KR20020027464A - 활성화된 공급원료 - Google Patents

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KR20020027464A
KR20020027464A KR1020027000098A KR20027000098A KR20020027464A KR 20020027464 A KR20020027464 A KR 20020027464A KR 1020027000098 A KR1020027000098 A KR 1020027000098A KR 20027000098 A KR20027000098 A KR 20027000098A KR 20020027464 A KR20020027464 A KR 20020027464A
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레뷰스티븐이.
와루카스디.매튜
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네일 디. 프레위트
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Abstract

반고체 금속 사출성형용 합금 공급원료. 합금 공급원료는 불균질 구조, 40℃ 이상의 주 용융반응 피크 높이의 20%에서의 온도 범위 및 0.5 이하의 공융반응 피크 높이 대 주 용융반응 피크 높이의 비를 가지는 미립자 형태의 합금 물질이다.

Description

활성화된 공급원료{ACTIVATED FEEDSTOCK}
일반적으로 반고체 금속 사출성형은 합금 공급원료가 가열되어, 전단작용에 가해진 다음 고압하에서 금형 캐비티로 사출되는 공정이다. 가열은 공급원료가 전단력의 적용이 반고체 합금에서 수지상 구조의 형성을 방지하면서 고체상과 액상이 모두 존재하는 상태가 되도록 한다. 이 상태에서, 합금은 요변성을 보일 수 있다. 이는 본 발명이 적용 가능한 그러한 합금이다.
공급원료는 세 가지 형태: 액체, 반고체 또는 미립자 고체 중 한 가지 형태로 반고체 금속 사출성형기의 배럴에 수납될 수 있다. 전자 두 가지 형태는 합금 물질의 오염을 방지하기 위한 부가 설비와 특별한 취급 주의를 요하고, 따라서 비용이 증가한다. 반면 더욱 용이하게 취급되는 후자의 형태는 배럴의 처음 직면하는 부분에서의 사이클 장시간 및 상당한 열 구배와 배럴의 그 부분에 더욱 두드러진 열 충격을 초래한다. 따라서 상기의 조건을 초래하지 않는 고체 공급원료가 바람직하다고 생각된다.
더욱 자세히 설명하면, 반고체 금속 사출성형(SSMI)은 합금 공급원료의 반고체 금속 사출성형기의 배럴로의 공급을 포함한다. 배럴에서, 합금 공급원료가 가열되어, 종종 그 안에 위치하는 스크류에 의한 전단작용에 가해진다. 가열과 전단작용의 결과, 합금 공급원료의 온도는 이의 고상선 온도 이상 내지 액상선 온도 이하의 온도로 상승한다. 이 온도 범위 내에서, 공급원료는 공존하는 고체상과 액상을 가지는 반용융 물질로 전이된다. 가열을 촉진하는 것 외에, 전단작용은 합금에서 수지상 구조의 형성을 추가로 방지한다. 요변성 상태에서, 반고체 합금 물질은 스크류의 왕복운동 또는 쇼트(shot) 슬리브로의 수송을 통해, 금형 캐비티로 사출되어 목적하는 부품을 형성하도록 고형화된다.
The Dow Chemical Company에 발행된, U.S. 특허 제4,694,881호, 제4,964,882호 및 제5,040,589호는 반고체 금속 사출성형 방법 및 상기의 방법을 수행하기 위한 장치를 설명하고 있다. 이들 특허는 본원에 참조로 인용된다.
미립자 공급원료의 통상의 제조에서, 잉곳(ingot) 또는 빌릿(billet)은 합금으로부터 초기에 형성되고, 냉각된 다음 기계적으로 칩핑되어 적당한 크기의 미립자를 제공한다. 그 중에서도 특히, 잉곳 또는 빌릿의 초기 형성 후에, 냉각이 서서히 시행된다. AE42와 같은 마그네슘 합금 및 A356과 같은 알루미늄 합금이 상기의형태로 이용가능하다.
전술한 바와 같이, 반고체 사출성형 방법의 수행에서, 통상의 합금 공급원료의 사용은 공급원료의 컨디셔닝을 개시하기 위해 고 사이클릭 열 로드에 가해지는, 공급원료가 1차 수납되는 배럴의 초기 부분을 초래한다(배럴 이 부분의 외부는 매우 가열된 상태인 반면, 내부는 새로 교체된 각 공급원료의 유입시 상당히 냉각된다). 큰 열 구배의 결과, 배럴의 이 부분은 큰 열 응력을 받게된다.
상기 유형의 합금 공급원료의 일반적인 특징은 차등 스캐닝 열계량(DSC) 곡선을 검토하면, 합금 공급원료가 초기 용융 온도 동안에 급격하고 활발한 에너지 흡수를 보인다는 것이다. 좁은 온도 영역에 걸친 이 급격한 에너지 요구는 짧은 영역에서 배럴에 비정상적인 가열 요구를 필요로 하여, 큰 온도 구배(배럴의 내면과 외면 사이)와 큰 열 응력을 초래한다. 용융의 대략 50% 만큼이나 많은 용융이 저융점 구성성분의 고상선 온도인 30℃ 내에서 일어나기 때문에, 배럴내 물질의 전진이 정확하게 제어되지 않으면, 작은 온도 변화에 대한 이렇게 두드러진 민감성이 스크류 주변에 플러그가 형성되면서 배럴내 물질의 동결을 초래할 수 있다. 이러한 동결 및 플러그 형성이 일어나면, 양호한 부품이 더이상 생산될 수 없다. 이는 상당한 비용과 생산성 손실로, 스크류의 풀링(pulling)과 시간 소모적인 스크류 및 배럴의 소제 작업을 요한다. 동결과 플러그 형성이 일어나지 않으면, 물질을 적당한 성형 온도로 가열하기 위해 필요한 시간이 기기에 대한 공급속도와 사이클 시간을 제한한다.
상기의 제한과 기타 제한 측면에서, 본 발명의 목적은 더욱 용이하게 액상을형성하여 반고체 사출성형기에 대한 더욱 신속한 공급속도와 감소된 사이클 시간을 허용하는 미립자 공급원료를 제공하는 것이다. 아울러, 본 발명의 목적은 더욱 낮은 배럴 온도, 배럴 벽을 통해 감소된 열 구배 및 배럴에의 작은 열 충격을 허용하는 공급원료를 제공하는 것이다. 본 발명의 추가 목적은 기기의 제 1 가열 지역에 합금의 초기 액상 소량%(5 내지 20%)의 존재를 허용하여 배럴의 후속 가열 지역에서 합금의 잔여 구성성분으로의 열 전달을 개선할 공급원료를 제공하는 것이다. 본 발명의 또다른 목적은 DSC 곡선이 일반적으로 배럴의 길이에 따라 배럴의 온도 프로파일을 따라서, 배럴에의 열 구배와 열 충격을 감소시키는 합금 공급원료이다. 따라서 본 발명의 일 특징은 반고체 성형에 통상 사용되는 합금보다 더 높은 고상선 온도를 가지는 합금의 성형능이다.
발명의 요약
선행 공급원료의 상기의 제한과 기타 제한을 극복하기 위해, 본 발명은 반고체 금속 사출성형기 배럴의 초기 지역에서 액상 일부를 더욱 용이하게 형성하는 활성화된 미립자 공급원료를 제공한다. 본 발명에 따른 합금 공급원료는 미립자 형태로 제공되고 불균질 구조를 포함하며, 주 용융반응 피크 높이(HL)의 20%(△T20%)에서 40℃ 이상의 온도 범위를 가지며, 0.5 이하의 공융반응 피크 높이(HE) 대 주 용융반응 피크 높이(HL)의 비(RE/L)를 가진다. 본 발명에 따른 합금 공급원료는 또한 140℃ 이상, Zn의 경우에는 80℃ 이상의 고상선 온도에서 액상선 온도(△TS-L)까지의 용융 범위를 가질 수 있다. 상기에 따른 합금 공급원료를 제공함으로써, 배럴의 초기 지역 진입시, 저온 용융 온도의 구성성분 일부가 신속하게 용융되고 그 결과, 공급원료의 용융을 추가로 "활성화한다". 따라서 본 발명의 명칭이 "활성화된 공급원료"이다. 용융을 추가로 활성화하기 위해, 저온 용융 온도의 구성성분의 액상의 초기 존재가 공급원료의 비-용융 부분으로의 열 전도성을 향상시켜, 용융 속도를 상승시킨다.
배럴의 초기 부분에서 용융을 더욱 신속하게 개시함으로써, 더 작은 열 충격 및 더 작은 열 응력이 배럴 벽을 통한 열 구배의 결과로서 배럴에 적용된다. 개선된 열 전달 때문에, 충만한 공급을 포함하는 더 신속한 공급속도가 기기로 이용될 수 있다. 이는 또한 더 낮은 배럴 온도를 허용하고 스크류 주변에 플러그 형성을 방지한다. 또한, 통상적으로 반고체 금속 사출성형의 너무 높은 고상선 온도를 가지는 합금도 비로서, 반고체 금속 사출성형기에서 성형될 수 있다.
본 발명의 이러한 목적과 특징 및 기타 목적과 특징이 도면과 함께, 하기의 설명과 청구범위로부터 당업자에 의해 더욱 쉽게 감지될 것이다.
본 발명은 반고체 금속 사출성형에 사용하기에 특히 적합한 공급원료에 관한 것이다. 더욱 자세히 설명하면, 본 발명은 액상을 더욱 쉽게 형성하는 공급원료에 관한 것이다. 그 자체로, 공급원료는 반고체 금속 사출성형기의 초기 지역에서 더 작은 열 구배, 더 작은 플러깅 및 더 작은 열 충격으로, 저온에서 액상을 형성한다. 이에 따라 더욱 신속한 공급속도, 공급원료의 충만한 공급, 더 길어진 배럴 수명, 더 짧은 비가동시간, 더 작은 에너지 사용, 우수한 성형부품 및 더 작은 작업비가 허용된다.
도 1은 본 발명이 이용될 수 있는 반고체 금속 사출성형기의 일 버전의 개략도이다;
도 2는 적당한 불균질 구조를 가지는 AZ91D 합금 및 균질 구조를 가지는 동일한 합금에 대한, 열 유동 대 온도의 DSC 곡선이다. 가열 속도는 이 경우에 20˚K/분이고 DSC 곡선은 12-15 mg의 샘플 중량을 따른다;
도 3은 불균질 형태 및 균질 형태 모두로 재순환 다이 캐스팅 스크랩으로부터 형성된 AZ91D 합금의 DSC 곡선이다;
도 4는 불균질 형태 및 균질 형태 모두로 반고체 사출성형 스크랩으로부터 형성된 AZ91D 합금의 DSC 곡선이다;
도 5는 불균질 형태 및 균질 형태 모두의 AM50 합금의 DSC 곡선이다;
도 6은 불균질 형태 및 균질 형태 모두의 AE42 합금의 DSC 곡선이다;
도 7은 불균질 형태 및 균질 형태 모두의 ZK60 합금의 DSC 곡선이다;
도 8은 불균질 형태 및 균질 형태 모두의 ZAC 마그네슘 합금의 DSC 곡선이다;
도 9는 불균질 형태 및 균질 형태 모두의 알루미늄 기본 A356 합금의 DSC 곡선이다;
도 10은 불균질 형태 및 균질 형태 모두의 알루미늄 기본 520 합금의 DSC 곡선이다;
도 11은 도 4 및 6의 불균질 합금의 DSC 곡선을 포함하는, 배럴의 다양한 가열 지역에 걸친 배럴 온도 변화의 배럴내 물질 위치에 대한 플롯이다;
도 12는 반고체 금속 사출성형 방법을 위한 본 발명에 따른 합금의 바람직한 범위를 도해하는 일반적인 상평형 도표이다.
바람직한 양태의 상세한 설명
이제 도면에 있어서, 도 1에 반고체 금속 사출(SSMI) 성형을 위해 사용되는 장치/기기(10)가 도시되어 있다. 기기(10)의 구조는 일부 측면에서, 플라스틱 사출성형기의 구조와 유사하다.
도해된 기기(10)에서, 공급원료는 호퍼(12)에 의해 왕복운동하는 스크류 사출 시스템(14)의 가열된 배럴(17)에 공급된다. 시스템(14)은 아르곤 또는 또다른 무반응성 기체와 같은 보호성 대기(16)하에 공급원료를 유지한다. 공급원료가 스크류(18)의 회전 운동으로 전진 이동할 때, 이는 히터(20)에 의해 가열되고 스크류(18)의 작동에 의해 교반 및 전단된다. 이 가열 및 전단작용은 공급원료 물질이 고체상과 액상이 공존하여, 요변성 슬러리를 형성하는 상태가 되도록 하기 위해 수행된다. 이어서 물질은 사출 시스템(14)의 전진 단부에서 비-회귀 밸브(22)를 통해 축적 챔버(24)로 통과한다. 챔버(24)에 물질 필요량이 축적되면, 사출 사이클이 물질이 노즐(28)을 통해 성형기(26)로 충진되도록 하는, 유압 작동기(비도시)로 스크류(18)를 전진시킴으로써 개시된다.
다른 반고체 성형 방법과 달리, 전술한 방법은 슬러리 생성과 금형 충진을 일 단계로 병합하는 장점을 가진다. 이는 또한 반응성 반고체 금속 합금이 개별적으로 용융되고 캐스팅되면 발생하는 안전상의 위험을 최소화 한다. 명백하게, 또한 추가로 감지될 것처럼, 본 발명의 합금 공급원료는 설명된 여러가지 중 하나 외의 다른 기기로도 유용성을 가질 것이다. 제한이 아닌 설명을 위해, 그러한 다른 여러 기기 및 장치는 슬러리 생성과 사출성형이 장치의 분리된 부분에서 일어나는, 다이 캐스팅기와 유사한 2 단계 기기와 플라스틱 사출성형기, 및 비-수평 배향 기기를 포함한다.
기기(10)의 배럴(17)은 길이를 따라 일련의 상이한 가열 지역으로 세분된다.더 많거나 더 작은 수의 지역이 사용될 수 있지만(기기(10)의 노즐(28) 영역에 추가의 지역을 포함), 9개 지역이 설명을 위해 본원에서 기술되었다. 공급원료가 수납되는, 배럴(17)의 단부에서부터 진행하는, 각 가열 지역은 배럴(17)의 절반의 후반부 위치에서 레벨링될 때까지 점점 더 고온이다. 가열 지역의 실제 수와 각각의 온도는 성형되는 특정 합금, 목적하는 부품의 특징 및 기기(10) 자체의 특성에 따라 다양할 것이지만, 도 11은 바닥 축을 따라 8개의 가열 지역과 각 온도를 도해하였다. 이들 지역과 온도는 다음과 같다: 지역 1 - 427℃; 지역 2 - 538℃; 지역 3 - 566℃; 지역 4 - 594℃; 지역 5 - 605℃ 및 지역 6 내지 9 - 605℃. 상기 온도는 배럴을 따라 대략 3/4에 위치하는(배럴의 내부 쪽으로) 열전쌍에 의해 측정된 배럴 온도이고, 배럴은 합금 718로 구성되며, 약 3.7 인치의 벽 두께를 가진다. 온도는 미립자 공급원료로부터 AZ91 및 AE42 합금 성형에 대해 전형적이다.
그 자체로, 본 발명자는 배럴(17)을 따라 온도 프로파일과 매치되는 점진적인 용융반응을 하는 공급원료를 계획하고자 하였다. 이러한 방식으로, 공급원료 물질의 공정처리는 반고체에 활발한 전단을 부여하고, 플러그를 회피하며, 배럴의 열 충격 및 크래킹을 방지하면서 수행되고 반면 후속 성형부품에 고체 분획을 정확하게 고정시킬 수 있다.
전술한 바와 같이, 본 발명자의 목적 중 하나는 기기(10)에 열 충격 및 열 응력을 감소시키면서 더욱 신속한 사이클 시간을 가능하게 하는 합금 공급원료를 개발하는 것이었다. 그렇게 수행하는 데 있어서, 본 발명자는 생성 합금이 배럴에 초기 도입될 때, 용융의 온후한 개시 또는 더 넓은 온도 범위에 걸친 공융반응의확산을 보일 필요가 있다고 가정하였다. 용융 개시 및 공융반응 확산의 용이함으로 인해, 배럴의 초기 부분에서 열 충격이 감소할 것이다. 용융의 개시 및 공급원료 중 액상의 도입시, 열 전달이 향상될 것이고 추가로 용융은 활성화될 것이다.
SSMI에서 현재 사용되고 있는 미립자 공급원료는 AZ91로 알려진 마그네슘 합금이다. 시판 AZ91 공급원료는 합금을 잉곳으로 1차 형성한 다음 잉곳을 기계적으로 칩핑하여 미립자 형태로 합금을 생산함으로써 개발되었다.
전술한 바와 같이, AZ91 합금의 DSC 곡선이 도 2에 도시되었다. 도 2 및 후속 도면에 도시된 DSC 곡선이 명확성을 위해 서로에 대해 이동되었음이 주목된다.
도 2에서 첫번째 선(31)을 그리기 위해 이용되는 미립자 공급원료는 AZ91 합금 잉곳을 기계적으로 칩핑함으로써 형성되었다. 잉곳 원료로부터 형성된, 공급원료의 미세구조는 적당히 불균질하고 약 3℃/s로의 잉곳 서냉으로부터 초래된다. AZ91 합금 잉곳으로부터 형성된 미립자 공급원료는 Ts(433℃) 직후에 개시되는 공융반응에서 에너지의 급격하고 활발한 흡수가 일어나는 DSC 곡선을 보이는데, Ts는 용융의 제 1 개시점이다. 도식 및 Ts에서의 초기 스파이크로부터, 열 상당량이 용융을 개시하기 위해, 약 450℃까지, 좁은 온도 범위에 걸쳐서 공급원료로 유동해야 함이 보여진다. 그 결과, 배럴(17)은 이 공급원료의 초기 도입시 상당한 열 충격을 받게 된다.
이 선에서, HL은 주 용융 피크를 나타내고 TL은 일반적으로 대략 602℃에서합금의 액상선 온도의 달성을 나타낸다. 고상선 온도 Ts에서 액상선 온도 TL까지의 온도 변화(△TS-L)는 169℃이다.
이 첫번째 선(31)으로부터, 공융반응 피크(HE) 대 주 용융 스파이크 피크(HL)의 비(RE/L)는 약 0.3이라고 보여진다. 주 용융 피크의 너비를 높이의 20%에서 측정함으로써, 주 용융 피크의 포지티브 경사면과 네가티브 경사면 사이에서 온도 범위(△T20%)가 정해질 수 있다. 도 2에서 첫번째 선(31)의 경우, △T20%는 약 55℃이다.
상이한 열 히스토리가 공급원료에 끼치는 영향을 평가하기 위해, 첫번째 선(31)의 미립자 합금이 완전히 용융될 때까지 가열한 다음 약 0.6℃/s의 속도로 후속 서냉되어, 거의 균형잡힌 균질 미세구조를 초래한다. DSC 곡선으로부터 보여지는 것처럼, 도 2에서 첫번째 선(31)보다 더 급격하고 훨씬 더 활발한 반응인, 두번째 선(33)이 Ts에서 개시되는 공융반응에서 발생한다. 따라서 두번째 선(33)의 미립자 공급원료는 좁은 온도에 걸쳐서 더욱 활발한 에너지 흡수를 진행하고 공융반응 높이 HE대 주 용융반응 높이(HL)의 비 RE/L는 0.8이다. 액상선 온도는 대략 610℃에서 달성된다. 이로부터, 용융 범위 △TS-L은 대략 181℃이다.
첫번째 선(31)에 의해 보여지는 것처럼 덜 강력한 초기 반응으로, 두번째 선(33)을 형성하는 거의 균형잡힌 균질 AZ91 합금을 위해서보다 첫번째 선(31)의 적당히 불균질한 AZ91 합금 공급원료를 위해 배럴(17)에서 더 먼 거리가 용융 에너지를 부여하기 위해 제 1 공급원료에 의해 이용된다. 그 결과, 두번째 선(33)의 물질에 비해, 배럴(17)의 초기 및 후속 지역에서 열 충격이 더 많이 감소할 것이고 더 길어진 "공급 지역"이 유지되어 공급원료가 여전히 고체이면서 공급원료의 기계적 전진을 강화할 수 있다. 용융 지역이 너무 짧으면, 스크류(18)에 바로 인접한 공급원료는 추가로 재동결되기 쉽고, 더 저온의 공급원료가 배럴(17)에 도입된다. 그 중에서 특히, 스크류(18)는 배럴(17)보다 더 쉽게 냉각되고 이는 추가로 재동결을 촉진한다. 이 재동결된 공급원료는 배럴(17)내 스크류(18) 주변에서 플러그의 형성을 초래하고, 이는 추가 공급원료의 스크류(18)에 의한 전진을 방해한다. 플러깅되면, 기기(10)를 중지시키고, 냉각시켜 배럴(17)과 스크류(18)를 분리한 다음 합체하기 전에 소제하고, 예열하여 가동시켜야 한다. 최악의 시나리오에서, 배럴 또는 스크류는 교체되어야만 할 수도 있다.
이제 도 3에 있어서, 상이한 열 히스토리 및 구조(비교적 신속하게 냉각되는 다이 캐스팅 스크랩으로 형성, 측정치 약 20℃/s로 냉각)를 가지고, 도 2의 첫번째 선(31)을 초래하는 AZ91 공급원료보다 더 불균질한 미세구조를 가지는 AZ91 합금의 제 2 샘플은 첫번째 선(35)으로 플롯팅되는 DSC 곡선을 가진다.
첫번째 선(35)은 431℃ 이하인, TS로 표시되는 공융 온도 전에 개시된다고 생각되는 넓은 범위의 반응을 도해하는데, 이 반응은 이와 관련있는 작은 스파이크로 입증되는 것처럼 온도에 있어서 매우 온후하고 넓다. 액상선 온도 TL은 대략 609℃에서 달성된다. 따라서 합금의 용융 범위 △TS-L은 178℃ 이상인 것으로 계산된다. 이 첫번째 선(35)의 공융반응 피크(HE) 대 주 용융반응 피크(HL)의 비(RE/L)는 0.2이다. 온도 범위(△T20%)는 약 71℃이다.
도 3에서 상이한 열 히스토리가 첫번째 선(35)을 따를 때 미립자 공급원료에 끼치는 영향을 평가하기 위한 첫번째 예처럼, AZ91 합금(다이 캐스트 스크랩)이 완전히 용융될 때까지 가열되고, 서냉되어 거의 균형잡힌 균질 미세구조를 형성하고 DSC 곡선이 플롯팅된다. 도 3의 두번째 선(37)에서 보여지는 것처럼, 더욱 활발한 공융반응이 TS에서 개시되는 예리한 피크에 의해 입증되는 것처럼 일어난다. TS는 약 430℃인 것으로 보여지고 TL은 612℃에서 달성된다. 따라서 △TS-L은 182℃이다. 이 두번째 선(37)의 △T20%는 약 60℃인 것으로 보여지고 RE/L은 약 0.5인 것으로 보여진다.
또다른 열 히스토리를 가지는 AZ91의 제 3 샘플이 도 4에 플롯팅된 DSC 곡선을 가진다. 이 미립자 공급원료는 SSMI 성형부품으로부터의 얇은 스크랩으로 형성되었다. 따라서, 이 세번째 예의 미립자 공급원료의 미세구조는 대략 40℃/s인, 그러한 스크랩의 신속한 냉각 속도 때문에 AZ91 합금으로부터 형성된 가장 불균질한 샘플이다. 고상선 온도 TS(439℃ 이하)에서 액상선 온도 TL(601℃)까지의 용융 범위(△TS-L)는 따라서 약 162℃보다 큰 것으로 계산된다.
도 4의 첫번째 선(38)에 보여지는 것처럼, 이 미립자 공급원료의 넓은 범위의 공융반응이 TS에서 개시되는 작은 피크 전에 개시된다고 생각된다. 공융반응 피크(HE) 대 주 용융반응 피크(HL)의 비(RE/L)는 약 0.01이고 온도 범위(△T20%)는 66℃이다.
선행 두 예처럼, 도 4의 첫번째 선(38)을 그리기 위해 이용되는 이 미립자 공급원료는 완전히 용융될 때까지 가열되고 서냉되어 거의 균형잡힌 균질 미세구조를 형성하였다. 이러한 합금의 재용융물은 도 4의 두번째 선(40)으로 플롯팅되는 DSC 곡선을 가진다. 고상선 온도 TS직후에, 첫번째 선(38)과 비교하면, 매우 상당하고 활발한 에너지 흡수가 물질이 공융반응을 진행할 때 개시된다. 이 반응의 열 지속은 약 425℃인, TS에서 개시되는 예리한 피크로 입증되는 것처럼 매우 협소하다(단지 약 13℃). 액상선 온도 TL은 607℃에서 달성된다. 용융 온도 범위(△TS-L)는 따라서 182℃로 계산될 수 있다. 이 선(40)으로부터, 공융반응 피크(HE) 대 주 용융반응 피크(HL)의 비(RE/L)는 약 0.8이고 반면 온도 범위(△T20%)는 약 66℃이다.
공융반응의 넓어짐과 TS보다 저온에서의 반응의 개시가 선 (35) 및 (38)에서 나타난다. 이는 이들 공급원료의 신속한 냉각 속도 및 초래된 불균질성 때문이다. 신속한 냉각 속도에 의한 용융 개시 온도의 이러한 강하는 표 1의 AZ91D에 대한 하기의 데이타로 확인된다.
냉각 속도, ℃/S 0.03 0.06 0.04 21 41
고상선 온도, ℃ 435 435 430 <328 <328
쇼트에서처럼 신속한 냉각은 합금 성분의 고차 격리를 유도하는, 미세구조의 균질화를 허용하지 않는다. 격리된 일정량이 고형화 전에 공융 온도 이하의 초저온에 가해진다. 이에 따라 가열시, 이들 일정량은 평행 공융 온도 이하에서 용융하는 경향이 있다.
예비-격리는 도 12의 2-상 α+ β 영역에 용융물을 유지함으로써 쇼팅 전에 이뤄질 수 있다. 액체가 합금 요소에서 추가로 증가하게 되고, 이는 초냉각 효과를 추가로 증대시킨다. 이는 이 특정 형태의 쇼트의 최종 동결 온도 및 초기 용융 온도를 추가로 하강시킨다.
주 용융 피크(HL)의 온도 범위(△T20%) 또한 상당한 관심사이다. 이는 높이(HL)의 20% 지점에서 이 피크의 너비에 의해 측정된다. 너무 좁은 범위는 상기에서 언급된 열 충격과 플러깅 문제점을 악화시킬 것이다. 좁은 범위는 배럴(17)의 제 1 지역에서 더 고온의 배럴 외측 온도를 요하여, 그러한 지역에 더 큰 열 충격을 초래한다. 더 넓은 범위로, DSC 곡선은 배럴의 다양한 지역을 통해 배럴(17)의 온도 곡선을 더 근사하게 따를 것이다.
이는 AM50 합금 잉곳의 기계적 칩핑으로부터 초래되는 미립자 공급원료를 이용하는 또다른 마그네슘 샘플에 의해 설명된다. 잉곳으로부터 칩핑되면, AM50 합금은 단지 적합하게 불균질한 미세구조를 보인다. 도 5의 첫번째 선(42)에서 보여지는 것처럼, 이 미립자 공급원료의 DSC 곡선은 한정된 피크 없이 초기 공융반응의 확산과 함께 약 520℃의 고상선 온도를 도해한다. AM50 합금 미립자 공급원료의 액상선 온도(TL)는 약 631℃에서 나타나고 따라서 용융 범위(△TS-L)는 단지 약 111℃이다.
첫번째 선(42)에서 한정된 초기 피크 없이, 공융반응 피크(HE) 대 주 용융반응 피크(HL)의 비는 무시할 정도이거나 0이다. △T20%는 약 34℃인 것으로 보여질 수 있다. 이 합금은 낮은 △T20%때문에, 도 4의 AZ91D보다 성형하기가 더 어렵다.
첫번째 선의 합금이 완전히 용융될 때까지 가열된 다음 서냉되어 거의 균형잡힌 균질 미세구조를 초래한 후에, AM50 합금의 두번째 선(44) 또한 도 5에 도시되었다. 이 균질 공급원료는 약 507℃의 고상선 온도(TS), 약 632℃의 액상선 온도(TL) 및 약 125℃의 고상선에서 액상선까지의 범위(△TS-L)를 보인다. △T20%는 약 32℃인 것으로 보여지고 비 RE/L은 약 0.05인 것으로 보여진다.
적당히 냉각된 잉곳으로부터 칩핑되어 적당히 불균질한 미세구조를 가지는, AE42 합금의 미립자 공급원료는 도 6에서 첫번째 선(46)으로 도해되는 DSC 곡선을 가진다. 이 제 5 샘플의 첫번째 선(46)은 한정된 피크 없이 초기 반응 확산이 약 500℃인, Ts에서 개시된다는 점에서 AM50 합금의 첫번째 선(42)과 유사한 몇몇 특징을 보인다. 초기 반응이 스파이킹 없이 온건하지만, 이 선은 좁은 주 용융 피크 HL및 직후에 633℃ 직후에 달성되는 액상선 온도 TL을 보인다. 따라서 고상선에서 액상선까지의 가열 범위(△TS-L)는 약 133℃이다. 초기 반응에서 현저한 스파이크 없이, RE/L은 무시할 정도이거나 0이다. 온도 범위(△T20%)는 주 용융 피크의 예리함 때문에, 좁은 것으로 보인다(20℃).
AE42 합금을 완전히 용융될 때까지 가열한 다음, 서냉에 가해 거의 균형잡힌 균질 미세구조를 형성한 후에 이 물질의 DSC 곡선 형성이 도 6에 도시된, 두번째 선(48)을 초래한다. 첫번째 선(46)과 비교하여, TS는 약 508℃의 더 고온으로 이동하였고 초기 또는 공융반응의 더 예리한 스파이크를 보여준다. 액상선 온도(TL)는 약 638℃로 약간 이동하였다. 그 결과, 고상선에서 액상선까지의 온도 범위(△TS-L)는 실제로 첫번째 선(46)에 비해 130℃로 감소하였다.
도 7은 잉곳 원료로부터 기계적으로 칩핑된, 제 6 샘플인 ZK60 합금의 DSC 곡선을 도해한다. 잉곳으로부터 칩핑되면, ZK60 합금은 단지 적당하게 균질하거나 약간 불균질한 미세구조를 보인다. 도 7의 첫번째 선(50)에서 보여지는 것처럼, 주 용융 피크 HL까지 초기 피크가 도해되지 않았다. 액상선 온도(TL)는 약 648℃인 것으로 보여지고 따라서 고상선에서 액상선까지의 온도 범위(△TS-L)는 대략 163℃이거나 이 이상인 것으로 예견된다(하기에 추가로 설명되는 것처럼 ZK60 합금 재용융물의 두번째 선(52)을 근거로). 초기 반응 피크의 어떤 증거도 없이, 공융반응 피크 대 주 용융반응 피크의 비는 무시할 정도이거나 0이다. 주 용융 피크로부터, 온도 범위(△T20%)는 49℃인 것으로 보여진다.
도 7에 도시된 두번째 선(52)은 완전한 가열 및 후속 서냉 후에 달성된 거의균형잡힌 균질 미세구조에 대한 것이다. 도 7의 두번째 선(52)에서, TS는 약 475℃에서 달성된다. 비교적 급격한 공융반응이 이어지고 약 485℃에 피크가 있다. 이 두번째 선(52)으로부터, 액상선 온도는 약 163℃인 고상선에서 액상선까지의 온도 범위(△TS-L)로 약 638℃에서 달성된다고 보여진다. 주 용융 피크와 공융반응 피크를 비교하면, 이들 피크의 비는 약 0.21인 것으로 보여진다. 온도 범위(△T20%)는 약 40℃이다.
이제 도 8에 있어서, 첫번째 선(54)은 잉곳 원료로부터 형성된 ZAC 합금의 DSC 곡선이다. 초기 용융 개시의 고상선 온도는 약 337℃이고 액상선 온도 TL은 약 601℃인 것으로 보여진다. 이로부터, 고상선에서 액상선까지의 온도 범위(△TS-L)는 264℃로 계산된다. 공융반응 피크 대 주 용융반응 피크의 비(RE/L)는 약 0.14이고 반면 온도 범위(△T20%)는 약 59℃이다. 도 8에 도시된 두번째 선(56)은 초기 합금을 완전히 용융될 때까지 가열하고 합금을 서냉시킨 후에 형성되는 거의 균형잡힌 균질 구조의 ZAC 합금에 대한 것이다. 이 두번째 선(56)에서, TS는 약 340℃에서 일어나고, △TL은 약 603℃에서 △TS-L은 약 263℃에서 일어난다. RE/L은 약 0.13인 것으로 보여질 수 있고, 반면 △T20%는 약 63℃인 것으로 보여진다.
상기에서 설명된 합금은 마그네슘 합금이지만, 두 알루미늄 합금 또한 조사되었다. 이들 알루미늄 합금은 A356 합금 및 520 합금을 포함한다.
도 9는 첫번째 선(58)으로, 미립자 공급원료가 서냉된 잉곳으로부터의 칩을 나타내는 A356 합금의 DSC 곡선을 도해한다. 따라서, 미세구조는 적당히 불균질하다. 선(58)으로부터, 고상선 온도 TS는 매우 급격하고 큰 공융반응 직전에 약 570℃에서 나타나고, 이 피크는 HE라고 명명된다. 2차 용융 피크는 공융반응 및 액상선 온도가 약 630℃인 것으로 보여진 직후에 나타난다. 이로부터, 고상선에서 액상선까지의 온도 범위(△TS-L)는 대략 60℃이고 상당하게 더 많은 에너지가 후속 반응에서보다 공융반응에서 필요하다. 주 용융 피크인 공융반응의 피크로, 공융반응 피크(HE) 대 2차 용융 반응 피크(HL)의 비 RE/L은 4.2이다. 온도 범위(△T20%)는 단지 약 19℃인 것으로 보여진다.
도 9에 도시된, 두번째 선(60)은 합금의 완전한 용융 및 서냉으로 거의 균형잡힌 균질 구조를 형성한 후의 A356 합금의 대표이다. 선(60)의 기본 구조는 선(58)의 구조와 동일하지만, 고상선 온도(TS)가 약 560℃로 낮게 이동하였다. 액상선 온도(TL)는 약 630℃로 유지되었고 따라서 고상선에서 액상선까지의 온도 변화(△TS-L)는 약 70℃이다.
선행 선(58)처럼, 공융반응이 후속 반응보다 더 크고 공융반응 피크(HE) 대 2차 용융 반응 피크(HL)의 비(RE/L)는 3.4이다. 온도 범위(△T20%)는 단지 17℃인 것으로 보여진다.
다음 알루미늄 샘플은 미립자 공급원료가 2차 분쇄 작업을 진행한 신속하게 냉각된 쇼트이고, 이의 미세구조가 불균질한 520 합금을 포함한다. 이 미립자 공급원료의 DSC 곡선은 도 10에서 선(62)으로 확인된다. 선(62)으로부터 고상선 온도(TS)를 정할 수 있도록 하는 상당한 피크가 첫번째 선(62)에서는 보이지 않는다. 그러나, 두번째 선(64)과 447℃ 근처의 고상선 온도 후에 개시되는 공융반응 피크(HE)를 토대로, 초기 선(62)의 합금의 고상선 온도는 이 범위 이하인 것으로 예상된다. 첫번째 선(62)으로부터 입증되는 것처럼, 액상선 온도는 대략 625℃이고, 고상선에서 액상선까지의 온도 범위(△TS-L)는 약 178℃ 이상인 것으로 계산된다. 공융반응에 대한 한정된 피크가 없어서, 공융반응 피크 대 주 용융반응 피크의 비는 무시할 정도이거나 약 0이다. 온도 변화(△T20%)는 약 68℃이다.
초기 520 합금을 완전히 용융될 때까지 가열한 다음 서냉시켜 거의 균형잡힌 균질한 미세구조를 형성한 후에 이 물질의 DSC 곡선을 형성하면, 도 10에 도시된 두번째 선(64)을 초래한다. 전술한 바와 같이, 예리한 공융 피크는 450℃ 주변에서 보여지고 고상선 온도는 대략 447℃이다. 액상선 온도는 약 625℃에서 달성된다. 따라서, 고상선에서 액상선까지의 온도 범위(△TS-L)는 178℃이다. 이 선(64)으로부터, 공융반응 피크 대 주 용융반응 피크의 비는 약 0.23이다. 온도 범위(△T20%)는 67℃이다.
상기에서 설명된 각 예의 데이타가 하기 표 2에 나타나 있다. 아울러, 각 합금의 제어성의 본 발명자에 의한 분류 또한 표에 나타나 있다.
합금 형태 TS(℃) TL(℃) △TS-L(℃) △T20%(℃) RE/L SSIM 제어
AZ91D 칩핑 잉곳 433 602 169 55 0.3 양호
재용융물 429 610 181 66 0.8
AZ91D 칩핑 다이캐스트 스크랩 <431 609 >178 71 0.2 양호
재용융물 430 612 182 66 0.5
AZ91D 칩핑 SSIM스크랩 <439 601 >162 66 0.01 매우 양호
재용융물 425 607 182 66 0.8
AM50 칩핑 잉곳 520 631 111 34 0 보통
재용융물 507 632 125 32 0.05
AE42 칩핑 잉곳 500 633 133 20 0 불량
재용융물 508 638 130 25 0.07
ZK60 칩핑 잉곳 <475 640 >163 49 0 보통/양호
재용융물 475 640 163 40 0.2
ZAC 칩핑 잉곳 337 601 264 59 0.14 보통/양호
재용융물 340 603 263 63 0.13
A356 칩핑 잉곳 570 630 60 19 4.2 매우 불량
재용융물 560 630 70 17 3.4
520 분쇄된 쇼트 <447 625 >178 68 0 매우 양호
재용융물 447 625 178 67 0.23
상기 표와 SSMI 제어 결과를 토대로, 공급원료의 도입시 배럴(17)에의 열 충격을 감소시키고 배럴(17)의 후속 지역에서 열 충격과 피로를 추가로 감소시키기 위해서는, 좁은 범위와 반대로, 고상선에서 액상선까지의 넓은 온도 범위(△TS-L)를 가지는 공급원료를 제공하는 것이 바람직하다고 보여진다. 아울러, 동일한 이유와 플러깅을 방지하고자 하는 이유로 인해, 비교적 넓은 온도 범위(△T20%)가 바람직하다. 도해된 예 중에서, AM50 합금, AE42 합금 및 A356 합금은 모두 140℃ 이하의 고상선에서 액상선까지의 온도 범위(△TS-L), 40℃ 이하의 △T20%온도 범위 및 다른 샘플보다 적은 SSMI 제어성을 가진다. 이로부터 목적하는 마그네슘 및 알루미늄 공급원료는 다음 특징을 가지는 것으로 보여진다: 140℃ 이상, 더 바람직하게는 160℃ 이상의 △TS-L; 0.5 이하, 더 바람직하게는 0.3 이하의 RE/L; 및 40℃ 이상, 더 바람직하게는 55℃ 이상의 온도 범위 △T20%. 생성 공급원료는 배럴의 복수 개의 지역에 걸쳐서 용융을 확산시키고 또한 플러깅의 가능성을 감소시키면서 배럴(17)에의 열 충격을 감소시킨다. 추가로, 더 불균질한 구조의 공급원료(신속한 냉각을 통해 달성)는 일반적으로 더 큰 △TS-L, 더 작은 RE/L및 더 넓은 △T20%를 유도하는 것으로 밝혀졌고, 이들 모두 SSMI 성형의 양호한 제어성을 제공하는 데 도움이 된다.
도 11은 배럴 자체의 가열 곡선을 따르는 합금의 DSC 곡선의 발명 개념을 도해한다. 그렇게 시행함으로써, 더 작은 열 충격(배럴 외측 온도 대 배럴 내부 온도)과 플러깅이 배럴(17)에 일어난다. 필요한 배럴 외측 온도와 생성 공급원료 온도 사이의 차가 클수록, 기기에의 열 충격은 더 커진다. 도 11에서, 요구되는 배럴 온도(배럴의 외측에서 측정)와 배럴 내부의 온도가 두 상이한 공급원료에 대해 나타나 있다(두 가지 모두 배럴(17)의 다양한 지역에서). 도해된 합금은 AE42(74로 명명) 및 AZ91(SSMI 스크랩)(76으로 명명)이다. 가열 지역에 대한, AE42 합금 및 AZ91(SSMI 스크랩)의 DSC 곡선 또한 나타나 있다. 도면으로부터, AZ91(SSMI 스크랩) DSC 곡선이 요구되는 배럴 온도를 더 근사하게 따라서, 더 낮은 배럴 온도를 요하고 더 작은 열 충격을 초래함이 보여진다. 도면으로부터, 더 작은 에너지가 공융반응이 확산되어 완화될 때 필요하고 이는 추가로 불균질의 결과인 것으로 보여진다. AZ91 합금의 곡선은 66(배럴 외측 온도) 및 68(배럴 내부 조절 온도)로 지칭되고 반면 AE42의 곡선은 70(배럴 외측 온도) 및 72(배럴 내부 조절 온도)로 지칭된다. AZ91D와 비교하여 더 높은 조절/배럴 외측 온도가 AE42를 위해 필요하다고 보여진다.
도 11에 도시되지 않은 샘플 중에서, 불균질 형태의 합금이 더 균질한 형태의 합금보다 △T20%및 RE/L의 더 양호한 분포를 보인다. 온도 범위(△T20%)가 클수록 배럴(17)의 다양한 가열 지역에서 열 충격이 더 작고 최종 성형부품에서 고체 분획의 조절이 더 양호하다. 이 범위 △T20%가 작을수록, 반고체 슬러리의 더욱 상당한 온도변화가 최종 성형부품의 고체 분획%에 의존할 것이다. 도해된 예 중에서, 불균질 AZ91D 합금, ZAC 합금 및 A520 만이 55℃ 이상의 20% 용융 에너지를 위한 온도 범위(△T20%) 및 0.3 이하의 RE/L를 가진다. 이 반응을 확산시킴으로써, 추가 공급원료의 공급시 이미 용융된 합금 구성성분의 배럴내 스크류 주변에서의 재동결능 및 기기(10)의 블록과 플러그가 감소된다. 모든 도해된 예에서, 거의 균형잡힌 균질 미세구조 형태의 물질이 더 급격하고 더 활발한 공융반응을 보인다. 미립자 공급원료 합금의 바람직한 특징은 넓어진 공융반응을 가지는 것이고, 반복하여 설명하면 초기 배럴 부분에서 감소된 열 구배를 허용하는 것이다.
이러한 특징은 마그네슘 및 알루미늄, 따라서 또한 아연, 구리 및 다른 합금 기본체에 적용가능한 일반적인 성질로 보여진다. Zn 합금 경우에는 100℃ 이상의 △TS-L이 적용가능할 것이다.
도해된 합금의 공칭 조성이 하기 표 3에 나타나 있다.
합금의 통상의 조성(미량은 포함되지 않았다)
Mg 기본체(Mg외 나머지) 기타
합금 Al Zn 희토류 Ca Zr Si
AZ91D 9 0.7 - - - -
AM50 5 - - - - -
AE42 4 - 2-3 - - -
ZAC 5 8 - 0.6 - -
ZK60 - 6 - - 0.6 -
AS41 4 - - - 1
상기 외에, A356보다 개선된 성형성을 가지고 개선된 △T20%, HE/L및 △TS-L을 가지도록 계획된 Al 합금은 다음과 같다: Al 기본체, Si 2.6 내지 5.0, Cu 1.5 내지 3.0, Mg 2 내지 4, Zn 0.5 내지 3.
Zamac 3보다 개선된 성형성과 상기에서 언급된 개선된 특징을 가지는 Zn 합금은 다음과 같다: Zn 기본체, Al 25 내지 50, Cu 0.5 내지 6.0. 개선된 특징을 가지는 성형 가능한 Cu 합금은 다음과 같다: Cu 기본체, Zn 25 내지 30, Ni 0 내지 6, P 3 내지 7.
개선된 특징을 가지는 마그네슘 기본 합금은 다음과 같다: Mg 기본체, Al 4-6, Si 1-2.5.
또한, 쇼트, 특히 요변성 쇼트로 형성된 AZ91D 및 재칩핑된 AZ91D SSMIM 스크랩이 칩핑 잉곳 AZ91D보다 바람직하다. 이러한 처리는 또한 합금 520, ZAC, ZK60과, 정도는 작지만 AM50 및 AE42에게 이로울 것이다.
전술한 바와 같이, 다양한 이점이 균형잡히지 않았거나 불균질한 구조를 가지는 미립자 공급원료에 의해 달성된다. 이 구조는 공급원료의 상기에서 보여진, 미세구조 또는 거대구조일 수 있고 공융반응의 확산을 초래한다.
공급원료 미세구조로 불균질 구조를 형성하기 위해, 공급원료로 후속 형성하기 위한 합금의 서냉이 입자에서 합금 요소의 격리를 제공하여 공융 범위를 넓히고 개시 온도를 강하시킨다. 초기 용융물의 신속한 냉각은 여러 방법으로 달성될 수 있다. 기계적으로 후속 칩핑된 비교적 서냉된 잉곳은 미립자 공급원료에 적당한 불균질 구조를 가진다. 그 결과, 이들은 공융반응 중에 비교적 큰 스파이크를 보인다. 이는 다이 캐스팅 스크랩의 박편으로부터 제조된 다른 AZ91 합금과 잉곳으로부터의 반고체 사출성형 스크랩 AZ91 합금을 비교하면 가장 쉽게 알 수 있다. 전자 두 경우에서, 냉각이 매우 신속하게 일어나서 미세구조의 불균질 특성을 초래한다. 냉각 속도는 일반적으로 잉곳 원료의 3℃/S와 비교하여 20 내지 40℃/S이다. 마찬가지로, 칩은 또한 성형 캐스트 시이트로부터 형성될 수 있다.
신속히 냉각된 미립자 공급원료가 불균질 미세구조로 형성될 수 있는 또다른 방법은 알려진 쇼트 생산방법 중 하나에 의해서이다. 이러한 방법은 물 분무, 공기 또는 보호 대기 중에서의 분무 및 용융 스트림의 회전하는 판, 드럼 또는 휠로의 드롭을 포함한다. 이들 세 가지 모든 방법에서, 용융물의 드롭은 신속히 냉각되어 목적하는 불균질 미세구조를 가지는 미립자 공급원료를 초래한다. 개선된 마이크로-불균질성은 도 12의 α+ β영역에서 발달된 다음 펠렛을 쇼팅 또는 압출하여 신속히 냉각시킨다.
미립자 공급원료의 불균질성은 또한 거대구조 수준일 수도 있다. 그러한 공급원료에서, 저융점 구성성분(들)의 미립자는 고융점 구성성분의 합금된 미립자와 혼합된다. 고융점을 가지는 합금 입자는 초기에 형성되어 이들은 저융점 구성성분(들)이 빈약하다. 그 결과, 저융점 구성성분의 미립자가 1차 용융되어, 합금 미립자로의 열 전달을 증가시키고 이의 용융을 증가시킬 것이다. 고융점 미립자가 용융하기 시작할 때, 이들은 이미 용융된 저융점 구성성분과 혼합되어, 병합된 다음 목적하는 공칭 조성으로 전체 합금 조성을 조절할 것이다. 예를 들어, 381℃의 공융 온도를 가지는 ZAMAC 8(An-8Al) 합금은, 515℃의 공융 온도를 가지는 알루미늄 합금 384(공칭 Al, Si 11.2, Zn 3, Cu 8)에 첨가될 수 있고 아연이 빈약하여 공칭 합금에 비해, RE/L을 낮추면서, △T20%및 △TS-L을 증가시킨다. 상기를 달성하는 추가 조성 혼합물은 다음을 포함한다: Si 2.6-5.0, Cu 1.5-3.0, Mg 2-4 및 Zn 0.5-3을 가지고, 520 합금과 혼합된 Al 기본체; Zn 2-5를 산출하는 AE42 및 ZAMAC 3(Zn-3Al); Zn 1-5를 산출하는 AS41 및 Zamac 3; P 8.3과 함께 Zn 2-5와 Cu 25-30을 산출하는 AM50 및 ZAMAC 3. 상기의 생성 혼합물은 초기 용융 반응을 확산시키는 것으로 보여진다.
상기로부터, 본 발명의 발명자는 반고체 사출성형 방법에 사용하기 위해 특히 적용가능한 신규 미립자 공급원료를 개발한 것으로 보여진다. 이 기준을 충족시키는 미립자 공급원료는 다음의 일반적인 특징을 가진다: 불균질 구조, 적어도 140℃의 고상선에서 액상선까지의 온도 범위 △TS-L(Zn 기본체 경우에는 80℃), 0.3 이하의 RE/L및 55℃ 이상의 △T20%. 공급원료의 추가의 목적하는 특징은 용융을 위해필요한 에너지의 10% 이상을 이용하지 않는 공융반응이다. 상기는 열 구배 및 열 충격을 감소시켜, 최종 부품에서 고체 분획의 더욱 정확한 조절 및 각 사출 스트로크 단부의 노즐에서 플러그 형성의 더욱 정확한 조절을 허용하고, 또한 작업 온도, 작업 에너지 소비 및 스크류의 플러깅 잠재력을 감소시킨다.
본 발명은 상기에서 도해되었고 설명된 정확한 구조로 제한되지는 않지만, 각종 변화 및 수정이 하기 청구범위에서 정의된 본 발명의 취지 및 범위로부터 이탈함이 없이 있을 수 있다고 이해된다.

Claims (13)

  1. 공급원료가:
    불균질 구조를 가지고, 40℃ 이상의 주 용융반응 피크 높이의 20%에서의 온도 범위를 가지며, 0.5 이하의 공융반응 피크 높이 대 주 용융반응 피크 높이의 비를 가지는 미립자 형태의 합금 물질을 포함하는, 반고체 금속 사출성형용 합금 공급원료.
  2. 제 1 항에 있어서, 140℃ 이상의 고상선에서 액상선까지의 용융 범위를 추가로 포함하는 합금 공급원료.
  3. 제 1 항에 있어서, 불균질 구조가 공급원료의 거대구조인 합금 공급원료.
  4. 제 1 항에 있어서, 불균질 구조가 공급원료의 미세구조인 합금 공급원료.
  5. 제 1 항에 있어서, 공급원료가 쇼트인 합금 공급원료.
  6. 제 5 항에 있어서, 쇼트가 신속하게 냉각되는 쇼트인 합금 공급원료.
  7. 제 6 항에 있어서, 신속하게 냉각된 쇼트가 2상 영역으로부터 냉각되는 합금공급원료.
  8. 제 1 항에 있어서, 물질이 알루미늄 합금인 합금 공급원료.
  9. 제 1 항에 있어서, 물질이 마그네슘 합금인 합금 공급원료.
  10. 제 1 항에 있어서, 물질이 아연 합금인 합금 공급원료.
  11. 제 1 항에 있어서, 물질이 구리 합금인 합금 공급원료.
  12. 제 1 항에 있어서, 물질이 적어도 두 개의 상이한 고상선 온도를 가지는 혼합된 과립을 포함하는 합금 공급원료.
  13. 제 12 항에 있어서, 혼합된 과립이 반고체 금속 사출성형 후에 예정된 구성성분의 합금 물질을 형성하기 위한 비로 배합되어 제공되는 합금 공급원료.
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