(57)【要約】【課題】より微細な球状化粒子を得ると同時にエネルギ効率の改善、製造コストの節減、機械的性質の向上、鋳造工程の簡便化および製造時間短縮の利点を実現できる固液共存状態金属材料の製造方法を提供する。【解決手段】電磁気場を印加し容器に溶融金属を注湯した後、容器への電磁気場の印加を終了する。容器に注湯した溶融金属を冷却して固液共存状態の金属材料を形成する。溶融金属を冷却する工程で初期凝固層の形成による潜熱の発生なしに容器の壁面から中心部にわたって全体的に均一に温度が低下する。溶融金属の注湯後の１秒以上１０秒以下程度の短い時間内に溶融金属を液相線温度以下に急速に冷却でき、多数の結晶核を全領域にわたって均一に生成できる。微細でかつ均一な組織を有する金属材料を製造できる。【選択図】　　　　図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
容器に電磁気場を印加する印加工程と、
この印加工程にて前記容器に前記電磁気場が印加されている状態で溶融金属を前記容器に注湯する注湯工程と、
前記溶融金属が注湯された前記容器に対する電磁気場の印加を終了する終了工程と、
電磁気場の印加が終了された前記溶融金属を冷却して固液共存状態の金属材料を形成する冷却工程と
を具備したことを特徴とした固液共存状態金属材料の製造方法。
【請求項２】
終了工程は、溶融金属の固相率が０．００１以上０．１以下となった時点で印加工程による電磁気場の印加を終了する
ことを特徴とした請求項１記載の固液共存状態金属材料の製造方法。
【請求項３】
金属材料は、金属スラリおよびビレット状のいずれかであることを特徴とした請求項１または２記載の固液共存状態金属材料の製造方法。
【請求項４】
注湯工程は、溶融金属の注湯時の温度が、この溶融金属の液相線温度より高く、液相線＋１００℃より低い
ことを特徴とする請求項１ないし３いずれか記載の固液共存状態金属材料の製造方法。
【請求項５】
固液共存状態の金属材料を２次成形する２次成形工程を具備する
ことを特徴とした請求項１ないし４いずれか記載の固液共存状態金属材料の製造方法。
【請求項６】
２次成形工程は、ダイカスト、溶湯鍛造、鍛造およびプレス加工のいずれかである
ことを特徴とする請求項５記載の固液共存状態金属材料の製造方法。
【請求項７】
ビレット状の金属材料を２次成形のために固液共存状態に再加熱する再加熱工程を具備した
ことを特徴とする請求項５または６記載の固液共存状態金属材料の製造方法。
【請求項８】
冷却工程は、溶融金属の固相率が０．１以上０．７以下となるまで冷却する
ことを特徴とする請求項１ないし７いずれか記載の固液共存状態金属材料の製造方法。
【請求項９】
冷却工程は、溶融金属を０．２℃／ｓｅｃ以上５℃／ｓｅｃ以下の速度で冷却する
ことを特徴とする請求項１ないし８いずれか記載の固液共存状態金属材料の製造方法。
【請求項１０】
冷却工程は、溶融金属を０．２℃／ｓｅｃ以上２℃／ｓｅｃ以下の速度で冷却する
ことを特徴とする請求項１ないし８いずれか記載の固液共存状態金属材料の製造方法。
【請求項１１】
溶融金属は、アルミニウム、アルミニウム合金、マグネシウム、マグネシウム合金、亜鉛、亜鉛合金、銅、銅合金、鉄および鉄合金のいずれかである
ことを特徴とする請求項１ないし１０いずれか記載の固液共存状態金属材料の製造方法。
【請求項１２】
請求項３ないし１１いずれか記載の固液共存状態金属材料の製造方法により製造された金属材料は、結晶核粒子の分布が均一で粒子組織が球状であり金属スラリおよびビレット状のいずれかである
ことを特徴とした固液共存状態金属材料。
【請求項１３】
粒子の平均粒径が１０μｍ以上６０μｍ以下である
ことを特徴とした請求項１２記載の固液共存状態金属材料。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、溶融金属に電磁気場を印加してから冷却する固液共存状態金属材料およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
固液共存状態金属材料を加工する、いわゆる半凝固あるいは半溶融加工法は、鋳造と鍛造とを混合した複合加工法であって、半凝固成形法と半溶融成形法とに大別できる。半凝固成形法は、半凝固状態で製造された金属スラリを直接成形加工して最終製品に製造する加工法である。また、半溶融成形法は、半凝固状態でビレットを製造した後、このビレットを半溶融状態に再加熱して鍛造あるいはダイカストを実施して最終製品として製造する加工法である。
【０００３】
半凝固あるいは半溶融成形用の金属スラリは、半凝固領域の温度で液相と球状の結晶粒が適切な割合で混在する状態でチクソトロピー性により小さな力によっても変形が可能であり、流動性に優れて液相（ｔｈｉｘｏｔｒｏｐｉｃ）のように成形加工が容易な状態の金属材料である。ビレットは、再加熱により金属スラリ形態の半溶融状態を回復できるので、半凝固あるいは半溶融成形用の金属材料として非常に有用に利用される。
【０００４】
金属スラリやビレットを利用する半凝固あるいは半溶融成形法は、同じ組成の液体金属合金を利用する場合に比べて色々な長所を有している。例えば、金属成形分野において金属スラリは、液体金属合金の完全な溶融に必要な温度より低温で流動性を有するので金型のダイの露出温度がさらに低いから、このダイの寿命が延びる。また、金属スラリが押出される時に乱流の発生がなく、鋳造過程で空気の混入が少なくて最終製品において気孔の発生を防止できる。したがって、熱処理が可能で機械的性質を大きく向上させることができる。その他にも凝固収縮が少なくて作業性および耐食性が改善されて製品の軽量化が可能である。したがって、自動車および航空機産業分野、電気電子情報通信装備の新素材として利用できる。
【０００５】
従来の半凝固合金の製造方法は、主に液相線以下の温度で溶融金属を攪拌することによって既に生成された樹枝状結晶組織を破砕して半凝固成形に適するように球状の粒子に作る方法である。攪拌方法には機械的攪拌法と電磁気的攪拌法、ガスバブリング、低周波、高周波または電磁気波振動を利用するか、電気的衝撃による攪拌法などが利用された。
【０００６】
そして、液相固相混合物を製造する方法としては、大部分の合金が液相に存在する温度まで、この合金を加熱した後、形成された溶融金属を強く攪拌しながら冷却する。溶融金属中の固体比率が４０％以上６５％以下に至るまで攪拌し続けながら冷却する。このとき、樹枝状結晶組織の形成を防止するか、あるいは１次固体粒子上に既に形成された樹枝状結晶組織を除去するか減らすことによって固液混合物を製造している（例えば、特許文献１参照。）。
【０００７】
また、半凝固合金スラリの製造方法としては、溶融金属が入っている容器内の固化領域の全範囲に亙って提供される移動型磁場により溶融金属が電磁気的に混合される。この方法において、磁場は固化領域で形成された樹枝状結晶組織を所定の剪断速度で剪断させている（例えば、特許文献２参照。）。
【０００８】
さらに、半溶融成形材の製造方法としては、合金中のあらゆる金属成分が液相に存在するように合金を加熱した後、得られる液体金属を液相線と固相線との間の温度に冷却する。この後、剪断力を加えて冷却される溶融金属から形成される樹枝状結晶組織を破砕することによって半溶融成形材を製造している（例えば、特許文献３参照。）。
【０００９】
また、半凝固鋳造用金属スラリの製造方法としては、液相線温度の付近または液相線より５０℃まで高温で溶融金属を容器に注湯する。この後、溶融金属が冷却される過程で溶融金属の少なくとも一部が液相線温度以下になる時点、すなわち最初に液相線温度を通過する時点で、例えば超音波振動により溶融金属に運動を加える。さらに、この溶融金属に運動を加えた後、徐々に冷却することによって粒相結晶形態の金属組織を有する半凝固鋳造用金属スラリを製造している（例えば、特許文献４参照。）。
【００１０】
すなわち、溶融金属に液相線の近くで適当な運動を加えることによって最初に形成されたそれぞれの初期結晶核に形成されると思われる樹枝状結晶組織を破砕し、粒子が各々初期結晶核間の相互作用なしに独立的に存在する状態で徐々に冷却して粒相の結晶形態を得る。この方法でも、超音波振動などの力が冷却初期に形成される樹枝状結晶組織を破砕するために利用されている。また、注湯温度を液相線温度より高い水準にすれば、粒状の結晶形態を得難く、かつ溶湯を急に冷却し難い。さらに、表面部と中心部の組織が不均一になる。
【００１１】
さらに、半溶融金属の成形方法としては、溶融金属を容器に注湯した後、振動バーを溶融金属中に浸漬させて溶融金属と直接接触させた状態で振動させて溶融金属に振動を与えている。具体的には、溶融金属を先に容器に注湯した後、振動バーを溶融金属中に浸漬させて振動力を溶融金属に伝達する。この結果、液相線温度以上で結晶核を有する液体状態の合金または液相線以下、成形温度以上の温度範囲で結晶核を有する固液共存状態の合金を形成する。この後、所定の液相率を示す成形温度まで溶融金属を容器内で冷却しながら３０秒以上６０分以下の間維持することによって合金中に微細な結晶核を成長させて半溶融金属を得る。ところが、この方法で得られる結晶核の大きさは約１００μｍであり、工程所要時間が相当長く、所定大きさ以上の容器に適用し難い（例えば、特許文献５参照。）。
【００１２】
また、半溶融金属スラリの製造方法としては、冷却と攪拌とを同時に精密に制御することによって半溶融金属スラリを製造している。具体的には、溶融金属を混合容器に注湯した後、混合容器周囲に設置された固定子アセンブリを作動させて容器内の溶融金属を急速に攪拌するのに十分な磁気力を発生させる。さらに、混合容器の周囲に設けられて容器および溶融金属の温度を精密に調節する作用をするサーマルジャケットを利用して溶融金属の温度を急速に落とす。溶融金属の冷却時に溶融金属は攪拌され続け、固相率が低い時には速い攪拌を提供し、固相率が増加するにつれて増大した起電力を提供する方式で調節される（例えば、特許文献６参照。）。
【００１３】
【特許文献１】
米国特許第３９４８６５０号明細書（第３−８欄、図３）
【００１４】
【特許文献２】
米国特許第４４６５１１８号明細書（第４−１２欄、図１、図２、図５および図６）
【００１５】
【特許文献３】
米国特許第４６９４８８１号明細書（第２−６欄）
【００１６】
【特許文献４】
特開平１１−３３６９２号公報（第３−５頁、図１）
【００１７】
【特許文献５】
特開平１０−１２８５１６号公報（第４−７頁、図３）
【００１８】
【特許文献６】
米国特許第６４３２１６０号明細書（第７−１５欄、図１Ａないし図２Ｂおよび図４）
【００１９】
【発明が解決しようとする課題】
上述したように、上記従来の技術では、大部分剪断力を利用して冷却過程で既に形成された樹枝状結晶形態を粉砕して粒相の金属組織にする方法を利用している。したがって、溶融金属の少なくとも一部が液相線以下に下がってこそ振動などの力を加えるので初期凝固層の形成による潜熱の発生により冷却速度の減少および製造時間の増加などの各種の問題を避けにくい。また、溶融金属の容器への注湯温度を調節しなければ、容器壁面部と中心部との温度差によって壁面付近での初期凝固層の樹枝状結晶組織の形成を防止し難いので、容器注湯温度および冷却過程を精密に調節せねばならない。
【００２０】
本発明は、このような点に鑑みなされたもので、より微細な球状化粒子を得ると同時にエネルギ効率の改善、製造コストの節減、機械的性質の向上、鋳造工程の簡便化および製造時間短縮の利点を実現できる固液共存状態金属材料およびその製造方法を提供することを目的とする。
【００２１】
【課題を解決するための手段】
本発明の固液共存状態金属材料の製造方法によれば、容器に電磁気場を印加する印加工程と、この印加工程にて前記容器に前記電磁気場が印加されている状態で溶融金属を前記容器に注湯する注湯工程と、前記溶融金属が注湯された前記容器に対する電磁気場の印加を終了する終了工程と、電磁気場の印加が終了された前記溶融金属を冷却して固液共存状態の金属材料を形成する冷却工程とを具備したものである。
【００２２】
そして、溶融金属が入っている容器の中心部と壁面部との間および上部と下部との間のそれぞれに温度差がほとんどないから、容器内の溶融金属の温度が均一であり、ある特定領域での初期凝固による潜熱が発生しないため、溶融金属が短時間に急速に冷却できる。したがって、溶融金属の結晶核生成密度が顕著に増加することにより球状粒子の微細化を実現できる。
【００２３】
また、終了工程は、溶融金属の固相率が０．００１以上０．１以下となった時点で印加工程による電磁気場の印加を終了することが望ましい。
【００２４】
さらに、金属材料は、金属スラリおよびビレット状のいずれかである。
【００２５】
また、注湯工程は、溶融金属の注湯時の温度が、この溶融金属の液相線温度よりは高く、液相線＋１００℃より低いことが望ましい。
【００２６】
さらに、固液共存状態の金属材料を２次成形する２次成形工程を具備し、この２次成形工程は、ダイカスト、溶湯鍛造、鍛造およびプレス加工のいずれかである。
【００２７】
また、ビレット状の金属材料を２次成形のために固液共存状態に再加熱する再加熱工程を具備したものである。
【００２８】
さらに、冷却工程は、溶融金属の固相率が０．１以上０．７以下となるまで冷却することが望ましい。
【００２９】
また、冷却工程は、溶融金属を０．２℃／ｓｅｃ以上５℃／ｓｅｃ以下の速度で冷却することが望ましい。
【００３０】
さらに、冷却工程は、溶融金属を０．２℃／ｓｅｃ以上２℃／ｓｅｃ以下の速度で冷却することがさらに望ましい。
【００３１】
また、溶融金属は、アルミニウム、アルミニウム合金、マグネシウム、マグネシウム合金、亜鉛、亜鉛合金、銅、銅合金、鉄および鉄合金のいずれかである。
【００３２】
さらに、金属材料は、結晶核粒子の分布が均一で粒子組織が球状であり金属スラリおよびビレット状のいずれかであるとともに、粒子の平均粒径が１０μｍ以上６０μｍ以下である。
【００３３】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の一実施の形態を図面を参照して説明する。
【００３４】
まず、容器に溶融金属を注湯する注湯工程の前に容器に電磁気場を印加工程にて印加し、この状態で容器に溶融金属を注湯する。電磁気場の代わりに超音波などが利用されることもある。適用できる金属は、固液共存状態成形用、いわゆる半凝固あるいは半溶融成形用に利用できるものであればいずれも利用でき、その中でもアルミニウム、マグネシウム、銅、亜鉛、鉄およびこれらの合金よりなる群から選択されることが望ましい。これら合金は最終成形品で要求される物性によって色々な任意の金属を含むことができる。
【００３５】
溶融金属を容器に注湯する時点で、溶融金属の温度は液相線温度より高く、この溶融金属の液相線＋１００℃より低い温度（溶湯過熱度＝０℃以上１００℃以下）に維持されることが望ましい。すなわち、溶融金属が入っている容器全体が均一に冷却されるので、容器に溶融金属を注湯する前に液相線温度付近まで冷却する必要がなく、液相線温度より１００℃程度の高温を維持しても関係ない。
【００３６】
一方、溶融金属を容器に注湯した後、溶融金属の一部が液相線以下になる時点で容器に電磁気場を印加する従来の方法では、容器の壁面に初期凝固層が形成されながら凝固潜熱が発生するが、凝固潜熱は比熱の約４００倍であるために容器全体の溶融金属の温度が下がるまでは長時間がかかる。したがって、このような従来方法では液相線程度または液相線より約５０℃高温まで溶融金属の温度を冷却した後、容器に注湯することが一般的である。
【００３７】
さらに、電磁気場が容器に印加された状態で溶融金属を容器に注湯することによって、溶融金属が注湯された容器の壁面部と中心部、上部と下部間に温度差がほとんどない。したがって、従来の技術で発生する容器壁面付近での初期凝固が起きず、容器内の溶融金属全体が均一に液相線温度直下に急速に冷却されて多数の結晶核を同時に発生させることができる。また、このように容器全体にわたって温度差が発生しない理由は、容器に溶融金属を注湯する時点に既に容器に電磁気場が印加されているために、活発な初期攪拌作用により内部の溶融金属と表面の溶融金属とがよく攪拌されて溶融金属内での熱伝逹が速く行われて容器内壁での初期凝固層の形成が抑制されるからである。また、よく攪拌されている溶融金属と低温の容器内壁との対流熱伝逹が増加して溶融金属全体の温度を急速に冷却工程で冷却することができる。すなわち、容器に注湯された溶融金属は注湯と同時に電磁気場の攪拌により分散粒子となり、この分散粒子が結晶核として容器内に均一に分布され、これにより容器全体にわたって温度差が発生しなくなる。一方、従来の技術によれば、注湯された溶融金属が低温の容器内壁と接触して急速な対流熱伝逹により初期凝固層での樹枝状結晶が成長する。
【００３８】
そして、原理は凝固潜熱と関連して説明できる。すなわち、容器の壁面での溶融金属の初期凝固が発生せず凝固潜熱が発生しないために、溶融金属の冷却は単に溶融金属の比熱（凝固潜熱の約１／４００に過ぎない）に該当する程度の熱量の放出だけで可能である。したがって、従来の技術で容器の壁面部でしばしば発生する初期凝固層である樹枝状結晶が形成されずに、容器内の溶融金属が容器の壁面から中心部にわたって全体的に均一でかつ急速に温度が下がる様子を示す。このときの温度を下げるのに必要な時間は溶融金属の注湯後約１秒以上１０秒以下の短い時間にすぎない。これにより、多数の結晶核が容器内の溶融金属全体にわたって均一に生成され、結晶核生成密度の増加により結晶核間の距離は非常に短くなって樹枝状結晶が形成されずに独立的に成長して球状粒子を形成する。
【００３９】
印加工程による電磁気場の印加は、容器内の溶融金属の温度が液相線付近に至った時に終了工程にて終了する。電磁気場印加の終了時、容器内の溶融金属の固相率は０．００１以上０．１以下であることが望ましい。さらに、固相率が所定レベル、すなわち約０．１になれば結晶核生成が終了する。この時点で容器に対する電磁気場の印加を終了する。固相率が０．１以上になった状態でも電磁気場を印加し続けるのはエネルギ効率面で望ましくなく、凝固組織が粗大化され、かつ工程時間が延びるために望ましくない。
【００４０】
容器に対する電磁気場の印加を終了した後、所定固相率、望ましくは０．１以上０．７以下の固相率に至るまで溶融金属を冷却工程にて冷却する。
【００４１】
この冷却工程での溶融金属の冷却速度は０．２℃／ｓｅｃ以上５．０℃／ｓｅｃ以下であることが望ましく、結晶核の分布度および粒子の微細度面で冷却速度は０．２℃／ｓｅｃ以上２．０℃／ｓｅｃ以下であることがさらに望ましい。
【００４２】
上記一実施の形態によれば、溶融金属の容器への注湯時点から固相率０．１以上０．７以下の金属スラリ形態の金属材料に形成される時点までの所要時間が３０秒以上６０秒以下にすぎない。金属スラリは急冷を経てビレットとして製造できる。
【００４３】
また、金属スラリまたはビレット状の金属材料は、再びダイカスト、溶湯鍛造、鍛造、プレス加工などの２次成形段階を２次成形工程で経ることができる。ビレット状に製造された金属材料は適当な長さに切断されてスラグにすることができ、２次成形のためにスラグは、再加熱工程による再加熱を通じて半溶融状態に回復される。
【００４４】
さらに、製造された半凝固あるいは半溶融成形用金属材料に含まれていた金属粒子は、平均粒径が１０μｍ以上６０μｍ以下の微細な球状であり、粒径分布も均一である。
【００４５】
【実施例】
以下、本発明の実施例を図面を参照して説明する。
【００４６】
＜実施例１＞
まず、この実施例１では溶融金属の合金素材としてアルミニウム合金であるＡ３５６合金を使用した。５００ｇのＡ３５６合金を電気炉（１０ｋＷ）で黒鉛るつぼを利用して約７５０℃で１時間加熱して溶融した後、この溶融された溶融金属をデジタル温度測定器に付着されたシールド型熱電対（Ｋ−ｔｙｐｅ）で温度を測定して溶融金属の温度が溶融金属の液相線温度（Ａ３５６合金の場合に約６１５℃）より約１００℃高温以下になるように維持した。
【００４７】
この実施例１による作業工程図を図１に示す。
【００４８】
容器に電磁気場を印加するにおいて、電磁気場攪拌装置（ＥＭＳ：自体製作した装置）の電圧、周波数および強度を各々２５０Ｖ、６０Ｈｚ、５００ガウスに固定させた。溶融金属を容器に注湯する前にＥＭＳに電源を供給してＥＭＳを作動させた状態で、溶融金属の温度が６５０℃（図１でＴｐ：ｐｏｕｒｉｎｇ　ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）に至った時に溶融金属を容器に注湯した。
【００４９】
この容器にあらかじめ電磁気場攪拌運動を加えた状態で溶融金属を容器に注湯した後、この溶融金属の温度が液相線付近に至った時（図１中のａ点）に、ＥＭＳの作動を中止させた。すなわち、図１中の区間ｐでのみＥＭＳを作動させた。ＥＭＳの作動を止めた後、固相率が０．６になる温度（図１中のｂ点、この時の温度は約５８６℃）まで１℃／ｓｅｃの冷却速度で溶融金属を冷却して金属スラリを得た。溶融金属を容器に注湯した時点から０．６の固相率に至るまで約４０秒の時間がかかった。
【００５０】
以後、２次成形過程を経るが、すなわち図１中のｂ点以後、ダイカスト、溶湯鍛造、鍛造あるいはプレス加工などの２次成形段階を経る。
【００５１】
実施例１の方法によって製造された金属材料の金属組織を観察するために次のような方法で試片を得た。まず、金属スラリを急冷してビレットを製造した。帯のこ（ｂａｎｄｓａｗ）を利用してビレットを切断して切断片を得た後、ポリシングしてケラー（Ｋｅｌｌｅｒ）溶液（２０ｍｌのＨ２Ｏ＋２０ｍｌのＨＣｌ＋２０ｍｌのＨＮＯ３＋５ｍｌのＨＦ）を利用してエッチングした後、イメージ分析用試片として使用し、イメージ分析器（Ｉｍａｇｅ　Ａｎａｌｙｚｅｒ：ＬＥＩＣ　ＡＤＭＲ）を利用して金属組織を観察した。この結果を図２に示す。この図２に示すように、この実施例１によれば、表面部と中心部とにわたって均一でかつ微細な球状の粒子組織を有する金属材料を得ることができる。
【００５２】
＜実施例２−５＞
実施例１と同じ方法で実施するが、容器に注湯する際の溶液金属の温度をそれぞれ７２０℃（実施例２）、７００℃（実施例３）、６５０℃（実施例４）および６２０℃（実施例５）とし、溶融金属の固相率が０．０５（液相線温度直上）に至った時にＥＭＳの作動を止めて固相率０．６まで冷却した後、急冷してビレットを製造した。工程が終了するまでかかる時間は総１分以内であった。このようにして得たビレットに対して実施例１と同じ方法で試片を製造した後、金属組織を観察した。実施例２ないし５のそれぞれで得た試片に対するイメージ分析写真を図３ないし図６に示す。
【００５３】
これら図３ないし図６に示すように、７２０℃以下６２０℃以上の温度範囲内で溶融金属の容器注湯温度を変化させた場合にも微細でかつ均一な合金（球状粒子の平均粒径は３０μｍ以上６０μｍ以下）が製造された。したがって、これら実施例２ないし５によれば、１分未満の短い時間でも球状化組織を得ることができる。これは、核生成密度の顕著な増加により初期結晶間の間隔が顕著に縮まって従来の方法より速い冷却でも組織の形状を一定に維持できるからである。
【００５４】
＜実施例６−９＞
実施例１と同じ方法で実施するが、電磁気場の印加を終了した後に溶融金属を冷却する際の冷却速度をそれぞれ０．２℃／ｓｅｃ（実施例６）、０．４℃／ｓｅｃ（実施例７）、０．６℃／ｓｅｃ（実施例８）および２．０℃／ｓｅｃ（実施例９）として金属スラリを得た後、急冷してビレットを製造した。これらビレットに対して実施例１と同じ方法で試片を製造した後で金属組織を観察した。この結果を図７ないし図１０に示す。
【００５５】
これら図７ないし図１０に示すように、溶融金属の冷却過程でその冷却速度を多様に変化させても得られる金属組織は球状を示す。また、金属組織の粒子が平均粒径１０ないし６０μｍで微細でかつ球状粒子の分布も均一である。
【００５６】
＜実施例１０−１３＞
実施例１と同じ方法で実施するが、電磁気場の印加を終了した後で溶融金属を冷却するに当って、冷却終了時点の温度を変化させた。この冷却終了時の溶融金属の温度をそれぞれ６１０℃（実施例１０：固相率が約０．２）、６００℃（実施例１１）、５９０℃（実施例１２）、５８６℃（実施例１３：固相率が約０．６）になる時点とした。実施例１と同じ方法で試片を製造して試片に対する金属組織を観察した。この結果を図１１ないし図１４に示す。
【００５７】
これら図１１ないし図１４にて示す金属組織の写真から分かるように、電磁気場攪拌を終了した後、溶融金属の冷却段階で冷却終了時点を多様に変化させても得られる合金の金属組織は微細でかつ球状粒子の分布が均一である。すなわち、これら実施例１０ないし実施例１３によって、容器にあらかじめ電磁気場攪拌を加えた状態で溶融金属を容器に注湯して液相線付近で電磁気場攪拌を終了した場合に、冷却終了時点を変化させても得られる合金の金属組織には差がほとんどない。
【００５８】
＜実施例１４＞
実施例１と同じ方法で実施するが、注湯温度を６５０℃として電磁気場の印加を終了した後、固相率０．６に至るまで１．５℃／ｓｅｃの冷却速度で溶融金属を冷却した。溶融金属の注湯後に固相率０．６に至るまでかかる時間は３５秒であった。実施例１と同じ方法で試片を製造して試片の表面部および中心部に対する金属組織を観察した。この結果を図１５および図１６に示す。
【００５９】
＜実施例１５＞
実施例１と同じ方法で実施するが、溶融金属の容器への注湯温度を７００℃として電磁気場の印加を終了した後、固相率０．６に至るまで１．５℃／ｓｅｃの冷却速度で溶融金属を冷却した。溶融金属の注湯後に固相率０．６に至るまでかかる時間は４０秒であった。実施例１に記載された方法と同じ方法で試片を製造して試片の表面部および中心部に対する金属組織を観察した。この結果を図１７および図１８に示す。
【００６０】
＜比較例１＞
比較のために、実施例１４と同じ方法で実施するが、溶融金属を容器に注湯した後、液相線温度直下でＥＭＳを約１０秒作動させ、０．８℃／ｓｅｃの速度で溶融金属の固相率が約０．６に至るまで冷却した。溶融金属の注湯後に固相率０．６に至るまでかかる時間は７５秒であった。実施例１と同じ方法によって試片を製造して金属組織を観察し、この結果を図１９および図２０に示す。
【００６１】
＜比較例２＞
比較のために、実施例１５と同じ方法で実施するが、溶融金属を容器に注湯した後、液相線温度直下でＥＭＳを約１０秒作動させ、１．０℃／ｓｅｃの速度で溶融金属の固相率が約０．６に至るまで冷却した。溶融金属の注湯後に固相率０．６に至るまでかかる時間は８５秒であった。実施例１と同じ方法によって試片を製造して金属組織を観察し、この結果を図２１および図２２に示す。
【００６２】
実施例１４および１５の結果と比較例１および２の結果とを比較すれば、これら実施例１４および１５で得た金属材料は、表面部および中心部の金属粒子組織が均一に球状を示し、金属粒子の平均粒径も表面部および中心部にわたって均一でかつ微細な一方、比較例１および２で従来の方法によって溶融金属を容器に注湯した後、その温度が液相線以下になった時、電磁気場攪拌力を印加した場合には中心部は球状粒子組織を示し、表面部は樹枝状構造を示すことによって金属材料の表面部と中心部間の金属組織が均一でない。さらに、半凝固あるいは半溶融成形用金属材料の製造時間が大きく短縮した。これは、容器内の溶融金属の初期結晶核生成密度の増加によって短時間の結晶核成長でも所定の固相率に到達できるからである。
【００６３】
上述した実施例および比較例で分かるように、溶融金属の容器注湯温度を液相線より約１００℃の高温まで高めることができ、短時間の電磁気場攪拌を通じて微細合金を製造でき、金属スラリまたはビレット状の半凝固あるいは半溶融成形用の金属材料の製造にかかる時間を大幅に短縮でき、得られる合金の金属組織は微細化した球状粒子の形態を示す。
【００６４】
上記各実施例では商用のＡ３５６合金を半凝固あるいは半溶融成形用の金属材料に製造する場合について説明したが、上記Ａ３５６合金の製造に限定されるものではなく、その他の多様な金属あるいは合金、例えば、アルミニウムまたはその合金、マグネシウムまたはその合金、亜鉛またはその合金、銅またはその合金、または鉄またはその合金などの製造にも汎用的に適用できる。
【００６５】
【発明の効果】
本発明の固液共存状態金属材料の製造方法によれば、初期凝固層の形成による凝固潜熱の発生なしに容器内の溶融金属の周辺部と中心部、上部と下部とにわたる全領域を液相線温度直下に急冷することによって核生成密度を顕著に増加させて粒子の球状化を実現でき、全体的に均一でかつ微細な球状粒子の分布を実現できて合金の機械的性質の向上を具現できる。
【００６６】
また、製造工程が単純で工程の制御が容易であり、かつ電磁気場の攪拌時間を大幅に短縮できるので攪拌に必要なエネルギの消耗が少なく、製品の成形時間も短縮して経済的にも相当な利点がある。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の一実施例による固液共存状態金属材料の製造方法を示す工程図である。
【図２】同上固液共存状態金属材料の製造方法によって製造された金属材料の組織を示す写真である。
【図３】同上固液共存状態金属材料の製造方法で溶融金属の容器注湯温度を変化させて製造された金属材料の組織を示す写真である。
【図４】同上固液共存状態金属材料の製造方法で溶融金属の容器注湯温度を変化させて製造された金属材料の組織を示す写真である。
【図５】同上固液共存状態金属材料の製造方法で溶融金属の容器注湯温度を変化させて製造された金属材料の組織を示す写真である。
【図６】同上固液共存状態金属材料の製造方法で溶融金属の容器注湯温度を変化させて製造された金属材料の組織を示す写真である。
【図７】同上固液共存状態金属材料の製造方法で溶融金属の冷却速度を変化させて製造された金属材料の組織を示す写真である。
【図８】同上固液共存状態金属材料の製造方法で溶融金属の冷却速度を変化させて製造された金属材料の組織を示す写真である。
【図９】同上固液共存状態金属材料の製造方法で溶融金属の冷却速度を変化させて製造された金属材料の組織を示す写真である。
【図１０】同上固液共存状態金属材料の製造方法で溶融金属の冷却速度を変化させて製造された金属材料の組織を示す写真である。
【図１１】同上固液共存状態金属材料の製造方法で溶融金属の冷却終了時点を変化させて製造された金属材料の組織を示す写真である。
【図１２】同上固液共存状態金属材料の製造方法で溶融金属の冷却終了時点を変化させて製造された金属材料の組織を示す写真である。
【図１３】同上固液共存状態金属材料の製造方法で溶融金属の冷却終了時点を変化させて製造された金属材料の組織を示す写真である。
【図１４】同上固液共存状態金属材料の製造方法で溶融金属の冷却終了時点を変化させて製造された金属材料の組織を示す写真である。
【図１５】本発明の他の一実施例によって製造された金属材料の表面部の組織を示す写真である。
【図１６】同上金属材料の中心部の組織を示す写真である。
【図１７】本発明のまた他の一実施例によって製造された金属材料の表面部の組織を示す写真である。
【図１８】同上金属材料の中心部の組織を示す写真である。
【図１９】従来の半凝固成形法によって製造された金属材料の表面部の組織を示す写真である。
【図２０】同上金属材料の中心部の組織を示す写真である。
【図２１】従来の他の半凝固成形法によって製造された金属材料の表面部の組織を示す写真である。
【図２２】同上金属材料の中心部の組織を示す写真である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図８】
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【図９】
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【図１０】
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【図１１】
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【図１２】
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【図１３】
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【図１４】
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【図１５】
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【図１６】
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【図１７】
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【図１８】
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【図１９】
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【図２０】
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【図２１】
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【図２２】
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【手続補正書】
【提出日】平成15年9月11日(2003.9.11)
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】全文
【補正方法】変更
【補正の内容】
【特許請求の範囲】
【請求項１】容器に注湯された溶融金属に初期凝固層を形成させない電磁気場を印加する印加工程と、
この印加工程にて前記容器に前記電磁気場が印加されている状態で溶融金属を前記容器に注湯する注湯工程と、
前記溶融金属が注湯された前記容器に対する電磁気場の印加を終了する終了工程と、
電磁気場の印加が終了された前記溶融金属を冷却して固液共存状態の金属材料を形成する冷却工程と
を具備したことを特徴とした固液共存状態金属材料の製造方法。
【請求項２】容器に注湯された溶融金属中に樹枝状結晶を形成させない電磁気場を印加する印加工程と、
この印加工程にて前記容器に前記電磁気場が印加されている状態で溶融金属を前記容器に注湯する注湯工程と、
前記溶融金属が注湯された前記容器に対する電磁気場の印加を終了する終了工程と、
電磁気場の印加が終了された前記溶融金属を冷却して固液共存状態の金属材料を形成する冷却工程と
を具備したことを特徴とした固液共存状態金属材料の製造方法。
【請求項３】容器に電磁気場を印加する印加工程と、
この印加工程にて前記容器に前記電磁気場が印加されている状態で溶融金属を前記容器に注湯する注湯工程と、
前記溶融金属の温度が液相線付近に至った時点で、この溶融金属が注湯された前記容器に対する電磁気場の印加を終了する終了工程と、
電磁気場の印加が終了された前記溶融金属を冷却して固液共存状態の金属材料を形成する冷却工程と
を具備したことを特徴とした固液共存状態金属材料の製造方法。
【請求項４】容器に電磁気場を印加する印加工程と、
この印加工程にて前記容器に前記電磁気場が印加されている状態で溶融金属を前記容器に注湯する注湯工程と、
前記溶融金属に結晶核が生成された時点で、この溶融金属が注湯された前記容器に対する電磁気場の印加を終了する終了工程と、
電磁気場の印加が終了された前記溶融金属を冷却して固液共存状態の金属材料を形成する冷却工程と
を具備したことを特徴とした固液共存状態金属材料の製造方法。
【請求項５】終了工程は、溶融金属の固相率が０．００１以上０．１以下となった時点で印加工程による電磁気場の印加を終了する
ことを特徴とした請求項１ないし４いずれか記載の固液共存状態金属材料の製造方法。
【請求項６】金属材料は、金属スラリおよびビレット状のいずれかである
ことを特徴とした請求項１ないし５いずれか記載の固液共存状態金属材料の製造方法。
【請求項７】注湯工程は、溶融金属の注湯時の温度が、この溶融金属の液相線温度より高く、液相線＋１００℃より低い
ことを特徴とする請求項１ないし６いずれか記載の固液共存状態金属材料の製造方法。
【請求項８】固液共存状態の金属材料を２次成形する２次成形工程を具備する
ことを特徴とした請求項１ないし７いずれか記載の固液共存状態金属材料の製造方法。
【請求項９】２次成形工程は、ダイカスト、溶湯鍛造、鍛造およびプレス加工のいずれかである
ことを特徴とする請求項８記載の固液共存状態金属材料の製造方法。
【請求項１０】ビレット状の金属材料を２次成形のために固液共存状態に再加熱する再加熱工程を具備した
ことを特徴とする請求項８または９記載の固液共存状態金属材料の製造方法。
【請求項１１】冷却工程は、溶融金属の固相率が０．１以上０．７以下となるまで冷却する
ことを特徴とする請求項１ないし１０いずれか記載の固液共存状態金属材料の製造方法。
【請求項１２】冷却工程は、溶融金属を０．２℃／ｓｅｃ以上５℃／ｓｅｃ以下の速度で冷却する
ことを特徴とする請求項１ないし１１いずれか記載の固液共存状態金属材料の製造方法。
【請求項１３】冷却工程は、溶融金属を０．２℃／ｓｅｃ以上２℃／ｓｅｃ以下の速度で冷却する
ことを特徴とする請求項１ないし１１いずれか記載の固液共存状態金属材料の製造方法。
【請求項１４】溶融金属は、アルミニウム、アルミニウム合金、マグネシウム、マグネシウム合金、亜鉛、亜鉛合金、銅、銅合金、鉄および鉄合金のいずれかである
ことを特徴とする請求項１ないし１３いずれか記載の固液共存状態金属材料の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、溶融金属に電磁気場を印加してから冷却する固液共存状態金属材料の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
固液共存状態金属材料を加工する、いわゆる半凝固あるいは半溶融加工法は、鋳造と鍛造とを混合した複合加工法であって、半凝固成形法と半溶融成形法とに大別できる。半凝固成形法は、半凝固状態で製造された金属スラリを直接成形加工して最終製品に製造する加工法である。また、半溶融成形法は、半凝固状態でビレットを製造した後、このビレットを半溶融状態に再加熱して鍛造あるいはダイカストを実施して最終製品として製造する加工法である。
【０００３】
半凝固あるいは半溶融成形用の金属スラリは、半凝固領域の温度で液相と球状の結晶粒が適切な割合で混在する状態でチクソトロピー性により小さな力によっても変形が可能であり、流動性に優れて液相（ｔｈｉｘｏｔｒｏｐｉｃ）のように成形加工が容易な状態の金属材料である。ビレットは、再加熱により金属スラリ形態の半溶融状態を回復できるので、半凝固あるいは半溶融成形用の金属材料として非常に有用に利用される。
【０００４】
金属スラリやビレットを利用する半凝固あるいは半溶融成形法は、同じ組成の液体金属合金を利用する場合に比べて色々な長所を有している。例えば、金属成形分野において金属スラリは、液体金属合金の完全な溶融に必要な温度より低温で流動性を有するので金型のダイの露出温度がさらに低いから、このダイの寿命が延びる。また、金属スラリが押出される時に乱流の発生がなく、鋳造過程で空気の混入が少なくて最終製品において気孔の発生を防止できる。したがって、熱処理が可能で機械的性質を大きく向上させることができる。その他にも凝固収縮が少なくて作業性および耐食性が改善されて製品の軽量化が可能である。したがって、自動車および航空機産業分野、電気電子情報通信装備の新素材として利用できる。
【０００５】
従来の半凝固合金の製造方法は、主に液相線以下の温度で溶融金属を攪拌することによって既に生成された樹枝状結晶組織を破砕して半凝固成形に適するように球状の粒子に作る方法である。攪拌方法には機械的攪拌法と電磁気的攪拌法、ガスバブリング、低周波、高周波または電磁気波振動を利用するか、電気的衝撃による攪拌法などが利用された。
【０００６】
そして、液相固相混合物を製造する方法としては、大部分の合金が液相に存在する温度まで、この合金を加熱した後、形成された溶融金属を強く攪拌しながら冷却する。溶融金属中の固体比率が４０％以上６５％以下に至るまで攪拌し続けながら冷却する。このとき、樹枝状結晶組織の形成を防止するか、あるいは１次固体粒子上に既に形成された樹枝状結晶組織を除去するか減らすことによって固液混合物を製造している（例えば、特許文献１参照。）。
【０００７】
また、半凝固合金スラリの製造方法としては、溶融金属が入っている容器内の固化領域の全範囲に亙って提供される移動型磁場により溶融金属が電磁気的に混合される。この方法において、磁場は固化領域で形成された樹枝状結晶組織を所定の剪断速度で剪断させている（例えば、特許文献２参照。）。
【０００８】
さらに、半溶融成形材の製造方法としては、合金中のあらゆる金属成分が液相に存在するように合金を加熱した後、得られる液体金属を液相線と固相線との間の温度に冷却する。この後、剪断力を加えて冷却される溶融金属から形成される樹枝状結晶組織を破砕することによって半溶融成形材を製造している（例えば、特許文献３参照。）。
【０００９】
また、半凝固鋳造用金属スラリの製造方法としては、液相線温度の付近または液相線より５０℃まで高温で溶融金属を容器に注湯する。この後、溶融金属が冷却される過程で溶融金属の少なくとも一部が液相線温度以下になる時点、すなわち最初に液相線温度を通過する時点で、例えば超音波振動により溶融金属に運動を加える。さらに、この溶融金属に運動を加えた後、徐々に冷却することによって粒相結晶形態の金属組織を有する半凝固鋳造用金属スラリを製造している（例えば、特許文献４参照。）。
【００１０】
すなわち、溶融金属に液相線の近くで適当な運動を加えることによって最初に形成されたそれぞれの初期結晶核に形成されると思われる樹枝状結晶組織を破砕し、粒子が各々初期結晶核間の相互作用なしに独立的に存在する状態で徐々に冷却して粒相の結晶形態を得る。この方法でも、超音波振動などの力が冷却初期に形成される樹枝状結晶組織を破砕するために利用されている。また、注湯温度を液相線温度より高い水準にすれば、粒状の結晶形態を得難く、かつ溶湯を急に冷却し難い。さらに、表面部と中心部の組織が不均一になる。
【００１１】
さらに、半溶融金属の成形方法としては、溶融金属を容器に注湯した後、振動バーを溶融金属中に浸漬させて溶融金属と直接接触させた状態で振動させて溶融金属に振動を与えている。具体的には、溶融金属を先に容器に注湯した後、振動バーを溶融金属中に浸漬させて振動力を溶融金属に伝達する。この結果、液相線温度以上で結晶核を有する液体状態の合金または液相線以下、成形温度以上の温度範囲で結晶核を有する固液共存状態の合金を形成する。この後、所定の液相率を示す成形温度まで溶融金属を容器内で冷却しながら３０秒以上６０分以下の間維持することによって合金中に微細な結晶核を成長させて半溶融金属を得る。ところが、この方法で得られる結晶核の大きさは約１００μｍであり、工程所要時間が相当長く、所定大きさ以上の容器に適用し難い（例えば、特許文献５参照。）。
【００１２】
また、半溶融金属スラリの製造方法としては、冷却と攪拌とを同時に精密に制御することによって半溶融金属スラリを製造している。具体的には、溶融金属を混合容器に注湯した後、混合容器周囲に設置された固定子アセンブリを作動させて容器内の溶融金属を急速に攪拌するのに十分な磁気力を発生させる。さらに、混合容器の周囲に設けられて容器および溶融金属の温度を精密に調節する作用をするサーマルジャケットを利用して溶融金属の温度を急速に落とす。溶融金属の冷却時に溶融金属は攪拌され続け、固相率が低い時には速い攪拌を提供し、固相率が増加するにつれて増大した起電力を提供する方式で調節される（例えば、特許文献６参照。）。
【００１３】
【特許文献１】
米国特許第３９４８６５０号明細書（第３−８欄、図３）
【００１４】
【特許文献２】
米国特許第４４６５１１８号明細書（第４−１２欄、図１、図２、図５および図６）
【００１５】
【特許文献３】
米国特許第４６９４８８１号明細書（第２−６欄）
【００１６】
【特許文献４】
特開平１１−３３６９２号公報（第３−５頁、図１）
【００１７】
【特許文献５】
特開平１０−１２８５１６号公報（第４−７頁、図３）
【００１８】
【特許文献６】
米国特許第６４３２１６０号明細書（第７−１５欄、図１Ａないし図２Ｂおよび図４）
【００１９】
【発明が解決しようとする課題】
上述したように、上記従来の技術では、大部分剪断力を利用して冷却過程で既に形成された樹枝状結晶形態を粉砕して粒相の金属組織にする方法を利用している。したがって、溶融金属の少なくとも一部が液相線以下に下がってこそ振動などの力を加えるので初期凝固層の形成による潜熱の発生により冷却速度の減少および製造時間の増加などの各種の問題を避けにくい。また、溶融金属の容器への注湯温度を調節しなければ、容器壁面部と中心部との温度差によって壁面付近での初期凝固層の樹枝状結晶組織の形成を防止し難いので、容器注湯温度および冷却過程を精密に調節せねばならない。
【００２０】
本発明は、このような点に鑑みなされたもので、より微細な球状化粒子を得ると同時にエネルギ効率の改善、製造コストの節減、機械的性質の向上、鋳造工程の簡便化および製造時間短縮の利点を実現できる固液共存状態金属材料の製造方法を提供することを目的とする。
【００２１】
【課題を解決するための手段】
本発明の固液共存状態金属材料の製造方法によれば、容器に注湯された溶融金属に初期凝固層を形成させない電磁気場を印加する印加工程と、この印加工程にて前記容器に前記電磁気場が印加されている状態で溶融金属を前記容器に注湯する注湯工程と、前記溶融金属が注湯された前記容器に対する電磁気場の印加を終了する終了工程と、電磁気場の印加が終了された前記溶融金属を冷却して固液共存状態の金属材料を形成する冷却工程とを具備したものである。
【００２２】
そして、溶融金属が入っている容器の中心部と壁面部との間および上部と下部との間のそれぞれに温度差がほとんどないから、容器内の溶融金属の温度が均一であり、ある特定領域での初期凝固による潜熱が発生しないため、溶融金属が短時間に急速に冷却できる。したがって、溶融金属の結晶核生成密度が顕著に増加することにより球状粒子の微細化を実現できる。
【００２３】
また、容器に注湯された溶融金属中に樹枝状結晶を形成させない電磁気場を印加する印加工程と、この印加工程にて前記容器に前記電磁気場が印加されている状態で溶融金属を前記容器に注湯する注湯工程と、前記溶融金属が注湯された前記容器に対する電磁気場の印加を終了する終了工程と、電磁気場の印加が終了された前記溶融金属を冷却して固液共存状態の金属材料を形成する冷却工程とを具備したものである。
【００２４】
さらに、容器に電磁気場を印加する印加工程と、この印加工程にて前記容器に前記電磁気場が印加されている状態で溶融金属を前記容器に注湯する注湯工程と、前記溶融金属の温度が液相線付近に至った時点で、この溶融金属が注湯された前記容器に対する電磁気場の印加を終了する終了工程と、電磁気場の印加が終了された前記溶融金属を冷却して固液共存状態の金属材料を形成する冷却工程とを具備したものである。
【００２５】
またさらに、容器に電磁気場を印加する印加工程と、この印加工程にて前記容器に前記電磁気場が印加されている状態で溶融金属を前記容器に注湯する注湯工程と、前記溶融金属に結晶核が生成された時点で、この溶融金属が注湯された前記容器に対する電磁気場の印加を終了する終了工程と、電磁気場の印加が終了された前記溶融金属を冷却して固液共存状態の金属材料を形成する冷却工程とを具備したものである。
【００２６】
また、終了工程は、溶融金属の固相率が０．００１以上０．１以下となった時点で印加工程による電磁気場の印加を終了することが望ましい。
【００２７】
さらに、金属材料は、金属スラリおよびビレット状のいずれかである。
【００２８】
また、注湯工程は、溶融金属の注湯時の温度が、この溶融金属の液相線温度よりは高く、液相線＋１００℃より低いことが望ましい。
【００２９】
さらに、固液共存状態の金属材料を２次成形する２次成形工程を具備し、この２次成形工程は、ダイカスト、溶湯鍛造、鍛造およびプレス加工のいずれかである。
【００３０】
また、ビレット状の金属材料を２次成形のために固液共存状態に再加熱する再加熱工程を具備したものである。
【００３１】
さらに、冷却工程は、溶融金属の固相率が０．１以上０．７以下となるまで冷却することが望ましい。
【００３２】
また、冷却工程は、溶融金属を０．２℃／ｓｅｃ以上５℃／ｓｅｃ以下の速度で冷却することが望ましい。
【００３３】
さらに、冷却工程は、溶融金属を０．２℃／ｓｅｃ以上２℃／ｓｅｃ以下の速度で冷却することがさらに望ましい。
【００３４】
また、溶融金属は、アルミニウム、アルミニウム合金、マグネシウム、マグネシウム合金、亜鉛、亜鉛合金、銅、銅合金、鉄および鉄合金のいずれかである。
【００３５】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の一実施の形態を図面を参照して説明する。
【００３６】
まず、容器に溶融金属を注湯する注湯工程の前に容器に電磁気場を印加工程にて印加し、この状態で容器に溶融金属を注湯する。電磁気場の代わりに超音波などが利用されることもある。適用できる金属は、固液共存状態成形用、いわゆる半凝固あるいは半溶融成形用に利用できるものであればいずれも利用でき、その中でもアルミニウム、マグネシウム、銅、亜鉛、鉄およびこれらの合金よりなる群から選択されることが望ましい。これら合金は最終成形品で要求される物性によって色々な任意の金属を含むことができる。
【００３７】
溶融金属を容器に注湯する時点で、溶融金属の温度は液相線温度より高く、この溶融金属の液相線＋１００℃より低い温度（溶湯過熱度＝０℃以上１００℃以下）に維持されることが望ましい。すなわち、溶融金属が入っている容器全体が均一に冷却されるので、容器に溶融金属を注湯する前に液相線温度付近まで冷却する必要がなく、液相線温度より１００℃程度の高温を維持しても関係ない。
【００３８】
一方、溶融金属を容器に注湯した後、溶融金属の一部が液相線以下になる時点で容器に電磁気場を印加する従来の方法では、容器の壁面に初期凝固層が形成されながら凝固潜熱が発生するが、凝固潜熱は比熱の約４００倍であるために容器全体の溶融金属の温度が下がるまでは長時間がかかる。したがって、このような従来方法では液相線程度または液相線より約５０℃高温まで溶融金属の温度を冷却した後、容器に注湯することが一般的である。
【００３９】
さらに、電磁気場が容器に印加された状態で溶融金属を容器に注湯することによって、溶融金属が注湯された容器の壁面部と中心部、上部と下部間に温度差がほとんどない。したがって、従来の技術で発生する容器壁面付近での初期凝固が起きず、容器内の溶融金属全体が均一に液相線温度直下に急速に冷却されて多数の結晶核を同時に発生させることができる。また、このように容器全体にわたって温度差が発生しない理由は、容器に溶融金属を注湯する時点に既に容器に電磁気場が印加されているために、活発な初期攪拌作用により内部の溶融金属と表面の溶融金属とがよく攪拌されて溶融金属内での熱伝逹が速く行われて容器内壁での初期凝固層の形成が抑制されるからである。また、よく攪拌されている溶融金属と低温の容器内壁との対流熱伝逹が増加して溶融金属全体の温度を急速に冷却工程で冷却することができる。すなわち、容器に注湯された溶融金属は注湯と同時に電磁気場の攪拌により分散粒子となり、この分散粒子が結晶核として容器内に均一に分布され、これにより容器全体にわたって温度差が発生しなくなる。一方、従来の技術によれば、注湯された溶融金属が低温の容器内壁と接触して急速な対流熱伝逹により初期凝固層での樹枝状結晶が成長する。
【００４０】
そして、原理は凝固潜熱と関連して説明できる。すなわち、容器の壁面での溶融金属の初期凝固が発生せず凝固潜熱が発生しないために、溶融金属の冷却は単に溶融金属の比熱（凝固潜熱の約１／４００に過ぎない）に該当する程度の熱量の放出だけで可能である。したがって、従来の技術で容器の壁面部でしばしば発生する初期凝固層である樹枝状結晶が形成されずに、容器内の溶融金属が容器の壁面から中心部にわたって全体的に均一でかつ急速に温度が下がる様子を示す。このときの温度を下げるのに必要な時間は溶融金属の注湯後約１秒以上１０秒以下の短い時間にすぎない。これにより、多数の結晶核が容器内の溶融金属全体にわたって均一に生成され、結晶核生成密度の増加により結晶核間の距離は非常に短くなって樹枝状結晶が形成されずに独立的に成長して球状粒子を形成する。
【００４１】
印加工程による電磁気場の印加は、容器内の溶融金属の温度が液相線付近に至った時に終了工程にて終了する。電磁気場印加の終了時、容器内の溶融金属の固相率は０．００１以上０．１以下であることが望ましい。さらに、固相率が所定レベル、すなわち約０．１になれば結晶核生成が終了する。この時点で容器に対する電磁気場の印加を終了する。固相率が０．１以上になった状態でも電磁気場を印加し続けるのはエネルギ効率面で望ましくなく、凝固組織が粗大化され、かつ工程時間が延びるために望ましくない。
【００４２】
容器に対する電磁気場の印加を終了した後、所定固相率、望ましくは０．１以上０．７以下の固相率に至るまで溶融金属を冷却工程にて冷却する。
【００４３】
この冷却工程での溶融金属の冷却速度は０．２℃／ｓｅｃ以上５．０℃／ｓｅｃ以下であることが望ましく、結晶核の分布度および粒子の微細度面で冷却速度は０．２℃／ｓｅｃ以上２．０℃／ｓｅｃ以下であることがさらに望ましい。
【００４４】
上記一実施の形態によれば、溶融金属の容器への注湯時点から固相率０．１以上０．７以下の金属スラリ形態の金属材料に形成される時点までの所要時間が３０秒以上６０秒以下にすぎない。金属スラリは急冷を経てビレットとして製造できる。
【００４５】
また、金属スラリまたはビレット状の金属材料は、再びダイカスト、溶湯鍛造、鍛造、プレス加工などの２次成形段階を２次成形工程で経ることができる。ビレット状に製造された金属材料は適当な長さに切断されてスラグにすることができ、２次成形のためにスラグは、再加熱工程による再加熱を通じて半溶融状態に回復される。
【００４６】
さらに、製造された半凝固あるいは半溶融成形用金属材料に含まれていた金属粒子は、平均粒径が１０μｍ以上６０μｍ以下の微細な球状であり、粒径分布も均一である。
【００４７】
【実施例】
以下、本発明の実施例を図面を参照して説明する。
【００４８】
＜実施例１＞
まず、この実施例１では溶融金属の合金素材としてアルミニウム合金であるＡ３５６合金を使用した。５００ｇのＡ３５６合金を電気炉（１０ｋＷ）で黒鉛るつぼを利用して約７５０℃で１時間加熱して溶融した後、この溶融された溶融金属をデジタル温度測定器に付着されたシールド型熱電対（Ｋ−ｔｙｐｅ）で温度を測定して溶融金属の温度が溶融金属の液相線温度（Ａ３５６合金の場合に約６１５℃）より約１００℃高温以下になるように維持した。
【００４９】
この実施例１による作業工程図を図１に示す。
【００５０】
容器に電磁気場を印加するにおいて、電磁気場攪拌装置（ＥＭＳ：自体製作した装置）の電圧、周波数および強度を各々２５０Ｖ、６０Ｈｚ、５００ガウスに固定させた。溶融金属を容器に注湯する前にＥＭＳに電源を供給してＥＭＳを作動させた状態で、溶融金属の温度が６５０℃（図１でＴｐ：ｐｏｕｒｉｎｇ　ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）に至った時に溶融金属を容器に注湯した。
【００５１】
この容器にあらかじめ電磁気場攪拌運動を加えた状態で溶融金属を容器に注湯した後、この溶融金属の温度が液相線付近に至った時（図１中のａ点）に、ＥＭＳの作動を中止させた。すなわち、図１中の区間ｐでのみＥＭＳを作動させた。ＥＭＳの作動を止めた後、固相率が０．６になる温度（図１中のｂ点、この時の温度は約５８６℃）まで１℃／ｓｅｃの冷却速度で溶融金属を冷却して金属スラリを得た。溶融金属を容器に注湯した時点から０．６の固相率に至るまで約４０秒の時間がかかった。
【００５２】
以後、２次成形過程を経るが、すなわち図１中のｂ点以後、ダイカスト、溶湯鍛造、鍛造あるいはプレス加工などの２次成形段階を経る。
【００５３】
実施例１の方法によって製造された金属材料の金属組織を観察するために次のような方法で試片を得た。まず、金属スラリを急冷してビレットを製造した。帯のこ（ｂａｎｄｓａｗ）を利用してビレットを切断して切断片を得た後、ポリシングしてケラー（Ｋｅｌｌｅｒ）溶液（２０ｍｌのＨ２Ｏ＋２０ｍｌのＨＣｌ＋２０ｍｌのＨＮＯ３＋５ｍｌのＨＦ）を利用してエッチングした後、イメージ分析用試片として使用し、イメージ分析器（Ｉｍａｇｅ　Ａｎａｌｙｚｅｒ：ＬＥＩＣ　ＡＤＭＲ）を利用して金属組織を観察した。この結果を図２に示す。この図２に示すように、この実施例１によれば、表面部と中心部とにわたって均一でかつ微細な球状の粒子組織を有する金属材料を得ることができる。
【００５４】
＜実施例２−５＞
実施例１と同じ方法で実施するが、容器に注湯する際の溶液金属の温度をそれぞれ７２０℃（実施例２）、７００℃（実施例３）、６５０℃（実施例４）および６２０℃（実施例５）とし、溶融金属の固相率が０．０５（液相線温度直上）に至った時にＥＭＳの作動を止めて固相率０．６まで冷却した後、急冷してビレットを製造した。工程が終了するまでかかる時間は総１分以内であった。このようにして得たビレットに対して実施例１と同じ方法で試片を製造した後、金属組織を観察した。実施例２ないし５のそれぞれで得た試片に対するイメージ分析写真を図３ないし図６に示す。
【００５５】
これら図３ないし図６に示すように、７２０℃以下６２０℃以上の温度範囲内で溶融金属の容器注湯温度を変化させた場合にも微細でかつ均一な合金（球状粒子の平均粒径は３０μｍ以上６０μｍ以下）が製造された。したがって、これら実施例２ないし５によれば、１分未満の短い時間でも球状化組織を得ることができる。これは、核生成密度の顕著な増加により初期結晶間の間隔が顕著に縮まって従来の方法より速い冷却でも組織の形状を一定に維持できるからである。
【００５６】
＜実施例６−９＞
実施例１と同じ方法で実施するが、電磁気場の印加を終了した後に溶融金属を冷却する際の冷却速度をそれぞれ０．２℃／ｓｅｃ（実施例６）、０．４℃／ｓｅｃ（実施例７）、０．６℃／ｓｅｃ（実施例８）および２．０℃／ｓｅｃ（実施例９）として金属スラリを得た後、急冷してビレットを製造した。これらビレットに対して実施例１と同じ方法で試片を製造した後で金属組織を観察した。この結果を図７ないし図１０に示す。
【００５７】
これら図７ないし図１０に示すように、溶融金属の冷却過程でその冷却速度を多様に変化させても得られる金属組織は球状を示す。また、金属組織の粒子が平均粒径１０ないし６０μｍで微細でかつ球状粒子の分布も均一である。
【００５８】
＜実施例１０−１３＞
実施例１と同じ方法で実施するが、電磁気場の印加を終了した後で溶融金属を冷却するに当って、冷却終了時点の温度を変化させた。この冷却終了時の溶融金属の温度をそれぞれ６１０℃（実施例１０：固相率が約０．２）、６００℃（実施例１１）、５９０℃（実施例１２）、５８６℃（実施例１３：固相率が約０．６）になる時点とした。実施例１と同じ方法で試片を製造して試片に対する金属組織を観察した。この結果を図１１ないし図１４に示す。
【００５９】
これら図１１ないし図１４にて示す金属組織の写真から分かるように、電磁気場攪拌を終了した後、溶融金属の冷却段階で冷却終了時点を多様に変化させても得られる合金の金属組織は微細でかつ球状粒子の分布が均一である。すなわち、これら実施例１０ないし実施例１３によって、容器にあらかじめ電磁気場攪拌を加えた状態で溶融金属を容器に注湯して液相線付近で電磁気場攪拌を終了した場合に、冷却終了時点を変化させても得られる合金の金属組織には差がほとんどない。
【００６０】
＜実施例１４＞
実施例１と同じ方法で実施するが、注湯温度を６５０℃として電磁気場の印加を終了した後、固相率０．６に至るまで１．５℃／ｓｅｃの冷却速度で溶融金属を冷却した。溶融金属の注湯後に固相率０．６に至るまでかかる時間は３５秒であった。実施例１と同じ方法で試片を製造して試片の表面部および中心部に対する金属組織を観察した。この結果を図１５および図１６に示す。
【００６１】
＜実施例１５＞
実施例１と同じ方法で実施するが、溶融金属の容器への注湯温度を７００℃として電磁気場の印加を終了した後、固相率０．６に至るまで１．５℃／ｓｅｃの冷却速度で溶融金属を冷却した。溶融金属の注湯後に固相率０．６に至るまでかかる時間は４０秒であった。実施例１に記載された方法と同じ方法で試片を製造して試片の表面部および中心部に対する金属組織を観察した。この結果を図１７および図１８に示す。
【００６２】
＜比較例１＞
比較のために、実施例１４と同じ方法で実施するが、溶融金属を容器に注湯した後、液相線温度直下でＥＭＳを約１０秒作動させ、０．８℃／ｓｅｃの速度で溶融金属の固相率が約０．６に至るまで冷却した。溶融金属の注湯後に固相率０．６に至るまでかかる時間は７５秒であった。実施例１と同じ方法によって試片を製造して金属組織を観察し、この結果を図１９および図２０に示す。
【００６３】
＜比較例２＞
比較のために、実施例１５と同じ方法で実施するが、溶融金属を容器に注湯した後、液相線温度直下でＥＭＳを約１０秒作動させ、１．０℃／ｓｅｃの速度で溶融金属の固相率が約０．６に至るまで冷却した。溶融金属の注湯後に固相率０．６に至るまでかかる時間は８５秒であった。実施例１と同じ方法によって試片を製造して金属組織を観察し、この結果を図２１および図２２に示す。
【００６４】
実施例１４および１５の結果と比較例１および２の結果とを比較すれば、これら実施例１４および１５で得た金属材料は、表面部および中心部の金属粒子組織が均一に球状を示し、金属粒子の平均粒径も表面部および中心部にわたって均一でかつ微細な一方、比較例１および２で従来の方法によって溶融金属を容器に注湯した後、その温度が液相線以下になった時、電磁気場攪拌力を印加した場合には中心部は球状粒子組織を示し、表面部は樹枝状構造を示すことによって金属材料の表面部と中心部間の金属組織が均一でない。さらに、半凝固あるいは半溶融成形用金属材料の製造時間が大きく短縮した。これは、容器内の溶融金属の初期結晶核生成密度の増加によって短時間の結晶核成長でも所定の固相率に到達できるからである。
【００６５】
上述した実施例および比較例で分かるように、溶融金属の容器注湯温度を液相線より約１００℃の高温まで高めることができ、短時間の電磁気場攪拌を通じて微細合金を製造でき、金属スラリまたはビレット状の半凝固あるいは半溶融成形用の金属材料の製造にかかる時間を大幅に短縮でき、得られる合金の金属組織は微細化した球状粒子の形態を示す。
【００６６】
上記各実施例では商用のＡ３５６合金を半凝固あるいは半溶融成形用の金属材料に製造する場合について説明したが、上記Ａ３５６合金の製造に限定されるものではなく、その他の多様な金属あるいは合金、例えば、アルミニウムまたはその合金、マグネシウムまたはその合金、亜鉛またはその合金、銅またはその合金、または鉄またはその合金などの製造にも汎用的に適用できる。
【００６７】
【発明の効果】
本発明の固液共存状態金属材料の製造方法によれば、初期凝固層の形成による凝固潜熱の発生なしに容器内の溶融金属の周辺部と中心部、上部と下部とにわたる全領域を液相線温度付近に冷却することによって核生成密度を顕著に増加させて粒子の球状化を実現でき、全体的に均一でかつ微細な球状粒子の分布を実現できて合金の機械的性質の向上を具現できる。
【００６８】
また、製造工程が単純で工程の制御が容易であり、かつ電磁気場の攪拌時間を大幅に短縮できるので攪拌に必要なエネルギの消耗が少なく、製品の成形時間も短縮して経済的にも相当な利点がある。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の一実施例による固液共存状態金属材料の製造方法を示す工程図である。
【図２】同上固液共存状態金属材料の製造方法によって製造された金属材料の組織を示す写真である。
【図３】同上固液共存状態金属材料の製造方法で溶融金属の容器注湯温度を変化させて製造された金属材料の組織を示す写真である。
【図４】同上固液共存状態金属材料の製造方法で溶融金属の容器注湯温度を変化させて製造された金属材料の組織を示す写真である。
【図５】同上固液共存状態金属材料の製造方法で溶融金属の容器注湯温度を変化させて製造された金属材料の組織を示す写真である。
【図６】同上固液共存状態金属材料の製造方法で溶融金属の容器注湯温度を変化させて製造された金属材料の組織を示す写真である。
【図７】同上固液共存状態金属材料の製造方法で溶融金属の冷却速度を変化させて製造された金属材料の組織を示す写真である。
【図８】同上固液共存状態金属材料の製造方法で溶融金属の冷却速度を変化させて製造された金属材料の組織を示す写真である。
【図９】同上固液共存状態金属材料の製造方法で溶融金属の冷却速度を変化させて製造された金属材料の組織を示す写真である。
【図１０】同上固液共存状態金属材料の製造方法で溶融金属の冷却速度を変化させて製造された金属材料の組織を示す写真である。
【図１１】同上固液共存状態金属材料の製造方法で溶融金属の冷却終了時点を変化させて製造された金属材料の組織を示す写真である。
【図１２】同上固液共存状態金属材料の製造方法で溶融金属の冷却終了時点を変化させて製造された金属材料の組織を示す写真である。
【図１３】同上固液共存状態金属材料の製造方法で溶融金属の冷却終了時点を変化させて製造された金属材料の組織を示す写真である。
【図１４】同上固液共存状態金属材料の製造方法で溶融金属の冷却終了時点を変化させて製造された金属材料の組織を示す写真である。
【図１５】本発明の他の一実施例によって製造された金属材料の表面部の組織を示す写真である。
【図１６】同上金属材料の中心部の組織を示す写真である。
【図１７】本発明のまた他の一実施例によって製造された金属材料の表面部の組織を示す写真である。
【図１８】同上金属材料の中心部の組織を示す写真である。
【図１９】従来の半凝固成形法によって製造された金属材料の表面部の組織を示す写真である。
【図２０】同上金属材料の中心部の組織を示す写真である。
【図２１】従来の他の半凝固成形法によって製造された金属材料の表面部の組織を示す写真である。
【図２２】同上金属材料の中心部の組織を示す写真である。