JP2772765B2 - チクソキャスティング用鋳造材料の加熱方法 - Google Patents
チクソキャスティング用鋳造材料の加熱方法Info
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- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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- 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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- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
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- B22D17/007—Semi-solid pressure die casting
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- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
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- B22D17/00—Pressure die casting or injection die casting, i.e. casting in which the metal is forced into a mould under high pressure
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明はチクソキャスティング用
鋳造材料の加熱方法、特に、主体部の外周にデンドライ
トを有する外層部を備えた鋳造材料を固相（略固相とな
っている相、以下同じ）と液相とが共存する半溶融状態
まで加熱する方法に関する。
鋳造材料の加熱方法、特に、主体部の外周にデンドライ
トを有する外層部を備えた鋳造材料を固相（略固相とな
っている相、以下同じ）と液相とが共存する半溶融状態
まで加熱する方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】チクソキャスティング法の実施に当って
は、鋳造材料を加熱して固相と液相とが共存する半溶融
状態にし、次いでその半溶融鋳造材料を加圧下で鋳型の
キャビティに充填し、その後前記加圧下で半溶融鋳造材
料を凝固させる、といった方法が採用される。
は、鋳造材料を加熱して固相と液相とが共存する半溶融
状態にし、次いでその半溶融鋳造材料を加圧下で鋳型の
キャビティに充填し、その後前記加圧下で半溶融鋳造材
料を凝固させる、といった方法が採用される。
【０００３】金属組織上、経済上等の観点から前記鋳造
材料は、一般的に攪拌連続鋳造法の適用下で製造されて
いるが、その製造プロセス上、鋳造材料における主体部
の外周にはデンドライトを有する外層部が存在すること
は避けられない。このデンドライトは、半溶融鋳造材料
のキャビティへの充填圧力を上昇させて、その半溶融鋳
造材料のキャビティへの完全充填を阻害する原因となる
ので、鋳造材料において無用である。
材料は、一般的に攪拌連続鋳造法の適用下で製造されて
いるが、その製造プロセス上、鋳造材料における主体部
の外周にはデンドライトを有する外層部が存在すること
は避けられない。このデンドライトは、半溶融鋳造材料
のキャビティへの充填圧力を上昇させて、その半溶融鋳
造材料のキャビティへの完全充填を阻害する原因となる
ので、鋳造材料において無用である。
【０００４】そこで、従来は鋳型にデンドライト用トラ
ップを設けたり（特公平２−５１７０３号公報参照）、
鋳造材料に切削加工を施して外層部を除去する、といっ
た手段が採用されている。
ップを設けたり（特公平２−５１７０３号公報参照）、
鋳造材料に切削加工を施して外層部を除去する、といっ
た手段が採用されている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、鋳型に
トラップを設ける、という手段は鋳型の構造を複雑化す
ると共に高コスト化を招来し、また外層部の切削除去手
段は、工程増と共に生産性の悪化を招来する、といった
問題がある。
トラップを設ける、という手段は鋳型の構造を複雑化す
ると共に高コスト化を招来し、また外層部の切削除去手
段は、工程増と共に生産性の悪化を招来する、といった
問題がある。
【０００６】本発明は前記に鑑み、鋳造材料を半溶融状
態まで加熱する段階において、外層部のデンドライトを
鋳造性の良い球状固相に変換し得るようにした前記加熱
方法を提供することを目的とする。
態まで加熱する段階において、外層部のデンドライトを
鋳造性の良い球状固相に変換し得るようにした前記加熱
方法を提供することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明は、主体部の外周
にデンドライトを有する外層部を備えたチクソキャステ
ィング用鋳造材料を固相と液相とが共存する半溶融状態
まで加熱するに当り、前記外層部を前記主体部よりも優
先的に昇温させて半溶融状態化することにより、前記デ
ンドライトを球状固相に変換することを特徴とする。
にデンドライトを有する外層部を備えたチクソキャステ
ィング用鋳造材料を固相と液相とが共存する半溶融状態
まで加熱するに当り、前記外層部を前記主体部よりも優
先的に昇温させて半溶融状態化することにより、前記デ
ンドライトを球状固相に変換することを特徴とする。
【０００８】
【作用】鋳造材料において、その外層部を半溶融状態化
すると、そこに存するデンドライトを球状固相に変換す
ることが可能である。この場合、主体部の半溶融状態化
は外層部よりも遅くなるから主体部の加熱時間の長期化
を回避してその金属組織の粗大化を防止することができ
る。
すると、そこに存するデンドライトを球状固相に変換す
ることが可能である。この場合、主体部の半溶融状態化
は外層部よりも遅くなるから主体部の加熱時間の長期化
を回避してその金属組織の粗大化を防止することができ
る。
【０００９】これにより、低い充填圧力にて半溶融鋳造
材料をキャビティにスムーズに完全充填して健全な鋳物
を得ることができる。
材料をキャビティにスムーズに完全充填して健全な鋳物
を得ることができる。
【００１０】
【実施例】図１は、チクソキャスティング法により鋳物
を製造するために用いられる加圧鋳造装置１を示す。そ
の加圧鋳造装置１は、合せ面２ａ，３ａを有する固定金
型２および可動金型３を備え、両合せ面２ａ，３ａ間に
鋳物成形用キャビティ４が形成される。固定金型２に半
溶融鋳造材料５を設置するチャンバ６が形成され、その
チャンバ６はゲート７を介してキャビティ４に連通す
る。また固定金型２に、チャンバ６に連通するスリーブ
８が立設され、そのスリーブ８にチャンバ６に挿脱され
る加圧プランジャ９が摺動自在に嵌合される。 〔Ａ〕 鋳造材料と加熱手段との関係について 〔実施例Ｉ〕表１に示す亜共晶系Ａｌ合金組成を有する
溶湯を用い、攪拌連続鋳造法の適用下で、直径７６mmの
丸棒状鋳造体を製造した。
を製造するために用いられる加圧鋳造装置１を示す。そ
の加圧鋳造装置１は、合せ面２ａ，３ａを有する固定金
型２および可動金型３を備え、両合せ面２ａ，３ａ間に
鋳物成形用キャビティ４が形成される。固定金型２に半
溶融鋳造材料５を設置するチャンバ６が形成され、その
チャンバ６はゲート７を介してキャビティ４に連通す
る。また固定金型２に、チャンバ６に連通するスリーブ
８が立設され、そのスリーブ８にチャンバ６に挿脱され
る加圧プランジャ９が摺動自在に嵌合される。 〔Ａ〕 鋳造材料と加熱手段との関係について 〔実施例Ｉ〕表１に示す亜共晶系Ａｌ合金組成を有する
溶湯を用い、攪拌連続鋳造法の適用下で、直径７６mmの
丸棒状鋳造体を製造した。
【００１１】
【表１】 丸棒状鋳造体より長さ１００mmの鋳造材料Ａを切出し
て、その金属組織を調べたところ、図２の結果を得た。
て、その金属組織を調べたところ、図２の結果を得た。
【００１２】図２において、（ａ）は主体部の、また
（ｂ）はその主体部の外周に存する外層部の金属組織を
それぞれ示す顕微鏡写真である。
（ｂ）はその主体部の外周に存する外層部の金属組織を
それぞれ示す顕微鏡写真である。
【００１３】（ａ）から明らかなように、主体部は多数
の球状α−Ａｌと、それらの間を埋める共晶Ａｌ−Ｓｉ
とを有し、また（ｂ）から明らかなように外層部は多数
のデンドライトと、それらの間を埋める共晶Ａｌ−Ｓｉ
とを有する。それらデンドライトはα−Ａｌより構成さ
れる。
の球状α−Ａｌと、それらの間を埋める共晶Ａｌ−Ｓｉ
とを有し、また（ｂ）から明らかなように外層部は多数
のデンドライトと、それらの間を埋める共晶Ａｌ−Ｓｉ
とを有する。それらデンドライトはα−Ａｌより構成さ
れる。
【００１４】この場合、外層部におけるα−Ａｌの面積
率ａはａ＝８６％であり、また主体部におけるα−Ａｌ
の面積率ｂはｂ＝７５％である。これら面積率ａ，ｂは
画像解析装置を用いて測定されたものであり、これは以
下同じである。
率ａはａ＝８６％であり、また主体部におけるα−Ａｌ
の面積率ｂはｂ＝７５％である。これら面積率ａ，ｂは
画像解析装置を用いて測定されたものであり、これは以
下同じである。
【００１５】鋳造材料Ａを誘導加熱炉内に設置して、周
波数ｆ＝１ｋＨｚ（一定）、通電時間７分間（最初の３
分間は出力９０％、次の１分間は出力５０％、最後の３
分間は出力３７％）の条件で誘導加熱を行った。
波数ｆ＝１ｋＨｚ（一定）、通電時間７分間（最初の３
分間は出力９０％、次の１分間は出力５０％、最後の３
分間は出力３７％）の条件で誘導加熱を行った。
【００１６】この場合、外層部におけるα−Ａｌの面積
率ａが主体部におけるα−Ａｌの面積率ｂよりも高く、
且つα−Ａｌが良好な導電性を持つということに起因し
て外層部の電気抵抗値が主体部のそれよりも低くなって
いるので、その外層部では表皮効果が顕著に現出し、こ
れにより外層部が主体部よりも優先的に昇温して固相と
液相とが共存する半溶融状態となった。引続く誘導加熱
により、今度は主体部が昇温して前記同様に固相と液相
とが共存する半溶融状態となった。
率ａが主体部におけるα−Ａｌの面積率ｂよりも高く、
且つα−Ａｌが良好な導電性を持つということに起因し
て外層部の電気抵抗値が主体部のそれよりも低くなって
いるので、その外層部では表皮効果が顕著に現出し、こ
れにより外層部が主体部よりも優先的に昇温して固相と
液相とが共存する半溶融状態となった。引続く誘導加熱
により、今度は主体部が昇温して前記同様に固相と液相
とが共存する半溶融状態となった。
【００１７】このようにして、鋳造材料Ａを鋳造可能温
度である５７５℃まで加熱し、その後急冷法により半溶
融状態の金属組織を固定して、その金属組織を調べたと
ころ、図３の結果を得た。
度である５７５℃まで加熱し、その後急冷法により半溶
融状態の金属組織を固定して、その金属組織を調べたと
ころ、図３の結果を得た。
【００１８】図３において、（ａ）は主体部の、また
（ｂ）は外層部の金属組織をそれぞれ示す顕微鏡写真で
ある。
（ｂ）は外層部の金属組織をそれぞれ示す顕微鏡写真で
ある。
【００１９】（ｂ）から明らかなように、外層部におい
ては、前記半溶融状態化によりデンドライトが球状固相
に変換されていることが判る。この場合、α−Ａｌより
なる球状固相の平均直径ＤはＤ＝１５０μｍである。こ
こで平均直径Ｄとは、顕微鏡写真における全球状固相の
最長部分の長さの平均値であり、これは以下同じであ
る。
ては、前記半溶融状態化によりデンドライトが球状固相
に変換されていることが判る。この場合、α−Ａｌより
なる球状固相の平均直径ＤはＤ＝１５０μｍである。こ
こで平均直径Ｄとは、顕微鏡写真における全球状固相の
最長部分の長さの平均値であり、これは以下同じであ
る。
【００２０】また（ａ）から明らかなように、主体部も
球状組織を有し、この場合、α−Ａｌよりなる球状固相
の平均直径ＤはＤ＝１２０μｍである。このように主体
部において微細金属組織が得られる理由は、主体部の半
溶融状態化が外層部よりも遅くなるので、その主体部の
加熱時間の長期化が回避されてその金属組織の粗大化が
防止されるからである。
球状組織を有し、この場合、α−Ａｌよりなる球状固相
の平均直径ＤはＤ＝１２０μｍである。このように主体
部において微細金属組織が得られる理由は、主体部の半
溶融状態化が外層部よりも遅くなるので、その主体部の
加熱時間の長期化が回避されてその金属組織の粗大化が
防止されるからである。
【００２１】次に、図１に示す加圧鋳造装置１におい
て、金型温度を２５０℃に設定すると共にそのチャンバ
６内に前記加熱後の半溶融鋳造材料Ａ（符号５）を設置
し、加圧プランジャ９を作動させて、その鋳造材料Ａを
キャビティ４に充填した。この場合、半溶融鋳造材料Ａ
の充填圧力（加圧プランジャ９に作用する圧力、以下同
じ）は８ＭＰａであった。そして、加圧プランジャ９を
ストローク終端に保持することによってキャビティ４内
に充填された半溶融鋳造材料Ａに加圧力を付与し、その
加圧下で鋳造材料Ａを凝固させてＡｌ合金鋳物を得た。
て、金型温度を２５０℃に設定すると共にそのチャンバ
６内に前記加熱後の半溶融鋳造材料Ａ（符号５）を設置
し、加圧プランジャ９を作動させて、その鋳造材料Ａを
キャビティ４に充填した。この場合、半溶融鋳造材料Ａ
の充填圧力（加圧プランジャ９に作用する圧力、以下同
じ）は８ＭＰａであった。そして、加圧プランジャ９を
ストローク終端に保持することによってキャビティ４内
に充填された半溶融鋳造材料Ａに加圧力を付与し、その
加圧下で鋳造材料Ａを凝固させてＡｌ合金鋳物を得た。
【００２２】次に、表１の組成を有し、且つ外層部にお
けるα−Ａｌの面積率ａと主体部におけるα−Ａｌの面
積率ｂを異にする、前記と同一寸法の各種鋳造材料Ｂ〜
Ｆを作製した。
けるα−Ａｌの面積率ａと主体部におけるα−Ａｌの面
積率ｂを異にする、前記と同一寸法の各種鋳造材料Ｂ〜
Ｆを作製した。
【００２３】次いで、各鋳造材料Ｂ〜Ｆを誘導加熱炉内
に設置して前記と同一条件で誘導加熱を行い、その後前
記同様に鋳造可能温度である５７５℃にて半溶融状態の
金属組織を固定してその金属組織を調べた。
に設置して前記と同一条件で誘導加熱を行い、その後前
記同様に鋳造可能温度である５７５℃にて半溶融状態の
金属組織を固定してその金属組織を調べた。
【００２４】また前記加熱後の各半溶融鋳造材料Ｂ〜Ｆ
および図１に示す加圧鋳造装置１を用い、前記同様の鋳
造作業を行って各種Ａｌ合金鋳物を得た。
および図１に示す加圧鋳造装置１を用い、前記同様の鋳
造作業を行って各種Ａｌ合金鋳物を得た。
【００２５】表２は、各種鋳造材料Ａ〜Ｆの外層部およ
び主体部におけるα−Ａｌの面積率ａ，ｂ、それらの差
ａ−ｂ、半溶融外層部における固相の形態ならびに鋳造
時の充填圧力を示す。
び主体部におけるα−Ａｌの面積率ａ，ｂ、それらの差
ａ−ｂ、半溶融外層部における固相の形態ならびに鋳造
時の充填圧力を示す。
【００２６】
【表２】 図４は半溶融鋳造材料Ｆの金属組織を示す顕微鏡写真で
あり、（ａ）は主体部に、また（ｂ）は外層部にそれぞ
れ該当する。
あり、（ａ）は主体部に、また（ｂ）は外層部にそれぞ
れ該当する。
【００２７】（ｂ）から明らかなように、外層部におい
ては球状固相の集合により塊状固相が現出している。主
体部は、（ａ）から、球状組織であることが判る。
ては球状固相の集合により塊状固相が現出している。主
体部は、（ａ）から、球状組織であることが判る。
【００２８】表２、鋳造材料Ａ〜Ｄのように、外層部の
デンドライトを球状固相に変換すると、鋳造時の充填圧
力を８〜９ＭＰａといったように略一定にし、且つ低く
することができる。これら鋳造材料Ａ〜Ｄより得られた
Ａｌ合金鋳物は、微細金属組織を有し、また欠け、空孔
部等の欠陥の発生もなく健全であった。
デンドライトを球状固相に変換すると、鋳造時の充填圧
力を８〜９ＭＰａといったように略一定にし、且つ低く
することができる。これら鋳造材料Ａ〜Ｄより得られた
Ａｌ合金鋳物は、微細金属組織を有し、また欠け、空孔
部等の欠陥の発生もなく健全であった。
【００２９】一方、表２、鋳造材料Ｅ，Ｆのように外層
部のデンドライトが球状固相に変換されていない場合に
は充填圧力が上昇し、その結果、Ａｌ合金鋳物に欠陥が
発生し易くなる。
部のデンドライトが球状固相に変換されていない場合に
は充填圧力が上昇し、その結果、Ａｌ合金鋳物に欠陥が
発生し易くなる。
【００３０】図５は、表２に基づいてα−Ａｌの面積率
差ａ−ｂと充填圧力との関係をグラフ化したもので、図
中、点Ａ〜Ｆは鋳造材料Ａ〜Ｆにそれぞれ対応する。
差ａ−ｂと充填圧力との関係をグラフ化したもので、図
中、点Ａ〜Ｆは鋳造材料Ａ〜Ｆにそれぞれ対応する。
【００３１】図５から明らかなように、α−Ａｌの面積
率差ａ−ｂは、充填圧力低下上、５％≦ａ−ｂ≦１５％
であることが望ましい。 〔比較例Ｉ〕実施例Ｉの鋳造材料Ｂを抵抗電気炉内に設
置して、加熱時間３時間の条件にて、固相と液相とが共
存する半溶融状態にあり、且つ鋳造可能温度である５７
５℃まで長時間加熱し、その後急冷法により半溶融状態
の金属組織を固定して、その金属組織を調べたところ、
図６の結果を得た。
率差ａ−ｂは、充填圧力低下上、５％≦ａ−ｂ≦１５％
であることが望ましい。 〔比較例Ｉ〕実施例Ｉの鋳造材料Ｂを抵抗電気炉内に設
置して、加熱時間３時間の条件にて、固相と液相とが共
存する半溶融状態にあり、且つ鋳造可能温度である５７
５℃まで長時間加熱し、その後急冷法により半溶融状態
の金属組織を固定して、その金属組織を調べたところ、
図６の結果を得た。
【００３２】図６において、（ａ）は主体部の、また
（ｂ）は外層部の金属組織をそれぞれ示す顕微鏡写真で
ある。
（ｂ）は外層部の金属組織をそれぞれ示す顕微鏡写真で
ある。
【００３３】（ｂ）から明らかなように、外層部におい
ては、前記半溶融状態化によりデンドライトが球状固相
に変換されていることが判明した。この場合、α−Ａｌ
よりなる球状固相の平均直径ＤはＤ＝１６０μｍであっ
て、比較的微細である。
ては、前記半溶融状態化によりデンドライトが球状固相
に変換されていることが判明した。この場合、α−Ａｌ
よりなる球状固相の平均直径ＤはＤ＝１６０μｍであっ
て、比較的微細である。
【００３４】また（ａ）から明らかなように、主体部も
球状組織を有するが、この場合、α−Ａｌよりなる球状
固相の平均直径ＤはＤ＝２１０μｍである。このよう
に、主体部の金属組織が粗大化するのは、鋳造材料Ｂを
長時間加熱したからである。
球状組織を有するが、この場合、α−Ａｌよりなる球状
固相の平均直径ＤはＤ＝２１０μｍである。このよう
に、主体部の金属組織が粗大化するのは、鋳造材料Ｂを
長時間加熱したからである。
【００３５】次に、前記加熱後の半溶融鋳造材料Ｂおよ
び図１に示す加圧鋳造装置１を用い、実施例Ｉと同様の
鋳造作業を行い、Ａｌ合金鋳物を得た。
び図１に示す加圧鋳造装置１を用い、実施例Ｉと同様の
鋳造作業を行い、Ａｌ合金鋳物を得た。
【００３６】実施例Ｉにおいて、鋳造材料Ａを用いて得
られたＡｌ合金鋳物Ａおよび比較例ＩにおけるＡｌ合金
鋳物Ｂよりテストピースを作製し、次いで各テストピー
スにＴ６処理（５４０℃、５時間の加熱、水冷、１７０
℃、５時間の加熱）を施した後各テストピースを用いて
引張り試験を行ったところ、表３の結果を得た。表中、
テストピースＡ，Ｂは、Ａｌ合金鋳物Ａ，Ｂにそれぞれ
対応する。
られたＡｌ合金鋳物Ａおよび比較例ＩにおけるＡｌ合金
鋳物Ｂよりテストピースを作製し、次いで各テストピー
スにＴ６処理（５４０℃、５時間の加熱、水冷、１７０
℃、５時間の加熱）を施した後各テストピースを用いて
引張り試験を行ったところ、表３の結果を得た。表中、
テストピースＡ，Ｂは、Ａｌ合金鋳物Ａ，Ｂにそれぞれ
対応する。
【００３７】
【表３】 表３から明らかなように、実施例Ｉによるテストピース
Ａは高強度、且つ高延性である。これは、鋳造材料Ａの
加熱過程において、外層部のデンドライトを球状固相に
変換し、また外層部および主体部の球状組織を微細化し
たことに起因する。
Ａは高強度、且つ高延性である。これは、鋳造材料Ａの
加熱過程において、外層部のデンドライトを球状固相に
変換し、また外層部および主体部の球状組織を微細化し
たことに起因する。
【００３８】一方、比較例ＩによるテストピースＢは主
体部の球状組織が粗大化していることに起因して、テス
トピースＡに比べ低強度、且つ低延性となる。 〔実施例II〕実施例Ｉの鋳造材料Ａを誘導加熱炉内に設
置して、そのコイルに周波数ｆ1 がｆ1 ＝２ｋＨｚ（一
定）、通電時間３分間（出力９０％）の条件で１次誘導
加熱工程を行った。
体部の球状組織が粗大化していることに起因して、テス
トピースＡに比べ低強度、且つ低延性となる。 〔実施例II〕実施例Ｉの鋳造材料Ａを誘導加熱炉内に設
置して、そのコイルに周波数ｆ1 がｆ1 ＝２ｋＨｚ（一
定）、通電時間３分間（出力９０％）の条件で１次誘導
加熱工程を行った。
【００３９】これにより、実施例Ｉと同様の表皮効果が
一層顕著に現出するので、外層部が主体部よりも優先的
に昇温して固相と液相とが共存する半溶融状態となっ
た。
一層顕著に現出するので、外層部が主体部よりも優先的
に昇温して固相と液相とが共存する半溶融状態となっ
た。
【００４０】次いでコイルに周波数ｆ2 がｆ2 ＝１ｋＨ
ｚ（一定）、通電時間４分間（最初の１分間は出力５０
％、次の３分間は出力３７％）の条件で２次誘導加熱工
程を行った。
ｚ（一定）、通電時間４分間（最初の１分間は出力５０
％、次の３分間は出力３７％）の条件で２次誘導加熱工
程を行った。
【００４１】これにより、今度は主体部が昇温して前記
同様に固相と液相とが共存する半溶融状態となった。
同様に固相と液相とが共存する半溶融状態となった。
【００４２】このようにして、鋳造材料Ａを鋳造可能温
度である５７５℃まで加熱し、その後急冷法により半溶
融状態の金属組織を固定して、その金属組織を調べたと
ころ、外層部においては、前記半溶融状態化によりデン
ドライトが球状固相に変換されていることが判明した。
この場合、α−Ａｌよりなる球状固相の平均直径ＤはＤ
＝１６０μｍであった。
度である５７５℃まで加熱し、その後急冷法により半溶
融状態の金属組織を固定して、その金属組織を調べたと
ころ、外層部においては、前記半溶融状態化によりデン
ドライトが球状固相に変換されていることが判明した。
この場合、α−Ａｌよりなる球状固相の平均直径ＤはＤ
＝１６０μｍであった。
【００４３】また主体部も球状組織を有し、この場合、
α−Ａｌよりなる球状固相の平均直径ＤはＤ＝１２０μ
ｍであった。
α−Ａｌよりなる球状固相の平均直径ＤはＤ＝１２０μ
ｍであった。
【００４４】次に、前記加熱後の半溶融鋳造材料Ａおよ
び図１に示す加圧鋳造装置１を用い、実施例Ｉと同様の
鋳造作業を行い、Ａｌ合金鋳物を得た。これを例１とす
る。
び図１に示す加圧鋳造装置１を用い、実施例Ｉと同様の
鋳造作業を行い、Ａｌ合金鋳物を得た。これを例１とす
る。
【００４５】また前記同様に鋳造材料Ａを用い、１次誘
導加熱工程の周波数ｆ1 を変え、それ以外の条件を前記
と同様に設定して二種のＡｌ合金鋳物を得た。これらを
例２，３とする。
導加熱工程の周波数ｆ1 を変え、それ以外の条件を前記
と同様に設定して二種のＡｌ合金鋳物を得た。これらを
例２，３とする。
【００４６】表４は、各例１〜３における１次および２
次誘導加熱工程の周波数ｆ1 ，ｆ2と充填圧力との関係
を示す。比較のため、表４には実施例Ｉの鋳造材料Ａに
関するデータを例４として示す。
次誘導加熱工程の周波数ｆ1 ，ｆ2と充填圧力との関係
を示す。比較のため、表４には実施例Ｉの鋳造材料Ａに
関するデータを例４として示す。
【００４７】
【表４】 表４から明らかなように、例１〜３のように１次誘導加
熱工程の周波数ｆ1 を２次誘導加熱工程の周波数ｆ2 よ
りも高く設定すると、１次誘導加熱工程においてデンド
ライトより変換された球状固相を、例４の場合に比べて
一層球形に近づけることができるので、充填圧力は例４
のそれよりもさらに低くなる。
熱工程の周波数ｆ1 を２次誘導加熱工程の周波数ｆ2 よ
りも高く設定すると、１次誘導加熱工程においてデンド
ライトより変換された球状固相を、例４の場合に比べて
一層球形に近づけることができるので、充填圧力は例４
のそれよりもさらに低くなる。
【００４８】１次誘導加熱工程の周波数ｆ1 は、外層部
の優先的昇温上、０．８ｋＨｚ＜ｆ1 ≦５０ｋＨｚが適
当である。周波数ｆ1 がｆ1 ＜０．８ｋＨｚであるか、
ｆ1＞５０ｋＨｚであると、加熱発振回路効率が悪く、
実用的でないからである。
の優先的昇温上、０．８ｋＨｚ＜ｆ1 ≦５０ｋＨｚが適
当である。周波数ｆ1 がｆ1 ＜０．８ｋＨｚであるか、
ｆ1＞５０ｋＨｚであると、加熱発振回路効率が悪く、
実用的でないからである。
【００４９】また２次誘導加熱工程の周波数ｆ2 は、主
体部全体の均一加熱上、０．８ｋＨｚ≦ｆ2 ≦５ｋＨｚ
が適当である。周波数ｆ2 がｆ2 ＜０．８ｋＨｚでは前
記同様に実用的でなく、一方、ｆ2 ＞５ｋＨｚでは外層
部が優先的に加熱されて主体部全体を均一に加熱するこ
とができない。なお、周波数ｆ1 ＞０．８ｋＨｚとした
のはｆ1 ＞ｆ2 の関係を満足するためである。
体部全体の均一加熱上、０．８ｋＨｚ≦ｆ2 ≦５ｋＨｚ
が適当である。周波数ｆ2 がｆ2 ＜０．８ｋＨｚでは前
記同様に実用的でなく、一方、ｆ2 ＞５ｋＨｚでは外層
部が優先的に加熱されて主体部全体を均一に加熱するこ
とができない。なお、周波数ｆ1 ＞０．８ｋＨｚとした
のはｆ1 ＞ｆ2 の関係を満足するためである。
【００５０】一方、１次誘導加熱工程の周波数ｆ1 を２
次誘導加熱工程の周波数ｆ2 よりも低く設定する、つま
りｆ1 ＜ｆ2 に設定すると、外層部の酸化が促進されて
厚い酸化膜が形成されたり、外層部の一部が流出すると
いった不具合を生じ、その結果、歩留りの低下を招来す
る。 〔Ｂ〕 半溶融状態の外層部における球状固相の平均粒
径Ｄについて 〔実施例Ｉ〕前記表１の亜共晶Ａｌ合金組成を有し、攪
拌鋳造法による、直径７６mm、長さ１００mmの鋳造材料
Ａを用意した。
次誘導加熱工程の周波数ｆ2 よりも低く設定する、つま
りｆ1 ＜ｆ2 に設定すると、外層部の酸化が促進されて
厚い酸化膜が形成されたり、外層部の一部が流出すると
いった不具合を生じ、その結果、歩留りの低下を招来す
る。 〔Ｂ〕 半溶融状態の外層部における球状固相の平均粒
径Ｄについて 〔実施例Ｉ〕前記表１の亜共晶Ａｌ合金組成を有し、攪
拌鋳造法による、直径７６mm、長さ１００mmの鋳造材料
Ａを用意した。
【００５１】図７の（ａ）は鋳造材料Ａの外層部におけ
る金属組織を示す顕微鏡写真であり、（ｂ）は（ａ）の
要部写図である。この場合、デンドライトの平均幹部長
さＬはＬ＝１７２μｍである。また外層部におけるα−
Ａｌの面積率ａはａ＝８１％であり、一方、主体部にお
けるα−Ａｌの面積率ｂはｂ＝７６％である。
る金属組織を示す顕微鏡写真であり、（ｂ）は（ａ）の
要部写図である。この場合、デンドライトの平均幹部長
さＬはＬ＝１７２μｍである。また外層部におけるα−
Ａｌの面積率ａはａ＝８１％であり、一方、主体部にお
けるα−Ａｌの面積率ｂはｂ＝７６％である。
【００５２】鋳造材料Ａを誘導加熱炉内に設置して、周
波数ｆ＝１ｋＨｚ（一定）、通電時間７分間（最初の３
分間は出力９０％、次の１分間は出力５０％、最後の３
分間は出力３７％）の条件で誘導加熱を行った。
波数ｆ＝１ｋＨｚ（一定）、通電時間７分間（最初の３
分間は出力９０％、次の１分間は出力５０％、最後の３
分間は出力３７％）の条件で誘導加熱を行った。
【００５３】この場合、前記同様に外層部におけるα−
Ａｌの面積率ａが主体部におけるα−Ａｌの面積率ｂよ
りも高く、且つα−Ａｌが良好な導電性を持つというこ
とに起因して、外層部の電気抵抗値が主体部のそれより
も低くなっているので、その外層部では表皮効果が顕著
に現出し、これにより外層部が主体部よりも優先的に昇
温して固相と液相とが共存する半溶融状態となった。引
続く誘導加熱により、今度は主体部が昇温して前記同様
に固相と液相とが共存する半溶融状態となった。 この
ようにして、鋳造材料Ａを鋳造可能温度である５７５℃
まで加熱し、その後急冷法により半溶融状態の金属組織
を固定して、外層部の金属組織を調べたところ、図８の
結果を得た。
Ａｌの面積率ａが主体部におけるα−Ａｌの面積率ｂよ
りも高く、且つα−Ａｌが良好な導電性を持つというこ
とに起因して、外層部の電気抵抗値が主体部のそれより
も低くなっているので、その外層部では表皮効果が顕著
に現出し、これにより外層部が主体部よりも優先的に昇
温して固相と液相とが共存する半溶融状態となった。引
続く誘導加熱により、今度は主体部が昇温して前記同様
に固相と液相とが共存する半溶融状態となった。 この
ようにして、鋳造材料Ａを鋳造可能温度である５７５℃
まで加熱し、その後急冷法により半溶融状態の金属組織
を固定して、外層部の金属組織を調べたところ、図８の
結果を得た。
【００５４】図８は外層部の金属組織を示す顕微鏡写真
であり、この外層部においては、前記半溶融状態化によ
りデンドライトが球状固相に変換されていることが判
る。この場合、α−Ａｌよりなる固相の平均直径ＤはＤ
＝２００μｍである。
であり、この外層部においては、前記半溶融状態化によ
りデンドライトが球状固相に変換されていることが判
る。この場合、α−Ａｌよりなる固相の平均直径ＤはＤ
＝２００μｍである。
【００５５】主体部も前記同様の理由により微細な球状
組織を有する。
組織を有する。
【００５６】次に、図１に示す加圧鋳造装置１におい
て、金型温度を２５０℃に設定すると共にそのチャンバ
６内に前記加熱後の半溶融鋳造材料Ａ（符号５）を設置
し、加圧プランジャ９を作動させてその鋳造材料Ａをキ
ャビティ４に充填した。この場合、半溶融鋳造材料Ａの
充填圧力は８ＭＰａであった。そして、加圧プランジャ
９をストローク終端に保持することによってキャビティ
４内に充填された半溶融鋳造材料Ａに加圧力を付与し、
その加圧下で鋳造材料Ａを凝固させてＡｌ合金鋳物Ａを
得た。
て、金型温度を２５０℃に設定すると共にそのチャンバ
６内に前記加熱後の半溶融鋳造材料Ａ（符号５）を設置
し、加圧プランジャ９を作動させてその鋳造材料Ａをキ
ャビティ４に充填した。この場合、半溶融鋳造材料Ａの
充填圧力は８ＭＰａであった。そして、加圧プランジャ
９をストローク終端に保持することによってキャビティ
４内に充填された半溶融鋳造材料Ａに加圧力を付与し、
その加圧下で鋳造材料Ａを凝固させてＡｌ合金鋳物Ａを
得た。
【００５７】図９はＡｌ合金鋳物Ａの金属組織を示す顕
微鏡写真であり、本図より金属組織が均質であることが
判る。
微鏡写真であり、本図より金属組織が均質であることが
判る。
【００５８】これは、鋳造材料をキャビティに充填する
際に、固相と液相とが分離することなく、一体的にゲー
トを通過したことに因る。 〔実施例II〕前記表１の亜共晶Ａｌ合金組成を有し、攪
拌鋳造法による、直径７６mm、長さ１００mmの鋳造材料
Ｂを用意した。
際に、固相と液相とが分離することなく、一体的にゲー
トを通過したことに因る。 〔実施例II〕前記表１の亜共晶Ａｌ合金組成を有し、攪
拌鋳造法による、直径７６mm、長さ１００mmの鋳造材料
Ｂを用意した。
【００５９】図１０の（ａ）は鋳造材料Ｂの外層部にお
ける金属組織を示す顕微鏡写真であり、（ｂ）は（ａ）
の要部写図である。この場合、デンドライトの平均幹部
長さＬはＬ＝２１６μｍである。また外層部におけるα
−Ａｌの面積率ａはａ＝８２％であり、一方、主体部に
おけるα−Ａｌの面積率ｂはｂ＝７５％である。
ける金属組織を示す顕微鏡写真であり、（ｂ）は（ａ）
の要部写図である。この場合、デンドライトの平均幹部
長さＬはＬ＝２１６μｍである。また外層部におけるα
−Ａｌの面積率ａはａ＝８２％であり、一方、主体部に
おけるα−Ａｌの面積率ｂはｂ＝７５％である。
【００６０】鋳造材料Ｂを誘導加熱炉内に設置して、実
施例１と同一条件にて誘導加熱を行った。そして、鋳造
材料Ｂを、固相と液相とが共存する半溶融状態にあり、
且つ鋳造可能温度である５７５℃まで加熱し、その後急
冷法により半溶融状態の金属組織を固定して、外層部の
金属組織を調べたところ、図１１の結果を得た。
施例１と同一条件にて誘導加熱を行った。そして、鋳造
材料Ｂを、固相と液相とが共存する半溶融状態にあり、
且つ鋳造可能温度である５７５℃まで加熱し、その後急
冷法により半溶融状態の金属組織を固定して、外層部の
金属組織を調べたところ、図１１の結果を得た。
【００６１】図１１は外層部の金属組織を示す顕微鏡写
真であり、この外層部においては、前記半溶融状態化に
よりデンドライトが球状固相に変換されていることが判
る。この場合、α−Ａｌよりなる固相の平均直径ＤはＤ
＝２３０μｍである。
真であり、この外層部においては、前記半溶融状態化に
よりデンドライトが球状固相に変換されていることが判
る。この場合、α−Ａｌよりなる固相の平均直径ＤはＤ
＝２３０μｍである。
【００６２】主体部は前記同様の理由により微細な球状
組織を有する。
組織を有する。
【００６３】次に、加熱後の半溶融鋳造材料Ｂおよび図
１に示す加圧鋳造装置１を用い、実施例Ｉと同様の鋳造
作業を行い、Ａｌ合金鋳物Ｂを得た。この場合、半溶融
鋳造材料の充填圧力は１４ＭＰａであった。
１に示す加圧鋳造装置１を用い、実施例Ｉと同様の鋳造
作業を行い、Ａｌ合金鋳物Ｂを得た。この場合、半溶融
鋳造材料の充填圧力は１４ＭＰａであった。
【００６４】図１２（ａ）および（ｂ）はＡｌ合金鋳物
Ｂの異なる部分の金属組織を示す顕微鏡写真であり、
（ａ），（ｂ）を比較すると明らかなように金属組織が
不均質となる。
Ｂの異なる部分の金属組織を示す顕微鏡写真であり、
（ａ），（ｂ）を比較すると明らかなように金属組織が
不均質となる。
【００６５】これは、半溶融鋳造材料Ｂをキャビティに
充填する際に、外層部における固相の平均直径ＤがＤ＝
２３０μｍといったように大きいことからゲート（直径
１０mm）において詰りを生じ、その結果、固相と液相と
の間に分離を生じたからである。
充填する際に、外層部における固相の平均直径ＤがＤ＝
２３０μｍといったように大きいことからゲート（直径
１０mm）において詰りを生じ、その結果、固相と液相と
の間に分離を生じたからである。
【００６６】図９と図１２とを比較すると、固液共存状
態下に在る半溶融鋳造材料の外層部において、その球状
固相の平均直径ＤはＤ≦２００μｍであることが望まし
い、と言える。
態下に在る半溶融鋳造材料の外層部において、その球状
固相の平均直径ＤはＤ≦２００μｍであることが望まし
い、と言える。
【００６７】次に、実施例Ｉ，IIにおけるＡｌ合金鋳物
Ａ，Ｂよりテストピースを作製し、次いで各テストピー
スに前記同様のＴ６処理を施した後各テストピースを用
いて引張り試験を行ったところ、表５の結果を得た。表
中、テストピースＡ，Ｂは、Ａｌ合金鋳物Ａ，Ｂにそれ
ぞれ対応する。
Ａ，Ｂよりテストピースを作製し、次いで各テストピー
スに前記同様のＴ６処理を施した後各テストピースを用
いて引張り試験を行ったところ、表５の結果を得た。表
中、テストピースＡ，Ｂは、Ａｌ合金鋳物Ａ，Ｂにそれ
ぞれ対応する。
【００６８】
【表５】 表５から明らかなように、実施例Ｉによるテストピース
Ａは、実施例IIによるテストピースＢに比べて強度が高
く、且つ延性が大きいことが判る。これは、Ａｌ合金鋳
物Ａ，Ｂの前記金属組織の違い、元をただせば、半溶融
鋳造材料の外層部における固相の平均粒径Ｄの違いに起
因する。
Ａは、実施例IIによるテストピースＢに比べて強度が高
く、且つ延性が大きいことが判る。これは、Ａｌ合金鋳
物Ａ，Ｂの前記金属組織の違い、元をただせば、半溶融
鋳造材料の外層部における固相の平均粒径Ｄの違いに起
因する。
【００６９】
【発明の効果】本発明によれば、加熱することによって
鋳造材料外層部のデンドライトを鋳造性の良い球状固相
に変換するので、従来のように鋳型の構造を複雑化した
り、工程増を招く、といった不具合を解消することがで
きる。
鋳造材料外層部のデンドライトを鋳造性の良い球状固相
に変換するので、従来のように鋳型の構造を複雑化した
り、工程増を招く、といった不具合を解消することがで
きる。
【００７０】またデンドライトの球状固相への変換に当
り、外層部を主体部よりも優先的に昇温させるので、主
体部の加熱時間の長期化を回避して、その金属組織を微
細状態に保持することができる。
り、外層部を主体部よりも優先的に昇温させるので、主
体部の加熱時間の長期化を回避して、その金属組織を微
細状態に保持することができる。
【００７１】この加熱方法の実施により得られた半溶融
鋳造材料を用いることによって、低充填圧力にて健全な
鋳物を得ることができる。
鋳造材料を用いることによって、低充填圧力にて健全な
鋳物を得ることができる。
【図１】加圧鋳造装置の縦断面図である。
【図２】常温下のＡｌ合金製鋳造材料の第１例におい
て、（ａ）は主体部の、（ｂ）は外層部の金属組織をそ
れぞれ示す顕微鏡写真である。
て、（ａ）は主体部の、（ｂ）は外層部の金属組織をそ
れぞれ示す顕微鏡写真である。
【図３】実施例による半溶融状態のＡｌ合金製鋳造材料
の第１例において、（ａ）は主体部の、（ｂ）は外層部
の金属組織をそれぞれ示す顕微鏡写真である。
の第１例において、（ａ）は主体部の、（ｂ）は外層部
の金属組織をそれぞれ示す顕微鏡写真である。
【図４】比較例による半溶融状態のＡｌ合金製鋳造材料
の第２例において、（ａ）は主体部の、（ｂ）は外層部
の金属組織をそれぞれ示す顕微鏡写真である。
の第２例において、（ａ）は主体部の、（ｂ）は外層部
の金属組織をそれぞれ示す顕微鏡写真である。
【図５】α−Ａｌの面積率差ａ−ｂと充填圧力との関係
を示すグラフである。
を示すグラフである。
【図６】他の比較例による半溶融状態のＡｌ合金製鋳造
材料の第３例において、（ａ）は主体部の、（ｂ）は外
層部の金属組織をそれぞれ示す顕微鏡写真である。
材料の第３例において、（ａ）は主体部の、（ｂ）は外
層部の金属組織をそれぞれ示す顕微鏡写真である。
【図７】常温下のＡｌ合金製鋳造材料の第４例におい
て、（ａ）は外層部の金属組織を示す顕微鏡写真であ
り、（ｂ）は（ａ）の要部写図である。
て、（ａ）は外層部の金属組織を示す顕微鏡写真であ
り、（ｂ）は（ａ）の要部写図である。
【図８】半溶融状態のＡｌ合金製鋳造材料の第４例にお
ける外層部の金属組織を示す顕微鏡写真である。
ける外層部の金属組織を示す顕微鏡写真である。
【図９】Ａｌ合金製鋳造材料の第４例を用いたＡｌ合金
鋳物の金属組織を示す顕微鏡写真である。
鋳物の金属組織を示す顕微鏡写真である。
【図１０】常温下のＡｌ合金製鋳造材料の第５例におい
て、（ａ）は外層部の金属組織を示す顕微鏡写真であ
り、（ｂ）は（ａ）の要部写図である。
て、（ａ）は外層部の金属組織を示す顕微鏡写真であ
り、（ｂ）は（ａ）の要部写図である。
【図１１】半溶融状態のＡｌ合金製鋳造材料の第５例に
おける外層部の金属組織を示す顕微鏡写真である。
おける外層部の金属組織を示す顕微鏡写真である。
【図１２】Ａｌ合金製鋳造材料の第５例を用いたＡｌ合
金鋳物の金属組織を示す顕微鏡写真であり、（ａ），
（ｂ）はそれぞれＡｌ合金鋳物の異なる部分に該当す
る。
金鋳物の金属組織を示す顕微鏡写真であり、（ａ），
（ｂ）はそれぞれＡｌ合金鋳物の異なる部分に該当す
る。
１ 加圧鋳造装置 ２ 固定金型 ３ 可動金型 ４ キャビティ ５ 鋳造材料 ９ 加圧プランジャ
フロントページの続き (56)参考文献 特開 平１−162730（ＪＰ，Ａ) 特開 平６−262330（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−23815（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.6，ＤＢ名) B22D 17/00 B22D 17/30 B22D 18/02 C22C 21/02
Claims (7)
- 【請求項１】 主体部の外周にデンドライトを有する外
層部を備えたチクソキャスティング用鋳造材料を固相と
液相とが共存する半溶融状態まで加熱するに当り、前記
外層部を前記主体部よりも優先的に昇温させて半溶融状
態化することにより、前記デンドライトを球状固相に変
換することを特徴とする、チクソキャスティング用鋳造
材料の加熱方法。 - 【請求項２】 前記外層部の優先的昇温は誘導加熱によ
る、請求項１記載のチクソキャスティング用鋳造材料の
加熱方法。 - 【請求項３】 前記鋳造材料はＡｌ合金よりなる、請求
項１または２記載のチクソキャスティング用鋳造材料の
加熱方法。 - 【請求項４】 主体部の外周にデンドライトを有する外
層部を備えたチクソキャスティング用鋳造材料を固相と
液相とが共存する半溶融状態まで加熱するに当り、１次
および２次誘導加熱工程を採用し、且つ前記１次誘導加
熱工程の周波数ｆ1 は前記２次誘導加熱工程の周波数ｆ
2 よりも高くなるように設定され、前記１次誘導加熱工
程では、前記外層部を前記主体部よりも優先的に昇温さ
せて半溶融状態化することにより、前記デンドライトを
球状固相に変換し、前記２次誘導加熱工程では、前記主
体部を昇温させて半溶融状態化することを特徴とする、
チクソキャスティング用鋳造材料の加熱方法。 - 【請求項５】 前記半溶融状態の外層部において、前記
球状固相の平均直径ＤはＤ≦２００μｍである、請求項
１，２，３または４記載のチクソキャスティング用鋳造
材料の加熱方法。 - 【請求項６】 前記鋳造材料はＡｌ合金よりなり、前記
１次誘導加熱工程の周波数ｆ1 は０．８ｋＨｚ＜ｆ1 ≦
５０ｋＨｚに設定され、前記２次誘導加熱工程の周波数
ｆ2 は０．８ｋＨｚ≦ｆ2 ≦５ｋＨｚに設定される、請
求項４または５記載のチクソキャスティング用鋳造材料
の加熱方法。 - 【請求項７】 前記外層部におけるα−Ａｌの面積率を
ａ％とし、前記主体部におけるα−Ａｌの面積率をｂ％
としたとき、両面積率ａ，ｂの差ａ−ｂにおいて５％≦
ａ−ｂ≦１５％の関係が成立する、請求項３または６記
載のチクソキャスティング用鋳造材料の加熱方法。
Priority Applications (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6275604A JP2772765B2 (ja) | 1994-10-14 | 1994-10-14 | チクソキャスティング用鋳造材料の加熱方法 |
| DE19538243A DE19538243C2 (de) | 1994-10-14 | 1995-10-13 | Verfahren zur Herstellung von semi-geschmolzenem Thixogieß-Gießmaterial |
| DE19549547A DE19549547B4 (de) | 1994-10-14 | 1995-10-13 | Semi-geschmolzenes Thixogieß-Gießmaterial |
| GB9521165A GB2294001B (en) | 1994-10-14 | 1995-10-16 | Thixocasting semi-molten casting material, and process for producing the same |
| US08/755,296 US5925199A (en) | 1994-10-14 | 1996-11-22 | Process for producing a thixocast semi-molten material |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6275604A JP2772765B2 (ja) | 1994-10-14 | 1994-10-14 | チクソキャスティング用鋳造材料の加熱方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08157975A JPH08157975A (ja) | 1996-06-18 |
| JP2772765B2 true JP2772765B2 (ja) | 1998-07-09 |
Family
ID=17557763
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP6275604A Expired - Lifetime JP2772765B2 (ja) | 1994-10-14 | 1994-10-14 | チクソキャスティング用鋳造材料の加熱方法 |
Country Status (4)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5925199A (ja) |
| JP (1) | JP2772765B2 (ja) |
| DE (1) | DE19538243C2 (ja) |
| GB (1) | GB2294001B (ja) |
Families Citing this family (13)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0864662B1 (en) * | 1996-09-02 | 2006-01-04 | Honda Giken Kogyo Kabushiki Kaisha | Casting material for thixocasting, method for preparing partially solidified casting material for thixocasting, thixo-casting method, iron-base cast, and method for heat-treating iron-base cast |
| US6845809B1 (en) | 1999-02-17 | 2005-01-25 | Aemp Corporation | Apparatus for and method of producing on-demand semi-solid material for castings |
| US6796362B2 (en) | 2000-06-01 | 2004-09-28 | Brunswick Corporation | Apparatus for producing a metallic slurry material for use in semi-solid forming of shaped parts |
| US6432160B1 (en) | 2000-06-01 | 2002-08-13 | Aemp Corporation | Method and apparatus for making a thixotropic metal slurry |
| US6399017B1 (en) | 2000-06-01 | 2002-06-04 | Aemp Corporation | Method and apparatus for containing and ejecting a thixotropic metal slurry |
| US6402367B1 (en) * | 2000-06-01 | 2002-06-11 | Aemp Corporation | Method and apparatus for magnetically stirring a thixotropic metal slurry |
| US7024342B1 (en) | 2000-07-01 | 2006-04-04 | Mercury Marine | Thermal flow simulation for casting/molding processes |
| US6611736B1 (en) | 2000-07-01 | 2003-08-26 | Aemp Corporation | Equal order method for fluid flow simulation |
| US6742567B2 (en) * | 2001-08-17 | 2004-06-01 | Brunswick Corporation | Apparatus for and method of producing slurry material without stirring for application in semi-solid forming |
| US7591913B2 (en) * | 2004-04-06 | 2009-09-22 | Massachusetts Institute Of Technology | Thermoelectric properties by high temperature annealing |
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