JPS6340852B2 - - Google Patents
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- JPS6340852B2 JPS6340852B2 JP58052837A JP5283783A JPS6340852B2 JP S6340852 B2 JPS6340852 B2 JP S6340852B2 JP 58052837 A JP58052837 A JP 58052837A JP 5283783 A JP5283783 A JP 5283783A JP S6340852 B2 JPS6340852 B2 JP S6340852B2
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- alloy
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Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
-
- 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
- C22C1/12—Making non-ferrous alloys by processing in a semi-solid state, e.g. holding the alloy in the solid-liquid phase
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- Medicinal Preparation (AREA)
- Extrusion Of Metal (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】
この発明は微粒金属組成物およびその製造方法
に関する。
に関する。
金属が部分的に固体で、かつ部分的に液体であ
る状態で成形することが有利であることが知られ
ている。米国特許No.3948650およびNo.3954455には
金属が半固体である状態でその金属（又は合金）
を激しく撹拌し、ついで成形する方法が開示され
ている。これは合金の樹木状の微細構造を低融点
マトリツクス中で個々の退化樹木状に変換させた
のち、この半固体状のものを注型、鍛造等の成形
工程に付するものである。
る状態で成形することが有利であることが知られ
ている。米国特許No.3948650およびNo.3954455には
金属が半固体である状態でその金属（又は合金）
を激しく撹拌し、ついで成形する方法が開示され
ている。これは合金の樹木状の微細構造を低融点
マトリツクス中で個々の退化樹木状に変換させた
のち、この半固体状のものを注型、鍛造等の成形
工程に付するものである。
この半固体鍛造法を用いることはコスト的に有
利である。しかし、これには一定の限界がある。
この方法の第１の段階は所望の非樹木状構造のキ
ヤストパーをつくるものである。この場合、約１
インチ以下の径のものを得ることは技術的に困難
である。もし、それをおこなつたとしても生産効
率が著るしく低いものとなる。さらに、このキヤ
ステング法は多くの場合、表皮微細構造が所望の
ものとならず、そのため機械的手段等により切削
して後工程の便に供するようにしなければならな
い。さらに直径が不均一なものとなると、径に合
せていちいち配置、成形準備およびランニング等
からなるキヤステングサイクルを調整する必要が
生ずるため面倒となり、かつ費用の高価を招く。
したがつて、融通性が低くなる。
利である。しかし、これには一定の限界がある。
この方法の第１の段階は所望の非樹木状構造のキ
ヤストパーをつくるものである。この場合、約１
インチ以下の径のものを得ることは技術的に困難
である。もし、それをおこなつたとしても生産効
率が著るしく低いものとなる。さらに、このキヤ
ステング法は多くの場合、表皮微細構造が所望の
ものとならず、そのため機械的手段等により切削
して後工程の便に供するようにしなければならな
い。さらに直径が不均一なものとなると、径に合
せていちいち配置、成形準備およびランニング等
からなるキヤステングサイクルを調整する必要が
生ずるため面倒となり、かつ費用の高価を招く。
したがつて、融通性が低くなる。
本発明は上記事情に鑑みてなされたものであつ
て、その目的とするところは半固体、半液体状態
の形成に適した微粒金属組成物の融通性に富み経
済的に有利な製造方法を提供することにある。
て、その目的とするところは半固体、半液体状態
の形成に適した微粒金属組成物の融通性に富み経
済的に有利な製造方法を提供することにある。
さらに本発明の目的は金属組成物の激しい撹拌
をともなうことのない上記製造方法を提供するこ
とである。
をともなうことのない上記製造方法を提供するこ
とである。
さらに本発明の日的は従来不可能であつたよう
な均一の微細構造の金属組成物を提供するもので
ある。
な均一の微細構造の金属組成物を提供するもので
ある。
これらの日的は以下の方法、すなわち方向性列
理構造の固体金属組成物を製造する工程と、 この方向性列理構造組成物を固相線より高くか
つ、液相線より低い温度に加熱して容積分率が
0.05以上が液体の半固体半液体混合物を形成する
工程であつて、その際、該組成物にこの加熱工程
に先立ち、ある歪み量が導入され、これにより加
熱時に均一な離散球状粒子が該球状粒子より低い
融点のマトリツクス内に形成され、 この加熱組成物を固化させ、上記マトリツクス
中に均一な離散球状粒子を含む均一微粒構造の固
化組成物を形成させる工程 とを具備してなる半固体半液体状態の形成に適し
た金属組成物の製造方法によつて達成される。
理構造の固体金属組成物を製造する工程と、 この方向性列理構造組成物を固相線より高くか
つ、液相線より低い温度に加熱して容積分率が
0.05以上が液体の半固体半液体混合物を形成する
工程であつて、その際、該組成物にこの加熱工程
に先立ち、ある歪み量が導入され、これにより加
熱時に均一な離散球状粒子が該球状粒子より低い
融点のマトリツクス内に形成され、 この加熱組成物を固化させ、上記マトリツクス
中に均一な離散球状粒子を含む均一微粒構造の固
化組成物を形成させる工程 とを具備してなる半固体半液体状態の形成に適し
た金属組成物の製造方法によつて達成される。
一般に、合金を熱処理又は成形時にその固相線
温度以上に加熱することはたとえ少量と云えども
極めて有害と考えられていた。その理由は粒界溶
融が生じ金属の脆化を生じさせるからである。こ
の粒界溶融は熱脆性又は焼き過ぎとも呼ばれ、合
金の加工性を害し、強度および伸びの低下を招
く。この溶融を回避するための方法を開示した文
献もあるが、これらも溶液化の変形にすぎず、不
均質物質をマトリツクス相中に溶解させて取除く
ことがおこなわれる。たとえば米国特許No.
2249349ではアルミニウム合金を初期溶融まで加
熱して加工性の改善を図ることがおこなわれてい
る。米国特許No.3988180；No.4106956；No.4019929
では合金を固相線より若干高い温度に加熱し、樹
木状相が小球状になるまでその温度で保持するこ
とがおこなわれる。これらの従来技術によれば溶
融によつて生じた不均質性は有害であり、後の加
工の前に除去しなければならない。本発明によれ
ば不均質性が均一な離散粒子の均質混合物に変換
されるような方式で微細構造に導入される。本発
明で得られる製品は球状粒子が固化した液相中に
包含されたものからなる均一微細構造を有する金
属組成物である。アルミニウム合金の場合はこの
球状粒子の直径は30μｍ以下となる。
温度以上に加熱することはたとえ少量と云えども
極めて有害と考えられていた。その理由は粒界溶
融が生じ金属の脆化を生じさせるからである。こ
の粒界溶融は熱脆性又は焼き過ぎとも呼ばれ、合
金の加工性を害し、強度および伸びの低下を招
く。この溶融を回避するための方法を開示した文
献もあるが、これらも溶液化の変形にすぎず、不
均質物質をマトリツクス相中に溶解させて取除く
ことがおこなわれる。たとえば米国特許No.
2249349ではアルミニウム合金を初期溶融まで加
熱して加工性の改善を図ることがおこなわれてい
る。米国特許No.3988180；No.4106956；No.4019929
では合金を固相線より若干高い温度に加熱し、樹
木状相が小球状になるまでその温度で保持するこ
とがおこなわれる。これらの従来技術によれば溶
融によつて生じた不均質性は有害であり、後の加
工の前に除去しなければならない。本発明によれ
ば不均質性が均一な離散粒子の均質混合物に変換
されるような方式で微細構造に導入される。本発
明で得られる製品は球状粒子が固化した液相中に
包含されたものからなる均一微細構造を有する金
属組成物である。アルミニウム合金の場合はこの
球状粒子の直径は30μｍ以下となる。
本発明の方法は多くの利点を有する。出発ビレ
ツト材のキヤステングを単一の所望の直径でおこ
なうことができる。たとえば、ある部位では６イ
ンチとし、同じ他の第２の部位では所望のより小
さい径に減少させることができる。しかも、これ
を通常の押出し機を用い、従来の技法でおこなう
ことができる。本発明の方法によれば押出し前に
通常の操作として出発ビレツト材の樹木状表皮を
除去することができ、したがつて押出されたビレ
ツトは表皮作用が示さないものとすることができ
る。さらに、最終製品の構造、すなわち、大き
さ、形、分布において出発材のものよりも極めて
微細なものとすることができる。
ツト材のキヤステングを単一の所望の直径でおこ
なうことができる。たとえば、ある部位では６イ
ンチとし、同じ他の第２の部位では所望のより小
さい径に減少させることができる。しかも、これ
を通常の押出し機を用い、従来の技法でおこなう
ことができる。本発明の方法によれば押出し前に
通常の操作として出発ビレツト材の樹木状表皮を
除去することができ、したがつて押出されたビレ
ツトは表皮作用が示さないものとすることができ
る。さらに、最終製品の構造、すなわち、大き
さ、形、分布において出発材のものよりも極めて
微細なものとすることができる。
本発明において、方向性列理構造が、押出し、
圧延、鍛造、スウエージング、等の熱間加工によ
り固相線温度より低い温度でつくられる。この熱
間加工とは再結晶温度（一般に、0.7Tsplidusケル
ビン）と固相線温度（Tsplidus）との間で金属又は
合金を変形させる処理を云い、これによつて方向
性列理構造が得られる。この方向性列理構造の形
成は押出しでおこなうことがより好ましい。押出
し比は通常10／１より大きくし、又、経済的に実
施可能である限り、できるだけ大きくしてよい。
一般に有効な押出し比は19／１〜60／１の範囲で
ある。
圧延、鍛造、スウエージング、等の熱間加工によ
り固相線温度より低い温度でつくられる。この熱
間加工とは再結晶温度（一般に、0.7Tsplidusケル
ビン）と固相線温度（Tsplidus）との間で金属又は
合金を変形させる処理を云い、これによつて方向
性列理構造が得られる。この方向性列理構造の形
成は押出しでおこなうことがより好ましい。押出
し比は通常10／１より大きくし、又、経済的に実
施可能である限り、できるだけ大きくしてよい。
一般に有効な押出し比は19／１〜60／１の範囲で
ある。
この熱間加工と同時又はその一部として、ある
いは熱間加工ののちで、かつ、固相線温度以上に
加熱する前に、金属又は合金に特定量の歪を導入
する必要がある。加熱加工と一体的にこの歪を導
入する場合は、インライン直線操作、又は熱間加
工材の急冷による熱歪みの導入、又は残留歪みが
残るような低温での押出しでおこなうことができ
る。より低い温度での押出しその他の熱間加工は
押出し材中により高い残留歪みを生じさせる。な
ぜならば温度が低くなれば、それだけ押出し圧力
が大きくなり、押出し時の使用エネルギーも大き
くなるからである。別工程として、歪みを冷間加
工によつて導入することもできる。冷間加工は圧
伸、スエージング、圧延、圧縮、アツプセテング
等によりおこなわれる。歪量は変形加工が完了し
たのちに粒体中に残存するすべての歪みを表わす
ものである。実際の歪量は特定の金属、合金によ
り、又熱間加工の種類、条件により変わる。たと
えば押出しアルミニウム合金の場合、歪量は少な
くとも12％冷間加工合金に相当するものとすべき
である。一般に、歪量は固相線温度以上に加熱し
たのち、半固体半液体混合物がより低融点のマト
リツクス組成物中に均一な離散固形球状粒体を含
むものとなるか否かを実験的に判断して決定する
ことができよう。押出しにより方向性列理構造が
つくられ、さらに別途冷間加工された合金は特に
従来法で見られないような均一性、粒状微細構造
が極めてすぐれたものとなることが見出された。
いは熱間加工ののちで、かつ、固相線温度以上に
加熱する前に、金属又は合金に特定量の歪を導入
する必要がある。加熱加工と一体的にこの歪を導
入する場合は、インライン直線操作、又は熱間加
工材の急冷による熱歪みの導入、又は残留歪みが
残るような低温での押出しでおこなうことができ
る。より低い温度での押出しその他の熱間加工は
押出し材中により高い残留歪みを生じさせる。な
ぜならば温度が低くなれば、それだけ押出し圧力
が大きくなり、押出し時の使用エネルギーも大き
くなるからである。別工程として、歪みを冷間加
工によつて導入することもできる。冷間加工は圧
伸、スエージング、圧延、圧縮、アツプセテング
等によりおこなわれる。歪量は変形加工が完了し
たのちに粒体中に残存するすべての歪みを表わす
ものである。実際の歪量は特定の金属、合金によ
り、又熱間加工の種類、条件により変わる。たと
えば押出しアルミニウム合金の場合、歪量は少な
くとも12％冷間加工合金に相当するものとすべき
である。一般に、歪量は固相線温度以上に加熱し
たのち、半固体半液体混合物がより低融点のマト
リツクス組成物中に均一な離散固形球状粒体を含
むものとなるか否かを実験的に判断して決定する
ことができよう。押出しにより方向性列理構造が
つくられ、さらに別途冷間加工された合金は特に
従来法で見られないような均一性、粒状微細構造
が極めてすぐれたものとなることが見出された。
熱間加工その他の所定の冷間加工の終了後、合
金は固相線以上、液相線以下の温度に再加熱され
る。この場合の温度は容積分率0.05〜0.8、好ま
しくは0.10〜0.8、より好ましくは0.15〜0.5の液
体を形成するべく選ばれる。この再加熱された合
金はついで固化され、さらに再加熱され半固体半
液体の状態下で成形するようにする。なお、この
成形工程は最初の再加熱により半固体半液体とし
て、これと一体的におこなつてもよい。この第２
の再加熱は第１回（最初）の再加熱よりより高い
固相分率となるようにしておこなつてもよいが、
固相分率が0.20を超えない程度とすることが好ま
しい。
金は固相線以上、液相線以下の温度に再加熱され
る。この場合の温度は容積分率0.05〜0.8、好ま
しくは0.10〜0.8、より好ましくは0.15〜0.5の液
体を形成するべく選ばれる。この再加熱された合
金はついで固化され、さらに再加熱され半固体半
液体の状態下で成形するようにする。なお、この
成形工程は最初の再加熱により半固体半液体とし
て、これと一体的におこなつてもよい。この第２
の再加熱は第１回（最初）の再加熱よりより高い
固相分率となるようにしておこなつてもよいが、
固相分率が0.20を超えない程度とすることが好ま
しい。
本発明の好ましい実施態様において、合金は半
固体状に加熱されプレス鍛造操作により同時に成
形される。このような方法において、合金は必要
とする半固体半液体温度まで加熱され、ダイスキ
ヤビテイ内に配置され、圧力下で成形される。こ
の成形および固化処理時間は極めて短く、圧力は
比較的低い。このプレス鍛造法は米国特許出願No.
290217（1981年８月５日出願）の明細書中に詳述
されている。その他の半固体成形法はキヤステン
グ、押出し等によつておこなわれる。第１図は本
発明の方法を時間／温度の関係で示すもので、こ
れから明らかな如く、金属を溶融し、ついで固化
して樹木状又は非樹木状のキヤストビレツトを形
成する。このビレツトはたとえばアルミニウムキ
ヤストビレツトの場合、約30分、再結晶温度以上
に予熱され、押出され、ついで急冷され方向性列
理構造の固体金属組成物がつくられる。この押出
し金属組成物はついで冷間加工（室温）され適正
な歪量が導入される。これをついで固相線温度以
上で、たとえばアルミニウム合金の場合、約100
秒再加熱され、半固体状態にされ、ついで急冷さ
れる。
固体状に加熱されプレス鍛造操作により同時に成
形される。このような方法において、合金は必要
とする半固体半液体温度まで加熱され、ダイスキ
ヤビテイ内に配置され、圧力下で成形される。こ
の成形および固化処理時間は極めて短く、圧力は
比較的低い。このプレス鍛造法は米国特許出願No.
290217（1981年８月５日出願）の明細書中に詳述
されている。その他の半固体成形法はキヤステン
グ、押出し等によつておこなわれる。第１図は本
発明の方法を時間／温度の関係で示すもので、こ
れから明らかな如く、金属を溶融し、ついで固化
して樹木状又は非樹木状のキヤストビレツトを形
成する。このビレツトはたとえばアルミニウムキ
ヤストビレツトの場合、約30分、再結晶温度以上
に予熱され、押出され、ついで急冷され方向性列
理構造の固体金属組成物がつくられる。この押出
し金属組成物はついで冷間加工（室温）され適正
な歪量が導入される。これをついで固相線温度以
上で、たとえばアルミニウム合金の場合、約100
秒再加熱され、半固体状態にされ、ついで急冷さ
れる。
本発明において出発物質は従来のビレツトに注
型されるタイプの樹木状金属又は合金、あるいは
米国特許No.3948650に開示されているように凍結
の間、激しく撹拌してつくられるビレツトの如き
非樹木状金属又は合金であつてもよい。この撹拌
はいわゆるスラリーキヤスト構造、すなわち、よ
り低い融点のマトリツクス中に退化樹木状離散粒
子を形成する。激しい撹拌下でつくられるビレツ
トは米国特許出願No.15250（1979年２月26日出願）
で開示されているような連続的直接冷却キヤステ
ング法でつくることもできる。この方法では溶融
金属は回転磁界中において、激しく撹拌されなが
ら冷却される。この方法は連続的であり、離散退
化した樹木状構造の連続ビレツトをつくることが
できる。ここでビレツトとは激しく撹拌されたも
のと、そうでないものとを区別するため固化時に
剪断的環境下で冷却注型されたものを云う。
型されるタイプの樹木状金属又は合金、あるいは
米国特許No.3948650に開示されているように凍結
の間、激しく撹拌してつくられるビレツトの如き
非樹木状金属又は合金であつてもよい。この撹拌
はいわゆるスラリーキヤスト構造、すなわち、よ
り低い融点のマトリツクス中に退化樹木状離散粒
子を形成する。激しい撹拌下でつくられるビレツ
トは米国特許出願No.15250（1979年２月26日出願）
で開示されているような連続的直接冷却キヤステ
ング法でつくることもできる。この方法では溶融
金属は回転磁界中において、激しく撹拌されなが
ら冷却される。この方法は連続的であり、離散退
化した樹木状構造の連続ビレツトをつくることが
できる。ここでビレツトとは激しく撹拌されたも
のと、そうでないものとを区別するため固化時に
剪断的環境下で冷却注型されたものを云う。
上記米国特許No.3948650に上る非樹木状組成物
の微細構造および本発明の方法でつくられた同様
の微細構造は、より低融点のマトリツクス組成物
内に離散球状粒子を含むものからなるもの、又は
溶質富化マトリツクスによつて包囲された離散第
１次相粒子と呼ぶこともできよう。
の微細構造および本発明の方法でつくられた同様
の微細構造は、より低融点のマトリツクス組成物
内に離散球状粒子を含むものからなるもの、又は
溶質富化マトリツクスによつて包囲された離散第
１次相粒子と呼ぶこともできよう。
以下、本発明の実施例について記載するが特に
指示しない限り、すべての部、％は重量に基づく
ものである。なお、固体の分率は容積に基づくも
のである。
指示しない限り、すべての部、％は重量に基づく
ものである。なお、固体の分率は容積に基づくも
のである。
実施例 １
アルミニウムキヤステング合金（アルミニウム
アソシエーシヨンアロイ357）を剪断を施すこと
なく直接６インチ径に冷却注型（チルキヤスト）
した。第２図はこの直接チルキヤストバーの断面
の顕微鏡写真であり、樹木状構造が現われてい
る。なお、この合金は以下の組成からなるもので
あつた。
アソシエーシヨンアロイ357）を剪断を施すこと
なく直接６インチ径に冷却注型（チルキヤスト）
した。第２図はこの直接チルキヤストバーの断面
の顕微鏡写真であり、樹木状構造が現われてい
る。なお、この合金は以下の組成からなるもので
あつた。
Si……7.0；Cu……0.010；
Mn……0.004；Mg……0.30；
Zn……0.02；Ti……0.10；
Al……残り。
このキヤストバーの一部を380℃に1/2時間内に
予熱し、0.875インチ径のロツドに50／１の比で
押出しをおこなつた。この押出し圧は67000psiで
あつた。このロツドは25フイート／分の速度、
460℃で取り出され、ついでこれを強制空冷した。
この押出されたバーを直線状に伸ばして、約１％
永久歪を、この押出し法の一体的工程の一つとし
てバーに導入した。第３図は押出し延伸バーの長
手方向断面の顕微鏡写真である。これによれば方
向性列理構造が明らかであろう。
予熱し、0.875インチ径のロツドに50／１の比で
押出しをおこなつた。この押出し圧は67000psiで
あつた。このロツドは25フイート／分の速度、
460℃で取り出され、ついでこれを強制空冷した。
この押出されたバーを直線状に伸ばして、約１％
永久歪を、この押出し法の一体的工程の一つとし
てバーに導入した。第３図は押出し延伸バーの長
手方向断面の顕微鏡写真である。これによれば方
向性列理構造が明らかであろう。
この押出しサンプルをついで3000Hz、6.75KW
（２インチIDコイル×長さ６インチ中）で100±
５秒、誘導再加熱をおこない0.7〜0.9容積分率固
相体とし、ついで直ちに24℃に急冷した。これら
の急冷サンブルを粒径、形について治金学的に検
査した。第４図はこの再加熱／急冷サンプルの断
面の顕微鏡写真である。この第４図によれば第２
図の出発ビレツトのものと較べて微細構造の顕著
な微細化が明らかであろう。さらに、押出された
部分の著るしく加工された微細構造が液体容積分
率0.1以上に加熱することによりスラリー状微細
構造に変換し得ることを示している。
（２インチIDコイル×長さ６インチ中）で100±
５秒、誘導再加熱をおこない0.7〜0.9容積分率固
相体とし、ついで直ちに24℃に急冷した。これら
の急冷サンブルを粒径、形について治金学的に検
査した。第４図はこの再加熱／急冷サンプルの断
面の顕微鏡写真である。この第４図によれば第２
図の出発ビレツトのものと較べて微細構造の顕著
な微細化が明らかであろう。さらに、押出された
部分の著るしく加工された微細構造が液体容積分
率0.1以上に加熱することによりスラリー状微細
構造に変換し得ることを示している。
実施例 ２
アルミニウムキヤステング合金を実施例１と同
様にして注型し、380℃に1/2時間内で予熱し、直
径1.250インチロツドに押出した。この押出し圧
は14000psiであつた。このロツドの押出しは14フ
イート／分、500℃でおこない、強制空冷をおこ
なつた。この押出しバーに、ついで永久歪１％を
与える延伸をおこなつた。このロツドの一部は36
％延伸し、１インチ径とした。この押出し、延押
ロツドをそのままの状態で実施例１同様に誘導再
加熱し、プレス鍛造した。なお、この場合の鍛造
は肉厚0.050インチのコツプ状とした。第５図は
最終製品の断面の顕微鏡写真であり、これは均一
な微細粒状スラリータイプの微細構造を示してい
る。
様にして注型し、380℃に1/2時間内で予熱し、直
径1.250インチロツドに押出した。この押出し圧
は14000psiであつた。このロツドの押出しは14フ
イート／分、500℃でおこない、強制空冷をおこ
なつた。この押出しバーに、ついで永久歪１％を
与える延伸をおこなつた。このロツドの一部は36
％延伸し、１インチ径とした。この押出し、延押
ロツドをそのままの状態で実施例１同様に誘導再
加熱し、プレス鍛造した。なお、この場合の鍛造
は肉厚0.050インチのコツプ状とした。第５図は
最終製品の断面の顕微鏡写真であり、これは均一
な微細粒状スラリータイプの微細構造を示してい
る。
実施例 ３
アルミニウム鍛練用合金（アルミニウムアソシ
エーシヨン アロイ 2024）を直接冷却注型し、
均質化し（熱間加工の間の亀裂防止および押出し
圧減少のため）、ついで１インチ径のバーに押出
した。
エーシヨン アロイ 2024）を直接冷却注型し、
均質化し（熱間加工の間の亀裂防止および押出し
圧減少のため）、ついで１インチ径のバーに押出
した。
この合金の組成は下記の通りである。
Cu……4.4；Mn……0.6；
Mg……1.5；Al……残り
この押出しバーのサンプルの一部を実施例１と
同様にして再加熱し、他の一部のサンプルを29
％、圧延し、ついで再加熱した。第６図は最終の
再加熱したもの（しかし、冷間加工しないもの）
のサンプルの顕微鏡写真図である。第７図は冷間
加工したサンプルの顕微鏡写真図である。これら
図から冷間加工のサンプルは冷間加工しないサン
プルよりもより微細なミクロ構造となることが明
らかであろう。
同様にして再加熱し、他の一部のサンプルを29
％、圧延し、ついで再加熱した。第６図は最終の
再加熱したもの（しかし、冷間加工しないもの）
のサンプルの顕微鏡写真図である。第７図は冷間
加工したサンプルの顕微鏡写真図である。これら
図から冷間加工のサンプルは冷間加工しないサン
プルよりもより微細なミクロ構造となることが明
らかであろう。
実施例 ４
アルミニウム鍛錬合金として以下の組成のもの
を用いた以外は実施例３と同様の操作をおこなつ
た。
を用いた以外は実施例３と同様の操作をおこなつ
た。
Si……0.6；Cu……0.28；
Mg……1.0；Cr……0.2；
Al……残り（アロイ、6061）
この結果の押出し、再加熱したサンプルと、押
出し、圧延29％、再加熱したサンプルの顕微鏡写
真をとつた。その結果、実施例３および第６，７
図に示すと同様のミクロ構造の差が認められた。
出し、圧延29％、再加熱したサンプルの顕微鏡写
真をとつた。その結果、実施例３および第６，７
図に示すと同様のミクロ構造の差が認められた。
実施例 ５
アルミニウム鍛錬合金として以下の組成のもの
を用いた以外は実施例３と同様の操作をおこなつ
た。
を用いた以外は実施例３と同様の操作をおこなつ
た。
Si……0.6；Cu……0.28；
Mg……1.0；Cr……0.09；
Zn……2.0；Pb……0.6；
Bi……0.6；Al……残り
（アロイ、6262）
その結果、実施例３および４と同様の結果が得
られた。
られた。
実施例 ６
アルミニウム鍛錬合金として下記の組成のもの
を用いた以外は実施例５と同様の操作を繰り返し
た。
を用いた以外は実施例５と同様の操作を繰り返し
た。
Cu……1.6；Mg……2.5；
Cr……0.23；Zn……5.6；
Al……残り（アロイ、7075）
その結果、実施例３〜５の場合と同様の結果が
得られた。
得られた。
実施例 ７
下記組成のアルミニウム合金（アルミニウムア
ソシエーシヨン アロイ 357）を剪断環境下で
６インチ径バーに直接冷却注型した。
ソシエーシヨン アロイ 357）を剪断環境下で
６インチ径バーに直接冷却注型した。
Si……7.0；Cu……0.010；
Mn……0.004；Mg……0.30；
Zn……0.02；Ti……0.10；
Al……残り
これの22インチの長さのサンプルを1/2時間以
内で520℃に加熱し、ついで直径、0.875インチの
ロツドに押出した。この押出し圧は10.000psiで
あつた。押出し速度は24フイート／分、温度は
520℃であり、これをついで送風冷却した。この
ものの１インチの部分を２枚のプレートを用い、
室温で軸方向にプレスし、長さを５、10および16
％のものに減少させた。ついでこれらの押出され
たままのサンプルおよびプレスされたサンプルを
ついで２インチIDコイル×長さ６インチの加熱
装置内で3000Hz、6.75KWで100±５秒間再加熱
し、固相容積分率0.7〜0.9とし、ついで直ち24℃
に水冷した。これらの急冷サンプルを粒径、形状
について金属学的に検査した。
内で520℃に加熱し、ついで直径、0.875インチの
ロツドに押出した。この押出し圧は10.000psiで
あつた。押出し速度は24フイート／分、温度は
520℃であり、これをついで送風冷却した。この
ものの１インチの部分を２枚のプレートを用い、
室温で軸方向にプレスし、長さを５、10および16
％のものに減少させた。ついでこれらの押出され
たままのサンプルおよびプレスされたサンプルを
ついで２インチIDコイル×長さ６インチの加熱
装置内で3000Hz、6.75KWで100±５秒間再加熱
し、固相容積分率0.7〜0.9とし、ついで直ち24℃
に水冷した。これらの急冷サンプルを粒径、形状
について金属学的に検査した。
次に押出したビレツトの１インチのもの35ｇを
軸方向に25％圧し、ついで前記米国特許出願No.
290217と同様にして、半固体半液体状態でねじ穴
用プラグに鍛造した。再加熱時間は50秒、固体容
積分率は0.85、滞留時間は0.5秒、圧力は15000psi
ｇであつた。
軸方向に25％圧し、ついで前記米国特許出願No.
290217と同様にして、半固体半液体状態でねじ穴
用プラグに鍛造した。再加熱時間は50秒、固体容
積分率は0.85、滞留時間は0.5秒、圧力は15000psi
ｇであつた。
この方法における各段階での顕微鏡写真をとつ
た。６インチ径の出発ビレツトは約100ミクロン
径の粒子のものであつた。押出されたビレツトは
粒子が極めて長くなつた方向性列理微細構造を示
していた。再加熱ビレツトの中央部（押出された
ままのもの、５、10および16％に圧延されたも
の）の顕微鏡写真から粒径、形状は歪みが増大す
るに従つて、特に歪みが10％を超えたとき、より
向上することが認められた。圧延25％を施し、ね
じ穴用プラグに鍛造されたものの顕微鏡写真は出
発ビレツト材と比較して微細構造がより細かくな
り、形状の均一化も著るしく、最終製品中の粒子
の分散もよくなることを示していた。さらに残留
歪みが押出し製品の再加熱列理構造に対して大き
く影きようすることも確認された。
た。６インチ径の出発ビレツトは約100ミクロン
径の粒子のものであつた。押出されたビレツトは
粒子が極めて長くなつた方向性列理微細構造を示
していた。再加熱ビレツトの中央部（押出された
ままのもの、５、10および16％に圧延されたも
の）の顕微鏡写真から粒径、形状は歪みが増大す
るに従つて、特に歪みが10％を超えたとき、より
向上することが認められた。圧延25％を施し、ね
じ穴用プラグに鍛造されたものの顕微鏡写真は出
発ビレツト材と比較して微細構造がより細かくな
り、形状の均一化も著るしく、最終製品中の粒子
の分散もよくなることを示していた。さらに残留
歪みが押出し製品の再加熱列理構造に対して大き
く影きようすることも確認された。
実施例 ８
実施例７のアルミニウムキヤステング合金を実
施例７と同様にして６インチ径のビレツトに直接
冷却注型した。この22インチの部分を1/2時間で
330℃に予熱し（実施例１より可成り低い）、つい
で1.125インチ径ロツドに押出した。このロツド
の押出し圧は46000psi（実施例１より可成り大き
い）であつた。このロツドの押出し速度は23フイ
ート／分であり、その温度は490℃であつた。つ
いでこれを送風冷却したのち、実施例７と同様に
して固体分率0.7〜0.9となるように再加熱し、つ
いで水冷した。ついで、これは金属学的に粒径、
形について検査した結果、実施例７の再加熱、25
％圧延、プレス鍛造されたサンプルと同様である
ことが認められた。この押出しにおいて、低い再
加熱温度（330℃）および送風冷却の組合により
押出し物中に適当な残留歪みが形成されることが
見出された。
施例７と同様にして６インチ径のビレツトに直接
冷却注型した。この22インチの部分を1/2時間で
330℃に予熱し（実施例１より可成り低い）、つい
で1.125インチ径ロツドに押出した。このロツド
の押出し圧は46000psi（実施例１より可成り大き
い）であつた。このロツドの押出し速度は23フイ
ート／分であり、その温度は490℃であつた。つ
いでこれを送風冷却したのち、実施例７と同様に
して固体分率0.7〜0.9となるように再加熱し、つ
いで水冷した。ついで、これは金属学的に粒径、
形について検査した結果、実施例７の再加熱、25
％圧延、プレス鍛造されたサンプルと同様である
ことが認められた。この押出しにおいて、低い再
加熱温度（330℃）および送風冷却の組合により
押出し物中に適当な残留歪みが形成されることが
見出された。
実施例 ３
銅鍛練用合金、C544（４％Zn、４％Sn、４％
Pb、残り銅）を方向性列理構造が得られるよう
に押出し、ついで35％冷間圧延して１インチ径の
ロツドとした。この押出しバーのサンプルを実施
例１と同様にして再加熱し（ただし、加熱時間を
200秒とした）、半固体半液体構造物を得、ついで
水ポンプ用カムにプレス鍛造した。第８図はこの
最終製品の断面図のマイクロ写真である。
Pb、残り銅）を方向性列理構造が得られるよう
に押出し、ついで35％冷間圧延して１インチ径の
ロツドとした。この押出しバーのサンプルを実施
例１と同様にして再加熱し（ただし、加熱時間を
200秒とした）、半固体半液体構造物を得、ついで
水ポンプ用カムにプレス鍛造した。第８図はこの
最終製品の断面図のマイクロ写真である。
実施例 10
銅鍛錬用合金C360（３％Mn、35.5％Zn、残り
銅）を押出したのち、冷間圧延（18％）して１イ
ンチ径のロツドとした。この冷間加工押出し物の
サンプルを実施例１と同様にして再加熱した。こ
の最終製品の断面図のミクロ構造は第８図のもの
と酷似していた。
銅）を押出したのち、冷間圧延（18％）して１イ
ンチ径のロツドとした。この冷間加工押出し物の
サンプルを実施例１と同様にして再加熱した。こ
の最終製品の断面図のミクロ構造は第８図のもの
と酷似していた。
なお、上記実施例ではアルミニウムおよび銅合
金について述べたが、他の金属、合金も、それが
より低い融点のマトリツクス相中に固体粒子を含
有する二相システムを形成し得るものであれば、
同様にして本発明を適用し得る。たとえば0.04％
の酸素、残り銅からなる銅鍛練用合金C110につ
いても上記実施例と同様にして本発明を適用し得
ることが認められた。その他、Fe、Ni、Co、
Pb、Zn、Mgを含む合金についても適用し得るこ
とが認められた。そのほか、いわゆるキヤステン
グ合金、たとえばアルミニウム合金356、357又は
鍛練用合金、たとえばアルミニウム合金6061、
2024、7075、銅合金C544、C360についても本発
明を適用し得る。
金について述べたが、他の金属、合金も、それが
より低い融点のマトリツクス相中に固体粒子を含
有する二相システムを形成し得るものであれば、
同様にして本発明を適用し得る。たとえば0.04％
の酸素、残り銅からなる銅鍛練用合金C110につ
いても上記実施例と同様にして本発明を適用し得
ることが認められた。その他、Fe、Ni、Co、
Pb、Zn、Mgを含む合金についても適用し得るこ
とが認められた。そのほか、いわゆるキヤステン
グ合金、たとえばアルミニウム合金356、357又は
鍛練用合金、たとえばアルミニウム合金6061、
2024、7075、銅合金C544、C360についても本発
明を適用し得る。
第１図は本発明の方法を時間／温度分布との関
連で示す線図、第２図ないし第８図は本発明で得
られる合金のミクロ構造の各段階における状態を
示す顕微鏡写真図（拡大率100倍）である。
連で示す線図、第２図ないし第８図は本発明で得
られる合金のミクロ構造の各段階における状態を
示す顕微鏡写真図（拡大率100倍）である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 方向性粒状構造の固体金属組成物を製造する
工程と、 この方向性列理構造組成物を固相線より高くか
つ、液相線より低い温度に加熱して容積分率の
0.05以上が液体の半固体半液体混合物を形成する
工程であつて、その際、該組成物にこの加熱工程
に先立ち、ある歪み量が導入され、これにより加
熱時に均一な離散球状粒子が該球状粒子より低い
融点のマトリツクス内に形成され、 この加熱組成物を固化させ、上記マトリツクス
中に均一な離散球状粒子を含む均一微粒構造の固
化組成物を形成させる工程と、 を具備してなる半固体半液体状態の形成に適した
金属組成物の製造方法。 ２ 方向性列理構造の形成を熱間加工でおこなう
特許請求の範囲第１項記載の製造方法。 ３ 熱間加工を該組成物の押出しによつておこな
う特許請求の範囲第２項記載の製造方法。 ４ 方向性列理構造物を製造したのち、上記歪み
を導入するため、該組成物に歪みを導入するため
冷間加工をおこなう特許請求の範囲第１項記載の
製造方法。 ５ 歪みを熱間加工の間に導入する特許請求の範
囲第２項記載の製造方法。 ６ 冷間加工を据込みによつておこなう特許請求
の範囲第４項記載の製造方法。 ７ 冷間加工をスエージ加工によつておこなう特
許請求の範囲第４項記載の製造方法。 ８ 冷間加工を伸し加工によつておこなう特許請
求の範囲第４項記載の製造方法。 ９ 冷間加工を圧延によつておこなう特許請求の
範囲第４項記載の製造方法。 １０ 方向性列理構造物の製造前において該組成
物が樹木状構造を有するものである特許請求の範
囲第１項記載の製造方法。 １１ 方向性粒状構造の固体金属組成物を製造す
る工程と、 この方向性列理構造組成物を固相線より高くか
つ、液相線より低い温度に加熱して容積分率の
0.05以上が液体の半固体半液体混合物を形成する
工程であつて、その際、該組成物にこの加熱工程
に先立ち、ある歪み量が導入され、これにより加
熱時に均一な離散球状粒子が該球状粒子より低い
融点のマトリツクス内に形成され、 上記半固体半液状の状態において、該組成物を
成形する工程と、 この加熱組成物を固化させ、上記マトリツクス
中に均一な離散球状粒子を含む均一微粒構造の固
化組成物を形成させる工程と、 を具備してなる半固体半液体状態の形成に適した
金属組成物の製造方法。 １２ 加熱された該組成物が固化する前に該組成
物を成形する特許請求の範囲第１１項記載の製造
方法。 １３ 該組成物をプレス鍛造によつて成形する特
許請求の範囲第１２項記載の製造方法。 １４ 該組成物が鋳物合金である特許請求の範囲
第１項記載の製造方法。 １５ 該組成物が鍛練用合金である特許請求の範
囲第１項記載の製造方法。 １６ 該組成物がアルミニウム合金である特許請
求の範囲第１項記載の製造方法。 １７ 該組成物が銅合金である特許請求の範囲第
１項記載の製造方法。 １８ 該方向性列理組成物を容積分率0.8以下の
液体を含む半固体半液体混合物となるような温度
に加熱する特許請求の範囲第１項記載の製造方
法。 １９ 該方向性列理組成物を容積分率0.10以上の
液体を含むような温度に加熱する特許請求の範囲
第１８項記載の製造方法。 ２０ 該方向性列理組成物を容積分率0.15〜0.5
の液体を含むような温度に加熱する特許請求の範
囲第１９項記載の製造方法。 ２１ 方向性粒状構造の固体金属組成物の製造工
程が固相線温度より低い高温で合金を熱間押出し
しておこなわれ、加熱工程前の歪みの導入がこの
押出し合金を熱間加工することによつておこなわ
れ、半固体半液体混合物の形成工程における該混
合物の液体容積分率が0.05〜0.8であることを特
徴とする特許請求の範囲第１１項記載の製造方
法。 ２２ 方向性粒状構造の固体金属組成物の製造工
程が固相線温度より低い高温で合金を熱間押出し
しておこなわれ、加熱工程前の歪みの導入がこの
押出し合金を冷間加工することによつておこなわ
れ、半固体半液体混合物の形成工程における該混
合物の液体容積分率が0.05〜0.8であることを特
徴とする特許請求の範囲第１項記載の製造方法。 ２３ 該合金を押出し比、10対１以上で熱間押出
しする特許請求の範囲第２２項記載の製造方法。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US363622 | 1982-03-30 | ||
| US06/363,622 US4415374A (en) | 1982-03-30 | 1982-03-30 | Fine grained metal composition |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS58213840A JPS58213840A (ja) | 1983-12-12 |
| JPS6340852B2 true JPS6340852B2 (ja) | 1988-08-12 |
Family
ID=23430974
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP58052837A Granted JPS58213840A (ja) | 1982-03-30 | 1983-03-30 | 半固体半液体状態の形成に適した金属組成物の製造方法 |
Country Status (12)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4415374A (ja) |
| EP (1) | EP0090253B1 (ja) |
| JP (1) | JPS58213840A (ja) |
| KR (1) | KR840004183A (ja) |
| AT (1) | ATE77842T1 (ja) |
| AU (1) | AU552153B2 (ja) |
| BR (1) | BR8301524A (ja) |
| CA (1) | CA1203457A (ja) |
| DE (1) | DE3382585T2 (ja) |
| ES (1) | ES8405082A1 (ja) |
| IN (1) | IN157797B (ja) |
| ZA (1) | ZA832054B (ja) |
Cited By (2)
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