JPS6354056B2 - - Google Patents
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- JPS6354056B2 JPS6354056B2 JP59256336A JP25633684A JPS6354056B2 JP S6354056 B2 JPS6354056 B2 JP S6354056B2 JP 59256336 A JP59256336 A JP 59256336A JP 25633684 A JP25633684 A JP 25633684A JP S6354056 B2 JPS6354056 B2 JP S6354056B2
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Classifications
-
- 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
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
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- Manufacture Of Alloys Or Alloy Compounds (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】
産業上の利用分野
本発明は、金属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。
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。
従来の技術
金属酸化物が微細に分散された合金(複合材
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、該た多孔質
体にベース金属の溶湯を浸透させる方法、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。
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、該た多孔質
体にベース金属の溶湯を浸透させる方法、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廉に且能率良く
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属酸化物との間の界面接
着力が不十分になり易いため、他の部材と摺動摩
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、粉末間に存在
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、密度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金属酸化
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。
微細に分散された合金を比較的低廉に且能率良く
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属酸化物との間の界面接
着力が不十分になり易いため、他の部材と摺動摩
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、粉末間に存在
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、密度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金属酸化
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を提
案した。この方法によれば、従来の方法によつて
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、この方法によつ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。
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を提
案した。この方法によれば、従来の方法によつて
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、この方法によつ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、金属酸化物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
鑑み、金属酸化物が微細に分散された任意の組成
の合金を低廉に且能率よく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。
を製造する従来の方法に於ける上述の如き問題に
鑑み、金属酸化物が微細に分散された任意の組成
の合金を低廉に且能率よく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を溶湯として準備し、
前記第二の金属を固体微細片を集合させた多孔質
体として準備し、前記化合物の溶湯中に前記第二
の金属の多孔質体を浸し、前記溶湯を加圧して該
溶湯を前記多孔質体の多孔中へ浸透せしめ、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つて達成
される。
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を溶湯として準備し、
前記第二の金属を固体微細片を集合させた多孔質
体として準備し、前記化合物の溶湯中に前記第二
の金属の多孔質体を浸し、前記溶湯を加圧して該
溶湯を前記多孔質体の多孔中へ浸透せしめ、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つて達成
される。
発明の作用及び効果
本発明によれば、第一の金属よりも酸化物形成
傾向の高い第二の金属が固体微細片を集合させた
多孔質体として準備され、前記第一の金属と酸素
との化合物の溶湯中に前記第二の金属の多孔質体
を浸し、前記溶湯を加圧して該溶湯を前記多孔質
体の多孔中へ浸透せしめ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つて加熱されるので、第二の
金属の酸化物が微細に分散され且つ第二の金属の
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廉に製造することができ
る。
傾向の高い第二の金属が固体微細片を集合させた
多孔質体として準備され、前記第一の金属と酸素
との化合物の溶湯中に前記第二の金属の多孔質体
を浸し、前記溶湯を加圧して該溶湯を前記多孔質
体の多孔中へ浸透せしめ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つて加熱されるので、第二の
金属の酸化物が微細に分散され且つ第二の金属の
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廉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つてもよく、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。
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つてもよく、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。
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つ均一に分散された合金を容
易に製造し得るだけでなく、固体微細片の大きさ
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。
の酸化物が微細に且つ均一に分散された合金を容
易に製造し得るだけでなく、固体微細片の大きさ
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。
多孔質体はそれに溶湯が浸透せしめられるに先
立ち、室温以上の温度、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
により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つ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。
立ち、室温以上の温度、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
により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つ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。
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、薄片等であつてよく、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。
不連続繊維、切粉、薄片等であつてよく、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。
について詳細に説明する。
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、該鋳型は多孔質体2及び溶湯3を
受入れるモールドキヤビテイ4を有している。溶
湯3はプランジヤ5により所定の圧力に加圧され
るようになつている。また図示の高圧鋳造装置は
モールドキヤビテイ4内にて凝固した凝固体を鋳
型1より取出すためのノツクアウトピン6を有し
ている。
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ヤビテイ4を有している。溶
湯3はプランジヤ5により所定の圧力に加圧され
るようになつている。また図示の高圧鋳造装置は
モールドキヤビテイ4内にて凝固した凝固体を鋳
型1より取出すためのノツクアウトピン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Bを選定し、第二の金属として
Alを選定してAl2O3が微細に分散されたFe−Al
−B合金を製造した。
一の金属としてBを選定し、第二の金属として
Alを選定してAl2O3が微細に分散されたFe−Al
−B合金を製造した。
平均粒径が25μであり純度が99.8wt%であるAl
粉末と、平均粒径が25μであり純度が99.4wt%で
あるFe粉末とを重量比にして5.4:7.9の割合にて
均一に混合し、該混合粉末を加圧力2100Kg/cm2に
て圧縮成形することにより、かさ密度2.7g/c.c.、
15×15×80mm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
ールドキヤビテイ4内に配置した。次いでモール
ドキヤビテイ4内に湯温650℃、純度99.5wt%の
B2O3の溶湯3を注湯し、溶湯3をプランジヤ5
により加圧力約1500Kg/cm2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、Alと
B2O3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、ノツクアウトピン6により鋳型1より凝固体
を取出し、該凝固体よりB2O3のみよりなる部分
を機械加工によつて除去することにより、Al2O3
が微細に分散されたFe−Al−B合金よりなる直
方体を切出した。
粉末と、平均粒径が25μであり純度が99.4wt%で
あるFe粉末とを重量比にして5.4:7.9の割合にて
均一に混合し、該混合粉末を加圧力2100Kg/cm2に
て圧縮成形することにより、かさ密度2.7g/c.c.、
15×15×80mm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
ールドキヤビテイ4内に配置した。次いでモール
ドキヤビテイ4内に湯温650℃、純度99.5wt%の
B2O3の溶湯3を注湯し、溶湯3をプランジヤ5
により加圧力約1500Kg/cm2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、Alと
B2O3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、ノツクアウトピン6により鋳型1より凝固体
を取出し、該凝固体よりB2O3のみよりなる部分
を機械加工によつて除去することにより、Al2O3
が微細に分散されたFe−Al−B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Fe−Al−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2図に於て、白つぽい部分にはFe
の部分であり、灰色の部分にはFe−Al−B合金
相の部分であり、黒色の部分はAl2O3とB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、比較的均一且比較的微細な組織を有し
Al2O3が微細且均一に分散されたFe−Al−B合金
(マクロの組成は46.4wt%Fe、31.9wt%Al、
6.8wt%B、14.9wt%O、Al2O3含有率は31.8wt
%)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Fe−Al−B合金について
EPMA分析及びX線回折試験を行つたところ、
溶湯を構成するB2O3は多孔質体中のAlによつて
還元されており、得られた合金組織中にはFe−
Al−B合金相部分と、AlがB2O3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中に
微細且つ均一に分散された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B2O3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。
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、白つぽい部分にはFe
の部分であり、灰色の部分にはFe−Al−B合金
相の部分であり、黒色の部分はAl2O3とB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、比較的均一且比較的微細な組織を有し
Al2O3が微細且均一に分散されたFe−Al−B合金
(マクロの組成は46.4wt%Fe、31.9wt%Al、
6.8wt%B、14.9wt%O、Al2O3含有率は31.8wt
%)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Fe−Al−B合金について
EPMA分析及びX線回折試験を行つたところ、
溶湯を構成するB2O3は多孔質体中のAlによつて
還元されており、得られた合金組織中にはFe−
Al−B合金相部分と、AlがB2O3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中に
微細且つ均一に分散された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B2O3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 2
まず平均粒径が10μであり純度が99wt%である
Ti粉末と、平均粒径が25μであり純度が99.7wt%
でありNi粉末とが重量比にして9.1:8.9の割合に
て均一に混合され、該混合粉末が加圧力1100Kg/
cm2にて圧縮成形され、かくして得られたかさ密度
3.6g/c.c.の多孔質体が真空中にて400℃に予熱さ
れ、溶湯として湯温850℃、純度99.5wt%のV2O5
が使用され、溶湯に対する加圧力が1000Kg/cm2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TiO2が微細に分散されたTi−Ni−
V合金を製造した。
Ti粉末と、平均粒径が25μであり純度が99.7wt%
でありNi粉末とが重量比にして9.1:8.9の割合に
て均一に混合され、該混合粉末が加圧力1100Kg/
cm2にて圧縮成形され、かくして得られたかさ密度
3.6g/c.c.の多孔質体が真空中にて400℃に予熱さ
れ、溶湯として湯温850℃、純度99.5wt%のV2O5
が使用され、溶湯に対する加圧力が1000Kg/cm2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TiO2が微細に分散されたTi−Ni−
V合金を製造した。
第3図は上述の如く製造されたTi−Ni−V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3図に於て、白つぽい部分はNiの
部分であり、灰色及び黒色の部分はTiO2とTi−
Ni−Vとの混合組織の部分である。第3図より、
比較的均一且比較的微細な組織を有しTiO2が比
較的微細且均一に分散されたTi−Ni−V合金
(マクロの組成は36.8wt%Ti、36.0wt%Ni、
15.2wt%V、12.0wt%O、TiO2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X線回折試験を行つたところ、
V2O5はTiにより還元されており、合金の組織中
にはTiがV2O5の酸素により酸化されることによ
つて形成された微細且均一に分散されたTiO2と
Ni−V−Ti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。
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3図に於て、白つぽい部分はNiの
部分であり、灰色及び黒色の部分はTiO2とTi−
Ni−Vとの混合組織の部分である。第3図より、
比較的均一且比較的微細な組織を有しTiO2が比
較的微細且均一に分散されたTi−Ni−V合金
(マクロの組成は36.8wt%Ti、36.0wt%Ni、
15.2wt%V、12.0wt%O、TiO2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X線回折試験を行つたところ、
V2O5はTiにより還元されており、合金の組織中
にはTiがV2O5の酸素により酸化されることによ
つて形成された微細且均一に分散されたTiO2と
Ni−V−Ti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。
尚具体的実施例として示されていないが、溶湯
として1200℃のPbO、1100℃のKBO2、1100℃の
NaBO2、950℃のNa2WO4、1100℃のK2SiO3の
各溶湯を使用した場合にも、これらの溶湯とTi
との間に於て酸化還元反応が生じ、TiO2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
た摺動特性を有することが認められた。
として1200℃のPbO、1100℃のKBO2、1100℃の
NaBO2、950℃のNa2WO4、1100℃のK2SiO3の
各溶湯を使用した場合にも、これらの溶湯とTi
との間に於て酸化還元反応が生じ、TiO2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
た摺動特性を有することが認められた。
実施例 3
第4図はこの実施例に於て使用されたコールド
チヤ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1
0は図に示されていないラム装置により第4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ヤビテイ12を郭定するよう
になつている。モールドキヤビテイ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
になつている。鋳込みスリーブ9には図示には示
されていないシリンダーピストン装置により第4
図で見て左右の方向に往復動されるプランジヤロ
ツド14の先端に固定されたプランジヤ15が嵌
入されており、スリーブ9に設けられた注入口1
6より注入された溶湯17がプランジヤ15によ
りモールドキヤビテイ12内へ射出され加圧され
るようになつている。
チヤ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1
0は図に示されていないラム装置により第4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ヤビテイ12を郭定するよう
になつている。モールドキヤビテイ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
になつている。鋳込みスリーブ9には図示には示
されていないシリンダーピストン装置により第4
図で見て左右の方向に往復動されるプランジヤロ
ツド14の先端に固定されたプランジヤ15が嵌
入されており、スリーブ9に設けられた注入口1
6より注入された溶湯17がプランジヤ15によ
りモールドキヤビテイ12内へ射出され加圧され
るようになつている。
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Znを選定し、第二の金属
としてAlを選定してAl2O3が微細に分散されたZn
−Al合金を製造した。
い、第一の金属としてZnを選定し、第二の金属
としてAlを選定してAl2O3が微細に分散されたZn
−Al合金を製造した。
平均粒径が25μであり純度が99.8wt%であるAl
粉末を加圧力200Kg/cm2にて圧縮成形することによ
り、かさ密度が1.08g/c.c.である15×15×80mm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4図に示さ
れたダイカスト鋳造装置の50℃の可動ダイス11
のモールドキヤビテイ12内に配置した。次いで
湯温55℃、純度99.3wt%の亜鉛溶湯中に平均粒径
が1.2μであり純度が99wt%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
湯を注入口16より鋳込みスリーブ9内に注湯
し、該溶湯をプランジヤ15により約500Kg/cm2に
て加圧してモールドキヤビテイ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、AlとZnOとの間にて酸化還元反応を行
わせると共にAlとZnとを合金化させた。溶湯1
7が完全に凝固した後、可動ダイス11を固体ダ
イス15より離型し、図には示されていないノツ
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Zn−10wt%ZnOのみより
なる部分を機械加工によつて除去することによ
り、Al2O3が微細に分散されたZn−Al合金よりな
る直方体を切出した。
粉末を加圧力200Kg/cm2にて圧縮成形することによ
り、かさ密度が1.08g/c.c.である15×15×80mm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4図に示さ
れたダイカスト鋳造装置の50℃の可動ダイス11
のモールドキヤビテイ12内に配置した。次いで
湯温55℃、純度99.3wt%の亜鉛溶湯中に平均粒径
が1.2μであり純度が99wt%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
湯を注入口16より鋳込みスリーブ9内に注湯
し、該溶湯をプランジヤ15により約500Kg/cm2に
て加圧してモールドキヤビテイ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、AlとZnOとの間にて酸化還元反応を行
わせると共にAlとZnとを合金化させた。溶湯1
7が完全に凝固した後、可動ダイス11を固体ダ
イス15より離型し、図には示されていないノツ
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Zn−10wt%ZnOのみより
なる部分を機械加工によつて除去することによ
り、Al2O3が微細に分散されたZn−Al合金よりな
る直方体を切出した。
第5図は上述の如く製造されたZn−Al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5図に於て、島状の白つぽい部分はAl−
Zn合金相の部分であり、地の明灰色の部分は
Al2O3とZnとの混合組織の部分である。第5図よ
り、この実施例によれば、均一且微細な組織を有
しAl2O3が微細且均一に分散されたZn−Al合金
(マクロの組成は73.1wt%Zn、20.5wt%Al、
6.4wt%O、Al2O3含有率は13.6wt%)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Zn−Al合金についてEPMA分析及びX線
回折試験を行つたところ、溶湯中のZnOはAlに
より還元されており、Zn−Al合金相部分と、Al
がZnOの酸素により酸化されることによつて形成
されZn中に微細且均一に分散されたAl2O3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5図に於て、島状の白つぽい部分はAl−
Zn合金相の部分であり、地の明灰色の部分は
Al2O3とZnとの混合組織の部分である。第5図よ
り、この実施例によれば、均一且微細な組織を有
しAl2O3が微細且均一に分散されたZn−Al合金
(マクロの組成は73.1wt%Zn、20.5wt%Al、
6.4wt%O、Al2O3含有率は13.6wt%)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Zn−Al合金についてEPMA分析及びX線
回折試験を行つたところ、溶湯中のZnOはAlに
より還元されており、Zn−Al合金相部分と、Al
がZnOの酸素により酸化されることによつて形成
されZn中に微細且均一に分散された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、
Al粉末の代りにTi粉末及びMg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TiO2及びMgO2が微細
且均一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。
Al粉末の代りにTi粉末及びMg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TiO2及びMgO2が微細
且均一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1〜実施例3より、多孔質体中に
酸化物形成傾向の高い金属固体微細片としてが存
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は、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
熱によつて合金化が良好に行われると共に、酸化
物形成傾向の高い金属の酸化物が微細且均一に分
散された合金が得られることが解る。
酸化物形成傾向の高い金属固体微細片としてが存
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は、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
熱によつて合金化が良好に行われると共に、酸化
物形成傾向の高い金属の酸化物が微細且均一に分
散された合金が得られることが解る。
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つて明らか
であろう。
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つて明らか
であろう。
第1図は本発明の合金の製造方法に使用される
に好適な一つの高圧鋳造装置を示す縦断面図、第
2図及び第3図はそれぞれ本発明に従つて製造さ
れたFe−Al−B合金及びTi−Ni−V合金の断面
組織を100倍にて示す光学顕微鏡写真、第4図は
本発明の合金の製造方法に於て使用されるに好適
なコールドチヤンバ式ダイカスト鋳造装置を示す
部分縦断面図、第5図は本発明に従つて製造され
たZn−Al合金の断面組織を400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
ルドキヤビテイ、5…プランジヤ、6…ノツクア
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
…モールドキヤビテイ、13…多孔質体、14…
プランジヤロツド、15…プランジヤ、16…注
入口、17…溶湯。
に好適な一つの高圧鋳造装置を示す縦断面図、第
2図及び第3図はそれぞれ本発明に従つて製造さ
れたFe−Al−B合金及びTi−Ni−V合金の断面
組織を100倍にて示す光学顕微鏡写真、第4図は
本発明の合金の製造方法に於て使用されるに好適
なコールドチヤンバ式ダイカスト鋳造装置を示す
部分縦断面図、第5図は本発明に従つて製造され
たZn−Al合金の断面組織を400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
ルドキヤビテイ、5…プランジヤ、6…ノツクア
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
…モールドキヤビテイ、13…多孔質体、14…
プランジヤロツド、15…プランジヤ、16…注
入口、17…溶湯。
Claims (1)
- 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を溶湯と
して準備し、前記第二の金属を固体微細片を集合
させた多孔質体として準備し、前記化合物の溶湯
中に前記第二の金属の多孔質体を浸し、前記溶湯
を加圧して該溶湯を前記多孔質体の多孔中へ浸透
せしめ、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。
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 |
US06/888,650 US4744945A (en) | 1984-12-04 | 1986-07-28 | Process for manufacturing alloy including fine oxide particles |
Applications Claiming Priority (1)
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 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS61136640A JPS61136640A (ja) | 1986-06-24 |
JPS6354056B2 true JPS6354056B2 (ja) | 1988-10-26 |
Family
ID=17291251
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP59256336A Granted 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 |
Country Status (4)
Country | Link |
---|---|
US (1) | US4744945A (ja) |
EP (1) | EP0184604B1 (ja) |
JP (1) | JPS61136640A (ja) |
DE (1) | DE3575310D1 (ja) |
Families Citing this family (6)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
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 |
JPH0796693B2 (ja) * | 1985-05-21 | 1995-10-18 | 東芝セラミックス株式会社 | Al▲下2▼O▲下3▼―Al―Si系の複合材の製造方法 |
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)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
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 |
JPS5893841A (ja) * | 1981-11-30 | 1983-06-03 | Toyota Motor Corp | 繊維強化金属型複合材料 |
-
1984
- 1984-12-04 JP JP59256336A patent/JPS61136640A/ja active Granted
-
1985
- 1985-04-18 EP EP85104718A patent/EP0184604B1/en not_active Expired
- 1985-04-18 DE DE8585104718T patent/DE3575310D1/de not_active Expired - Lifetime
-
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 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPS61136640A (ja) | 1986-06-24 |
US4744945A (en) | 1988-05-17 |
EP0184604A1 (en) | 1986-06-18 |
DE3575310D1 (de) | 1990-02-22 |
EP0184604B1 (en) | 1990-01-10 |
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