏡写真である。こ
の第20図に於て、粒状の白っぽい部分はW−Ti合金
相の部分であり、黒色の部分は丁10iの部分であり、
地の灰色の部分はTiO2とznとの混合組織の部分で
ある。第20図より、この実施例によ糺ば、均−且微細
な組織を有しTi0gが微細且均−に分散されたW−T
i−Zn合金(マクロの組成は22.Owt%W、i7
.5wt%Ti 、54. 8wt%zn 15.7
wt%0、Ti01!含有率は14.1wt%)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W−Ti −Zn合金についてEPMA分析及びX線
回折試験を行ったところ、W O3はTiによって還元
されており、合金の組織中にはW−Ti−Zn合金相部
分と7iがW Oaの酸素により酸化されることによっ
て形成されW−Ti−Zn合金相部分中に微細且均−に
分散されたTiO2とが存在していることが認められた
。
尚具体的実施例としては示されていないが、Mo O3
,1yln Ot 、 Co OlFew O3,Ni
Q、Cr2O3の各粉末にTi粉末を混合して該混合
粉末にて多孔質体を形成し、上述の実施例の場合と同様
の要領にて合金を製造したところ、その場合にも−「i
と各金属酸化物との間に於て酸化還元反応が生じており
、得られた合金の組織中には]−10iが微細且均−に
分散していることが認められた。また上述の実施例の合
金を含むこれらの合金はいずれも耐熱性及び耐摩耗性に
優れていることが認められた。
,1yln Ot 、 Co OlFew O3,Ni
Q、Cr2O3の各粉末にTi粉末を混合して該混合
粉末にて多孔質体を形成し、上述の実施例の場合と同様
の要領にて合金を製造したところ、その場合にも−「i
と各金属酸化物との間に於て酸化還元反応が生じており
、得られた合金の組織中には]−10iが微細且均−に
分散していることが認められた。また上述の実施例の合
金を含むこれらの合金はいずれも耐熱性及び耐摩耗性に
優れていることが認められた。
上述の実施例11〜13より、金属酸化物又は複合酸化
物とこれらの金am化物又は複合酸化物を構成する金属
よりも酸化物形成傾向の高い金属とよりなる多孔質体中
に他の金属溶湯が浸透されると、金属溶湯が保有する熱
によって金a波化吻又は複合酸化物と酸化物形成傾向の
高い金属との間に於て酸化還元反応が生じ、この反応に
より生じる熱によって良好な合金化が一行われると共に
、酸化還元反応により生じた酸化物形成傾向の高い金属
の酸化物が合金の組織中に微細に分散されることが解る
。またこの場合金属溶湯は上述の如き酸化還元反応を促
進させるに足る熱を保有するものであれば如何なる種類
のものであっても良いことが解る。
物とこれらの金am化物又は複合酸化物を構成する金属
よりも酸化物形成傾向の高い金属とよりなる多孔質体中
に他の金属溶湯が浸透されると、金属溶湯が保有する熱
によって金a波化吻又は複合酸化物と酸化物形成傾向の
高い金属との間に於て酸化還元反応が生じ、この反応に
より生じる熱によって良好な合金化が一行われると共に
、酸化還元反応により生じた酸化物形成傾向の高い金属
の酸化物が合金の組織中に微細に分散されることが解る
。またこの場合金属溶湯は上述の如き酸化還元反応を促
進させるに足る熱を保有するものであれば如何なる種類
のものであっても良いことが解る。
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。
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図は本発明の合金め製造方法に使用されるに好適な
一つの高圧$[i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Fe−Al合金の断面組織をi、
oo倍にて示す光学顕微鏡写真、第3図乃至第゛、6図
は皐れぞれ本発明に従って製造された°Fe−へ1合本
のE P M−A ニよる1000倍の二次電子像、M
O面分析写真、A1面分析写真、0面分析写真、第7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鋳造装置を示す部分縦断面
図、第8図は本発明に従って製造されたCo −Zn
−A1合金の断面組織を100倍にて示す光学顕微鏡写
真、第9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10図乃
至第20図はそれぞれ本発明に従って製造されたMn−
z’na、金、Mll−M(+合金、゛「r−A1合金
、Nj’ −F e、 −AI、合金、COづ1−A1
合金、Fe、−Al−’3合金、Ti −Ni−■合金
、zn−A1合金、AI−V−8r1合金、Mn −A
I−Zn合金、W−Ti−Zn合金の断面組織を400
倍(第15図及び第16図は100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・
・・モールドキャピテイ、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
ランジャ、16・・・注入口、17・・・Wi瀾、19
・・・鋳枠、20.21・・・端壁、22・・・鋳型、
23.24・・・ローラ、25・・・軸線、26・・・
多孔質体、27・・・樋、28・・・溶湯特 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2図 第3図 〜 第 4 図 xtoo。 第 5 図 第 6 父 、 xtoo。 (自 発) 手続補正層 昭和60年2月4日 特許庁長官 志 賀 学 殿 1、事件の表示 昭和59年特許願第256336号2
)発明の名称 酸化還元反応を利用した合金の製造方法3、補正をする
者 事件との関係 特許出願人 住 所 愛知県豊田布トヨタ町1番地名 称 (3
20) t”ヨタ自動車株式会社代表者 松 本 清 4、代理人 居 所 e104東京都中央区新川1丁目5番19号
茅場町長岡ピル3階 電話551−4171(1)明細
書第15頁第3行乃至4行のr M b tO!、丁a
Os 、Ti Ox 、Qr OgJをrNbgos
、TaxOi、TiOx、Cr20aJと補正する。 (2)同第18頁第17行乃至第18行のrMnOx
N N I OlMtltOs、Ta0sJをrMnO
x 、Ni O,Nb ! OB 、Ta t Os
Jと補正する。 〈3)同第26頁wiG行乃至第7行のr37.3W【
%Ti 、39.4wt%MQ 、23,3wt%0、
Mho含有率は58.、ltJをr46.7wt%Ti
、51.6wt%MQ 、1.6wt%0、M90含有
率は4.2WtJと補正する。 (4)同第26頁第17行乃至第18行の「400kg
/III” Jをr40kQ/am” Jと補正する。 (5)同第32頁第17行乃至第18行のrMnSiO
4JをrMn Si Oa Jと補正する。 (6)同第35頁第4行のr48.7wt%」をr31
.8wt%」と補正する。 (7)同第35頁第12行の「及びBtOa相」を削除
する。 (8)同第41頁第41行のrAl粉末」の後に「と、
平均粒径が10μであり純度が98.5wt%であるV
! Os粉末とをIII比にして2:1の割合にて均一
に混合し、該混合粉末jを挿入する。 (9)同第43頁第3行乃至第5行のrFe Oa、M
n Ot 、Qo O,Ml)t Os 、丁a O5
、Ti0t 、 Cr Os JをrFet Os 、
Mn Ot 、 C00、Nb t Os 、 Ta’
g Os 、Ti OtN Qr!08jと補正する。 (10)同43頁第19行のrMn Si Os Jを
jMn3i0all)末」・と補正する。 (11)同第46真第13行の[のWO@Jを「である
W Os粉末jと補正する。 (12)同第50頁第4行及び第7行のrFe −A1
合合金金それぞれrMO−AI合合金上補正する。
一つの高圧$[i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Fe−Al合金の断面組織をi、
oo倍にて示す光学顕微鏡写真、第3図乃至第゛、6図
は皐れぞれ本発明に従って製造された°Fe−へ1合本
のE P M−A ニよる1000倍の二次電子像、M
O面分析写真、A1面分析写真、0面分析写真、第7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鋳造装置を示す部分縦断面
図、第8図は本発明に従って製造されたCo −Zn
−A1合金の断面組織を100倍にて示す光学顕微鏡写
真、第9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10図乃
至第20図はそれぞれ本発明に従って製造されたMn−
z’na、金、Mll−M(+合金、゛「r−A1合金
、Nj’ −F e、 −AI、合金、COづ1−A1
合金、Fe、−Al−’3合金、Ti −Ni−■合金
、zn−A1合金、AI−V−8r1合金、Mn −A
I−Zn合金、W−Ti−Zn合金の断面組織を400
倍(第15図及び第16図は100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・
・・モールドキャピテイ、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
ランジャ、16・・・注入口、17・・・Wi瀾、19
・・・鋳枠、20.21・・・端壁、22・・・鋳型、
23.24・・・ローラ、25・・・軸線、26・・・
多孔質体、27・・・樋、28・・・溶湯特 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2図 第3図 〜 第 4 図 xtoo。 第 5 図 第 6 父 、 xtoo。 (自 発) 手続補正層 昭和60年2月4日 特許庁長官 志 賀 学 殿 1、事件の表示 昭和59年特許願第256336号2
)発明の名称 酸化還元反応を利用した合金の製造方法3、補正をする
者 事件との関係 特許出願人 住 所 愛知県豊田布トヨタ町1番地名 称 (3
20) t”ヨタ自動車株式会社代表者 松 本 清 4、代理人 居 所 e104東京都中央区新川1丁目5番19号
茅場町長岡ピル3階 電話551−4171(1)明細
書第15頁第3行乃至4行のr M b tO!、丁a
Os 、Ti Ox 、Qr OgJをrNbgos
、TaxOi、TiOx、Cr20aJと補正する。 (2)同第18頁第17行乃至第18行のrMnOx
N N I OlMtltOs、Ta0sJをrMnO
x 、Ni O,Nb ! OB 、Ta t Os
Jと補正する。 〈3)同第26頁wiG行乃至第7行のr37.3W【
%Ti 、39.4wt%MQ 、23,3wt%0、
Mho含有率は58.、ltJをr46.7wt%Ti
、51.6wt%MQ 、1.6wt%0、M90含有
率は4.2WtJと補正する。 (4)同第26頁第17行乃至第18行の「400kg
/III” Jをr40kQ/am” Jと補正する。 (5)同第32頁第17行乃至第18行のrMnSiO
4JをrMn Si Oa Jと補正する。 (6)同第35頁第4行のr48.7wt%」をr31
.8wt%」と補正する。 (7)同第35頁第12行の「及びBtOa相」を削除
する。 (8)同第41頁第41行のrAl粉末」の後に「と、
平均粒径が10μであり純度が98.5wt%であるV
! Os粉末とをIII比にして2:1の割合にて均一
に混合し、該混合粉末jを挿入する。 (9)同第43頁第3行乃至第5行のrFe Oa、M
n Ot 、Qo O,Ml)t Os 、丁a O5
、Ti0t 、 Cr Os JをrFet Os 、
Mn Ot 、 C00、Nb t Os 、 Ta’
g Os 、Ti OtN Qr!08jと補正する。 (10)同43頁第19行のrMn Si Os Jを
jMn3i0all)末」・と補正する。 (11)同第46真第13行の[のWO@Jを「である
W Os粉末jと補正する。 (12)同第50頁第4行及び第7行のrFe −A1
合合金金それぞれrMO−AI合合金上補正する。
Claims (8)
- (1)第一の金属と該第一の金属よりも酸化物形成傾向
の高い第二の金属とを含む合金の製造方法にして、前記
第一の金属と酸素との化合物及び前記第二の金属の少な
くとも一方を固体微細片として準備し、前記化合物と前
記第二の金属とを混合して合金化させる過程に於て前記
第二の金属を前記化合物中の酸素にて酸化せしめること
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、
前記化合物は前記第一の金属の酸化物であることを特徴
とする合金の製造方法。 - (3)特許請求の範囲第1項の合金の製造方法に於て、
前記化合物は前記第一の金属の複合酸化物であることを
特徴とする合金の製造方法。 - (4)特許請求の範囲1項乃至第3項のいずれかの合金
の製造方法に於て、前記固体微細片は前記化合物よりな
り、前記第二の金属は溶湯であることを特徴とする合金
の製造方法。 - (5)特許請求の範囲第1項乃至第3項のいずれかの合
金の製造方法に於て、前記固体微細片は前記第二の金属
よりなり、前記化合物は溶湯であることを特徴とする合
金の製造方法。 - (6)特許請求の範囲第1項乃至第3項のいずれかの合
金の製造方法に於て、前記化合物及び前記第二の金属が
固体微細片として準備されることを特徴とする合金の製
造方法。 - (7)特許請求の範囲第4項又は第5項の合金の製造方
法に於て、前記固体微細片を含む多孔質体が形成され、
該多孔質体中に前記溶湯が浸透せしめられることを特徴
とする合金の製造方法。 - (8)特許請求の範囲第6項の合金の製造方法に於て、
前記化合物の固体微細片と前記第二の金属の固体微細片
との混合物を含む多孔質体が形成され、該多孔質体中に
、第三の金属の溶湯が浸透せしめられることを特徴とす
る合金の製造方法。
Priority Applications (4)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP59256336A JPS61136640A (ja) | 1984-12-04 | 1984-12-04 | 酸化還元反応を利用した合金の製造方法 |
DE8585104718T DE3575310D1 (de) | 1984-12-04 | 1985-04-18 | Verfahren zur herstellung einer legierung die feine oxidteilchen enthaelt. |
EP85104718A EP0184604B1 (en) | 1984-12-04 | 1985-04-18 | Process for manufacturing alloy including fine oxide particles |
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JP59256336A JPS61136640A (ja) | 1984-12-04 | 1984-12-04 | 酸化還元反応を利用した合金の製造方法 |
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JPS6354056B2 JPS6354056B2 (ja) | 1988-10-26 |
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Family Applications (1)
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Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
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JPS61266534A (ja) * | 1985-05-21 | 1986-11-26 | Toshiba Ceramics Co Ltd | Al↓2O↓3−Al−Si系の複合材とその製造方法 |
Families Citing this family (4)
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---|---|---|---|---|
JPS62238340A (ja) * | 1986-04-07 | 1987-10-19 | Toyota Motor Corp | 酸化還元反応を利用したアルミニウム合金の製造方法 |
JPS63230860A (ja) * | 1987-03-20 | 1988-09-27 | Riken Corp | 耐摩耗表面層 |
AT391435B (de) * | 1988-04-14 | 1990-10-10 | Plansee Metallwerk | Verfahren zur herstellung einer odssinterlegierung |
EP1252349B1 (de) * | 2000-02-02 | 2003-10-15 | CLAUSSEN, Nils | Druckgiessen von refraktären metall-keramik-verbundwerkstoffen |
Citations (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS4826204A (ja) * | 1971-08-11 | 1973-04-06 | ||
JPS57194228A (en) * | 1981-05-25 | 1982-11-29 | Mitsui Mining & Smelting Co Ltd | Manufacture of metallic oxide dispersion hardening type copper alloy |
Family Cites Families (9)
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US3026200A (en) * | 1956-10-11 | 1962-03-20 | 134 Woodworth Corp | Method of introducing hard phases into metallic matrices |
US3031340A (en) * | 1957-08-12 | 1962-04-24 | Peter R Girardot | Composite ceramic-metal bodies and methods for the preparation thereof |
US3184306A (en) * | 1962-01-02 | 1965-05-18 | Raybestos Manhattan Inc | Friction material |
GB1117669A (en) * | 1965-07-27 | 1968-06-19 | Imp Metal Ind Kynoch Ltd | Method of preparing high melting point metal alloys |
US3396777A (en) * | 1966-06-01 | 1968-08-13 | Dow Chemical Co | Process for impregnating porous solids |
US3399086A (en) * | 1967-02-13 | 1968-08-27 | Raytheon Co | Dispersion hardening of metal |
US3779714A (en) * | 1972-01-13 | 1973-12-18 | Scm Corp | Dispersion strengthening of metals by internal oxidation |
JPS55152141A (en) * | 1979-05-14 | 1980-11-27 | Agency Of Ind Science & Technol | Hybrid metal material and preparation thereof |
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-
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-
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-
1986
- 1986-07-28 US US06/888,650 patent/US4744945A/en not_active Expired - Lifetime
Patent Citations (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS4826204A (ja) * | 1971-08-11 | 1973-04-06 | ||
JPS57194228A (en) * | 1981-05-25 | 1982-11-29 | Mitsui Mining & Smelting Co Ltd | Manufacture of metallic oxide dispersion hardening type copper alloy |
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS61266536A (ja) * | 1985-05-21 | 1986-11-26 | Toshiba Ceramics Co Ltd | Al2O3―Al―Si系複合材 |
JPS61266534A (ja) * | 1985-05-21 | 1986-11-26 | Toshiba Ceramics Co Ltd | Al↓2O↓3−Al−Si系の複合材とその製造方法 |
JPH0657859B2 (ja) * | 1985-05-21 | 1994-08-03 | 東芝セラミツクス株式会社 | Al2O3―Al―Si系複合材 |
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---|---|
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DE3575310D1 (de) | 1990-02-22 |
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