JPH05287453A - Ｆｅ３ Ａｌ基金属間化合物を含む合金の薄板およびその製造方法 - Google Patents
Ｆｅ３ Ａｌ基金属間化合物を含む合金の薄板およびその製造方法Info
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- JPH05287453A JPH05287453A JP8422392A JP8422392A JPH05287453A JP H05287453 A JPH05287453 A JP H05287453A JP 8422392 A JP8422392 A JP 8422392A JP 8422392 A JP8422392 A JP 8422392A JP H05287453 A JPH05287453 A JP H05287453A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 室温以上に延性−脆性温度遷移点をもつ難加
工性材料であるＦｅ3 Ａｌ基金属間化合物材料の直接鋳
造技術における、その製品欠陥（表面割れ、ポロシテ
ィ）を防止する技術を提供するものである。 【構成】 本発明は、Ａｌ：２５原子％超〜３０原子
％を含み、残部がＦｅからなるＦｅ3 Ａｌ系金属間化合
物あるいはＡｌ：２５原子％超〜３０原子％およびＣ
ｒ：２〜６原子％を含み、残部がＦｅからなるＦｅ3 Ａ
ｌ系金属間化合物を含む合金材料からなり、ニア・ネッ
ト・シェイプ化用装置とし双ドラム式連続鋳造機を用い
て、０．２５〜２５ｍｍ厚の薄板に連続鋳造したもので
ある。
工性材料であるＦｅ3 Ａｌ基金属間化合物材料の直接鋳
造技術における、その製品欠陥（表面割れ、ポロシテ
ィ）を防止する技術を提供するものである。 【構成】 本発明は、Ａｌ：２５原子％超〜３０原子
％を含み、残部がＦｅからなるＦｅ3 Ａｌ系金属間化合
物あるいはＡｌ：２５原子％超〜３０原子％およびＣ
ｒ：２〜６原子％を含み、残部がＦｅからなるＦｅ3 Ａ
ｌ系金属間化合物を含む合金材料からなり、ニア・ネッ
ト・シェイプ化用装置とし双ドラム式連続鋳造機を用い
て、０．２５〜２５ｍｍ厚の薄板に連続鋳造したもので
ある。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明はＦｅ3 Ａｌ基金属間化合
物を含む合金の薄板製造における問題点である表面割れ
の防止策に関するものであり、表面性状に優れた薄板材
およびその製造方法に関するものである。
物を含む合金の薄板製造における問題点である表面割れ
の防止策に関するものであり、表面性状に優れた薄板材
およびその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】耐環境性構造材としての材料開発が進め
られている材料にＴｉＡｌ金属間化合物、Ｔｉ3 Ａｌ金
属間化合物、Ｎｂ3 Ａｌ金属間化合物、ＦｅＡｌ金属間
化合物、Ｆｅ3 Ａｌ金属間化合物、Ａｌ3 Ｔｉ金属間化
合物等がある。これらの材料は優れた高温強度特性をも
つために将来の構造用材料としての開発が期待されてい
る。しかしながら、いずれの材料においても共通してみ
られる問題として、その成形困難性がある。従って、薄
板を製造するためには最終製品に近いニア・ネット・シ
ェイプの鋳造技術が必要である。
られている材料にＴｉＡｌ金属間化合物、Ｔｉ3 Ａｌ金
属間化合物、Ｎｂ3 Ａｌ金属間化合物、ＦｅＡｌ金属間
化合物、Ｆｅ3 Ａｌ金属間化合物、Ａｌ3 Ｔｉ金属間化
合物等がある。これらの材料は優れた高温強度特性をも
つために将来の構造用材料としての開発が期待されてい
る。しかしながら、いずれの材料においても共通してみ
られる問題として、その成形困難性がある。従って、薄
板を製造するためには最終製品に近いニア・ネット・シ
ェイプの鋳造技術が必要である。
【０００３】このようなニア・ネット・シェイプ化とし
ての薄板製造技術は最近急速に進展しており、特に金属
材料系ではステンレス・薄板製造などへの応用が進んで
いる。その薄板製造技術としては、種々の鋳造方法が提
案されているが、その中で双ロール法は厚みの一様な連
続した薄板を作製するのに適している。上記技術の金属
間化合物材料への適応例としては、微量のボロンを添加
することにより延性が改善されたニッケル・アルミニウ
ム金属間化合物（Ｎｉ3 Ａｌ）の例が知られている。こ
の例は１９８８年１１月に開催された「ニア・ネット・
シェイプ製品の鋳造」（“Ｃａｓｔｉｎｇ ｏｆ Ｎｅ
ａｒ Ｎｅｔ Ｓｈａｐｅ Ｐｒｏｄｕｃｔｓ”）に関
する国際会議に報告されている（Ｐｒｏｃｅｅｄｉｎｇ
ｓ ｏｆａｎ Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ Ｓｙｍｐ
ｏｓｉｕｍ ｏｆ ＮｅａｒＮｅｔ Ｓｈａｐｅ Ｐｒ
ｏｄｕｃｔｓ、３１５〜３３３ページ、Ｔｈｅ Ｍｅｔ
ａｌｌｕｒｇｉｃａｌ Ｓｏｃｉｅｔｙ発行）。また、
ＴｉＡｌ金属間化合物薄板の製造方法は特願平１−５０
６４８号に記載されている。
ての薄板製造技術は最近急速に進展しており、特に金属
材料系ではステンレス・薄板製造などへの応用が進んで
いる。その薄板製造技術としては、種々の鋳造方法が提
案されているが、その中で双ロール法は厚みの一様な連
続した薄板を作製するのに適している。上記技術の金属
間化合物材料への適応例としては、微量のボロンを添加
することにより延性が改善されたニッケル・アルミニウ
ム金属間化合物（Ｎｉ3 Ａｌ）の例が知られている。こ
の例は１９８８年１１月に開催された「ニア・ネット・
シェイプ製品の鋳造」（“Ｃａｓｔｉｎｇ ｏｆ Ｎｅ
ａｒ Ｎｅｔ Ｓｈａｐｅ Ｐｒｏｄｕｃｔｓ”）に関
する国際会議に報告されている（Ｐｒｏｃｅｅｄｉｎｇ
ｓ ｏｆａｎ Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ Ｓｙｍｐ
ｏｓｉｕｍ ｏｆ ＮｅａｒＮｅｔ Ｓｈａｐｅ Ｐｒ
ｏｄｕｃｔｓ、３１５〜３３３ページ、Ｔｈｅ Ｍｅｔ
ａｌｌｕｒｇｉｃａｌ Ｓｏｃｉｅｔｙ発行）。また、
ＴｉＡｌ金属間化合物薄板の製造方法は特願平１−５０
６４８号に記載されている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】薄板直接鋳造技術によ
るニア・ネット・シェイプ化は、工程省略などの利点を
有するが、鋳造後に急速冷却を伴うために薄板の欠陥
（表面割れ、ポロシティ）が生じるという欠点をもつ。
特に金属間化合物材料等の延性−脆性遷移温度が室温以
上の材料では熱歪に伴う割れが発生しやすく、この問題
は顕著である。
るニア・ネット・シェイプ化は、工程省略などの利点を
有するが、鋳造後に急速冷却を伴うために薄板の欠陥
（表面割れ、ポロシティ）が生じるという欠点をもつ。
特に金属間化合物材料等の延性−脆性遷移温度が室温以
上の材料では熱歪に伴う割れが発生しやすく、この問題
は顕著である。
【０００５】従って、難加工性材料を直接鋳造により薄
板を作製する際に、材質の健全性を確保するためには表
面欠陥の除去が重要な課題となる。
板を作製する際に、材質の健全性を確保するためには表
面欠陥の除去が重要な課題となる。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明の目的とするとこ
ろは、室温以上に延性−脆性温度遷移点をもつ難加工性
材料であるＦｅ3 Ａｌ基金属間化合物材料の直接鋳造技
術における、その製品欠陥（表面割れ、ポロシティ）を
防止する技術を提供するものである。本発明が対象とし
ている金属間化合物材料は ・Ａｌ：２５原子％超〜３０原子％を含み、残部がＦｅ
からなるＦｅ3 Ａｌ系金属間化合物材料、あるいは ・Ａｌ：２５原子％超〜３０原子％およびＣｒ：２〜６
原子％を含み、残部がＦｅからなるＦｅ3 Ａｌ系金属間
化合物材料であり、ニア・ネット・シェイプ化用装置と
して図１に示す双ドラム式連続鋳造機により、０．２５
〜２．５ｍｍ厚の板状薄肉鋳片としたものである。
ろは、室温以上に延性−脆性温度遷移点をもつ難加工性
材料であるＦｅ3 Ａｌ基金属間化合物材料の直接鋳造技
術における、その製品欠陥（表面割れ、ポロシティ）を
防止する技術を提供するものである。本発明が対象とし
ている金属間化合物材料は ・Ａｌ：２５原子％超〜３０原子％を含み、残部がＦｅ
からなるＦｅ3 Ａｌ系金属間化合物材料、あるいは ・Ａｌ：２５原子％超〜３０原子％およびＣｒ：２〜６
原子％を含み、残部がＦｅからなるＦｅ3 Ａｌ系金属間
化合物材料であり、ニア・ネット・シェイプ化用装置と
して図１に示す双ドラム式連続鋳造機により、０．２５
〜２．５ｍｍ厚の板状薄肉鋳片としたものである。
【０００７】本発明者らは、上述した課題を解決すべく
種々の検討を重ね、鋳造直後の熱処理を特定することが
有効であることを見出し、本発明を完成した。本発明の
別の対象は、前記難加工性材料の溶湯を双ドラム式連続
鋳造機の鋳型に注入して板状薄肉鋳片に鋳造した後、鋳
造直後の該鋳片に９００〜１０００℃に一定時間保定す
ることと、次いで２００℃／ｈｒの緩冷却により熱応力
に伴う歪の発生を防止し、表面割れの発生を防止して健
全な薄板材を製造する方法にある。また、本発明は、続
いてのＨＩＰ処理によるポロシティ低減により熱間加工
での伸びの向上をはかる。また、上記方法によって得ら
れる材料の特徴は、薄板材料の表面方向に揃った柱状晶
および中心部の等軸晶組織、ＤＯ3 構造相の＜１１１＞
方向が板面に向かって優先的に配向された組織を有する
ことである。
種々の検討を重ね、鋳造直後の熱処理を特定することが
有効であることを見出し、本発明を完成した。本発明の
別の対象は、前記難加工性材料の溶湯を双ドラム式連続
鋳造機の鋳型に注入して板状薄肉鋳片に鋳造した後、鋳
造直後の該鋳片に９００〜１０００℃に一定時間保定す
ることと、次いで２００℃／ｈｒの緩冷却により熱応力
に伴う歪の発生を防止し、表面割れの発生を防止して健
全な薄板材を製造する方法にある。また、本発明は、続
いてのＨＩＰ処理によるポロシティ低減により熱間加工
での伸びの向上をはかる。また、上記方法によって得ら
れる材料の特徴は、薄板材料の表面方向に揃った柱状晶
および中心部の等軸晶組織、ＤＯ3 構造相の＜１１１＞
方向が板面に向かって優先的に配向された組織を有する
ことである。
【０００８】
【作用】まず、塑性加工に有利な鋳造組織について説明
する。本発明の双ロール鋳造薄板は、鋳造ままの凝固組
織が鋳片の両表面から中心に向かう柱状晶のみか、ある
いは前記柱状晶と鋳片中心付近に存在する等軸晶との混
合組織からなっている。
する。本発明の双ロール鋳造薄板は、鋳造ままの凝固組
織が鋳片の両表面から中心に向かう柱状晶のみか、ある
いは前記柱状晶と鋳片中心付近に存在する等軸晶との混
合組織からなっている。
【０００９】次にかかる板状薄肉鋳片を鋳造する方法に
ついて説明する。一般にドラム式連続鋳造機（以下、連
鋳機という）は、２本の冷却ドラムを平行にかつ逆方向
に回転するように配置し、該冷却ドラムの外側にサイド
・ダムを設けて湯溜り部（鋳型）を構成し、該湯溜り部
内の溶湯を前記冷却ドラムの回転によって冷却しつつ薄
板鋳片を製造するようになっている。
ついて説明する。一般にドラム式連続鋳造機（以下、連
鋳機という）は、２本の冷却ドラムを平行にかつ逆方向
に回転するように配置し、該冷却ドラムの外側にサイド
・ダムを設けて湯溜り部（鋳型）を構成し、該湯溜り部
内の溶湯を前記冷却ドラムの回転によって冷却しつつ薄
板鋳片を製造するようになっている。
【００１０】本発明では各種金属間化合物の溶湯を上記
湯溜り部に注入して薄肉鋳片を製造するが、金属間化合
物材料は延性の小さい材料であるために、鋳片の冷却中
における割れが発生し易く、従って不均一凝固の原因と
なるメニスカス部における酸化物の形成を抑制する必要
がある。このため、不活性ガス（Ａｒ、Ｈｅなど）中で
の溶解、鋳造が必要である。
湯溜り部に注入して薄肉鋳片を製造するが、金属間化合
物材料は延性の小さい材料であるために、鋳片の冷却中
における割れが発生し易く、従って不均一凝固の原因と
なるメニスカス部における酸化物の形成を抑制する必要
がある。このため、不活性ガス（Ａｒ、Ｈｅなど）中で
の溶解、鋳造が必要である。
【００１１】上記の方法での直接鋳造が従来法である
が、上記の方法のみでは、特に延性−脆性遷移温度が高
温にある金属間化合物では直接鋳造に伴う急冷により、
急激な熱歪が延性−脆性の遷移温度を経た時点で亀裂を
生じさせる原因となり、細かな表面割れの原因となる。
この表面割れの除去が本発明の目的である。この問題の
解決策として、鋳型離脱後の鋳片は急激な冷却を避ける
ために２００℃／ｈｒ以下の冷却速度で２００℃以下ま
で徐冷されることが望ましい。徐冷方法としては、凝固
直後の鋳片を９００〜１０００℃の温度範囲に一定時間
保定し、次いで炉冷することにより、２００℃／ｈｒよ
り遅い冷却速度を達成してもよい。この保定温度は熱応
力による割れの発生を防止するための温度である。
が、上記の方法のみでは、特に延性−脆性遷移温度が高
温にある金属間化合物では直接鋳造に伴う急冷により、
急激な熱歪が延性−脆性の遷移温度を経た時点で亀裂を
生じさせる原因となり、細かな表面割れの原因となる。
この表面割れの除去が本発明の目的である。この問題の
解決策として、鋳型離脱後の鋳片は急激な冷却を避ける
ために２００℃／ｈｒ以下の冷却速度で２００℃以下ま
で徐冷されることが望ましい。徐冷方法としては、凝固
直後の鋳片を９００〜１０００℃の温度範囲に一定時間
保定し、次いで炉冷することにより、２００℃／ｈｒよ
り遅い冷却速度を達成してもよい。この保定温度は熱応
力による割れの発生を防止するための温度である。
【００１２】また、上記方法によって、試料表面方向に
揃った柱状晶および中心部の等軸晶組織、およびＤＯ3
構造相の＜１１１＞方向が板面に向かって優先的に形成
された組織が得られる。次に鋳造材のポロシティ（空隙
部）をつぶす目的でＨＩＰ処理を行う。ＨＩＰ処理条件
としては鋳片を１０００〜１４００℃（溶融温度以下）
の温度範囲で１０００気圧以上の雰囲気内に１０分〜１
時間保持する。
揃った柱状晶および中心部の等軸晶組織、およびＤＯ3
構造相の＜１１１＞方向が板面に向かって優先的に形成
された組織が得られる。次に鋳造材のポロシティ（空隙
部）をつぶす目的でＨＩＰ処理を行う。ＨＩＰ処理条件
としては鋳片を１０００〜１４００℃（溶融温度以下）
の温度範囲で１０００気圧以上の雰囲気内に１０分〜１
時間保持する。
【００１３】以上の方法により、表面性状の優れたポロ
シティのない健全な金属間化合物を含む合金の薄板を製
造することができる。
シティのない健全な金属間化合物を含む合金の薄板を製
造することができる。
【００１４】
【実施例】アルミニウム地金とＦｅおよび他の元素（Ｃ
ｒ）を表１で示す組成で配合し、これをプラズマアーク
にて溶解して母合金を精製した。次に、上記各母合金を
図１に示す鋳造機に注入し、薄肉鋳片を鋳造した。上記
鋳造機は概略次のような構成をなす。図において金属間
化合物を溶解する坩堝１の下方に溶湯を均一供給するた
めのタンディシュ２を配置し、その直下に冷却ドラム３
とサイド・ダム４で構成する湯溜り部５（鋳型）を設
け、これらを雰囲気調整容器７内に配設する。８は不活
性ガス導入機構、９は排出機構である。
ｒ）を表１で示す組成で配合し、これをプラズマアーク
にて溶解して母合金を精製した。次に、上記各母合金を
図１に示す鋳造機に注入し、薄肉鋳片を鋳造した。上記
鋳造機は概略次のような構成をなす。図において金属間
化合物を溶解する坩堝１の下方に溶湯を均一供給するた
めのタンディシュ２を配置し、その直下に冷却ドラム３
とサイド・ダム４で構成する湯溜り部５（鋳型）を設
け、これらを雰囲気調整容器７内に配設する。８は不活
性ガス導入機構、９は排出機構である。
【００１５】表１に示す各母合金を２０００〜３５００
ｇの重量範囲で上記坩堝に投入し、Ａｒ雰囲気中で加熱
溶解し、一旦１６５０℃の温度に調整した後、幅４ｍ
ｍ、長さ９５ｍｍの開口部をもつタンディシュを介して
湯溜り部５に注入した。該湯溜り部５を構成する冷却ド
ラム３は直径３００ｍｍ、幅１００ｍｍの一対のと銅合
金製であって、内部冷却されている。この冷却ドラム３
により、溶湯を一定のドラム支持力で、かつ１０3 ℃／
ｓｅｃの冷却速度により急冷凝固し、表１（Ｎｏ．１〜
３）に示す厚さの連続板状鋳片を作製した。
ｇの重量範囲で上記坩堝に投入し、Ａｒ雰囲気中で加熱
溶解し、一旦１６５０℃の温度に調整した後、幅４ｍ
ｍ、長さ９５ｍｍの開口部をもつタンディシュを介して
湯溜り部５に注入した。該湯溜り部５を構成する冷却ド
ラム３は直径３００ｍｍ、幅１００ｍｍの一対のと銅合
金製であって、内部冷却されている。この冷却ドラム３
により、溶湯を一定のドラム支持力で、かつ１０3 ℃／
ｓｅｃの冷却速度により急冷凝固し、表１（Ｎｏ．１〜
３）に示す厚さの連続板状鋳片を作製した。
【００１６】冷却ドラム３から送り出された鋳片６は、
雰囲気調整容器７内で１℃／ｓｅｃの冷却速度で徐冷さ
れながら搬送系加熱炉に挿入され、該炉において表１
（Ｎｏ．４〜９）で示す二次冷却条件で処理された。次
いで、炉の電源を止め、２００℃以下まで冷却した。表
１に示すように、緩冷却処理により表面割れが防止さ
れ、表面性状が向上した。
雰囲気調整容器７内で１℃／ｓｅｃの冷却速度で徐冷さ
れながら搬送系加熱炉に挿入され、該炉において表１
（Ｎｏ．４〜９）で示す二次冷却条件で処理された。次
いで、炉の電源を止め、２００℃以下まで冷却した。表
１に示すように、緩冷却処理により表面割れが防止さ
れ、表面性状が向上した。
【００１７】このようにして得た鋳片の室温における機
械的性質（三点曲げの破断応力）を表２に示した。本発
明例は高い値を示している。得られた鋳片の鋳造方向に
おける断面組織では、鋳造ままの凝固組織は鋳片の両表
面から中心部に向かう柱状晶のみか、あるいは前記柱状
晶と鋳片中心部付近に存在する等軸晶との混合組織から
構成されている。
械的性質（三点曲げの破断応力）を表２に示した。本発
明例は高い値を示している。得られた鋳片の鋳造方向に
おける断面組織では、鋳造ままの凝固組織は鋳片の両表
面から中心部に向かう柱状晶のみか、あるいは前記柱状
晶と鋳片中心部付近に存在する等軸晶との混合組織から
構成されている。
【００１８】上述した通り、本発明により得られた鋳片
のミクロ組織は、Ｆｅ3 Ａｌ基金属間化合物においては
ＤＯ3 構造造の＜１１１＞結晶方向が鋳片厚方向に優先
的に配向した組織を中心とした微細な構造をなしている
が、Ｃｒの第三元素が添加されていることのために上記
層状構造が極めて微細になっている。第三元素を添加せ
ずに鋳込む通常の凝固組織においてはこの幅は１０００
０ｎｍであり、粗大な組織である。
のミクロ組織は、Ｆｅ3 Ａｌ基金属間化合物においては
ＤＯ3 構造造の＜１１１＞結晶方向が鋳片厚方向に優先
的に配向した組織を中心とした微細な構造をなしている
が、Ｃｒの第三元素が添加されていることのために上記
層状構造が極めて微細になっている。第三元素を添加せ
ずに鋳込む通常の凝固組織においてはこの幅は１０００
０ｎｍであり、粗大な組織である。
【００１９】なお、緩冷却された鋳片表面性状と冷却ド
ラム離脱後放冷された鋳片の表面性状をそれぞれ図２
（Ａ）と（Ｂ）に示す。緩冷却された鋳片の表面には割
れが殆ど見られないが、放冷却された鋳片の表面には細
かい表面割れが認められた。なお、各試料の炉冷後の表
面性状を表１に示した。本発明例はいずれも良好であっ
た。
ラム離脱後放冷された鋳片の表面性状をそれぞれ図２
（Ａ）と（Ｂ）に示す。緩冷却された鋳片の表面には割
れが殆ど見られないが、放冷却された鋳片の表面には細
かい表面割れが認められた。なお、各試料の炉冷後の表
面性状を表１に示した。本発明例はいずれも良好であっ
た。
【００２０】また、２００℃以下まで炉冷された鋳片に
１０００℃、１５００気圧で１時間保持のＨＩＰ処理を
施したものの破断応力を調べた。この結果を表２に示
す。本発明例は比較例に比べ破断応力は大きく、ＨＩＰ
処理を施すことにより破断応力が著しく増大することが
確認された。なお、ＨＩＰ処理によるポロシティ除去効
果をみるために、１２５０℃、１５００気圧、１時間保
持のＨＩＰ処理を施したところ、ＨＩＰ処理前のポロシ
ティが殆ど除去されていることがわかった。また、Ｃｒ
含有材について熱間加工度（８００℃、５×１０-4ｓｅ
ｃ-1の歪速度）を調査したところ、ＨＩＰ処理後に１０
０％の伸びを得ることができ、比較例の試料との差は歴
然たるものであった。
１０００℃、１５００気圧で１時間保持のＨＩＰ処理を
施したものの破断応力を調べた。この結果を表２に示
す。本発明例は比較例に比べ破断応力は大きく、ＨＩＰ
処理を施すことにより破断応力が著しく増大することが
確認された。なお、ＨＩＰ処理によるポロシティ除去効
果をみるために、１２５０℃、１５００気圧、１時間保
持のＨＩＰ処理を施したところ、ＨＩＰ処理前のポロシ
ティが殆ど除去されていることがわかった。また、Ｃｒ
含有材について熱間加工度（８００℃、５×１０-4ｓｅ
ｃ-1の歪速度）を調査したところ、ＨＩＰ処理後に１０
０％の伸びを得ることができ、比較例の試料との差は歴
然たるものであった。
【００２１】以上の通り、本発明によれば、得られた鋳
片または処理薄板の機械的性質は著しく改善された。こ
れは主に、第三元素の添加によりＦｅ3 Ａｌ金属間化合
物の集合組織が微細化されたことと、鋳片の保定処理、
ＨＩＰ処理の結果と考えられる。
片または処理薄板の機械的性質は著しく改善された。こ
れは主に、第三元素の添加によりＦｅ3 Ａｌ金属間化合
物の集合組織が微細化されたことと、鋳片の保定処理、
ＨＩＰ処理の結果と考えられる。
【００２２】
【表１】
【００２３】
【表２】
【００２４】
【発明の効果】以上の実施例からも明らかな如く、本発
明により製造された急冷凝固薄肉鋳片またはその処理薄
板は、従来の薄肉鋳片よりも一層優れた機械的特性や表
面性状を有しており、難加工性素材の新しい製造方法を
提供するため、工業上極めて有用である。
明により製造された急冷凝固薄肉鋳片またはその処理薄
板は、従来の薄肉鋳片よりも一層優れた機械的特性や表
面性状を有しており、難加工性素材の新しい製造方法を
提供するため、工業上極めて有用である。
【図１】本発明を実施する装置の概略を示す断面側面図
である。
である。
【図２】（Ａ）は本発明材を鋳造後緩冷却したときの表
面状態を示す写真図、（Ｂ）は本発明材を鋳造後放冷し
たときの表面状態を示す写真図である。
面状態を示す写真図、（Ｂ）は本発明材を鋳造後放冷し
たときの表面状態を示す写真図である。
１ 坩堝 ２ タンディシュ ３、３ 冷却ドラム ４ サイド・ダム ５ 湯溜り部 ６ 鋳片 ７ 雰囲気調整容器 ８ 不活性ガス導入機構 ９ 排気機構
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.5 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２２Ｃ 1/00 Ｄ 38/18
Claims (6)
- 【請求項１】 原子％でＡｌ：２５原子％超〜３０原子
％を含み、残部がＦｅからなるＦｅ3 Ａｌ系金属間化合
物材料あるいはＡｌ：２５原子％超〜３０原子％および
Ｃｒ：２〜６原子％を含み、残部がＦｅからなるＦｅ3
Ａｌ系金属間化合物材料からなり、鋳造ままの凝固組織
が板状薄肉鋳片の両表面から中心部に向かう柱状晶組織
であって、上記鋳片の厚さが０．２５〜２．５ｍｍであ
ることを特徴とするＦｅ3 Ａｌ系金属間化合物を含む合
金の薄板。 - 【請求項２】 請求項１において、鋳造ままの凝固組織
が鋳片の両表面から中心に向かう柱状晶組織と鋳片中心
部付近に存在する等軸晶との混合組織からなることを特
徴とするＦｅ3 Ａｌ系金属間化合物を含む合金の薄板。 - 【請求項３】 請求項１または請求項２において、柱状
晶組織が鋳片の両表面から中心部に向かう方向にＤＯ3
構造の＜１１１＞方向が優先的に配向されている微細複
合組織で形成されていることを特徴とするＦｅ3 Ａｌ系
金属間化合物を含む合金の薄板。 - 【請求項４】 原子％でＡｌ：２５原子％超〜３０原子
％を含み、残部がＦｅからなるＦｅ3 Ａｌ系金属間化合
物材料あるいはＡｌ：２５原子％超〜３０原子％および
Ｃｒ：２〜６原子％を含み、残部がＦｅからなるＦｅ3
Ａｌ系金属間化合物材料の溶湯を不活性ガス雰囲気中の
双ドラム式連続鋳造機の鋳型に注入して双ドラムにより
急冷凝固して０．２５〜２．５ｍｍの板状薄肉鋳片を鋳
造し、該鋳片を上記双ドラムから離脱した直後に２００
℃／ｈｒ以下の冷却速度で２００℃以下まで冷却するこ
とを特徴とするＦｅ3 Ａｌ系金属間化合物を含む合金の
薄板の製造方法。 - 【請求項５】 請求項４において、２００℃以下まで冷
却した鋳片を１０００℃以上の温度および１０００気圧
以上の雰囲気のもとで高温静水圧圧下処理を行うことを
特徴とするＦｅ3 Ａｌ系金属間化合物を含む合金の薄板
の製造方法。 - 【請求項６】 請求項４において、鋳片を双ドラムから
離脱した直後に、９００〜１０００℃の温度範囲に１〜
２０分間保持し、続いて２００℃／ｈｒ以下の冷却速度
で室温まで冷却することを特徴とするＦｅ3 Ａｌ系金属
間化合物を含む合金の薄板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8422392A JPH05287453A (ja) | 1992-04-06 | 1992-04-06 | Ｆｅ３ Ａｌ基金属間化合物を含む合金の薄板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8422392A JPH05287453A (ja) | 1992-04-06 | 1992-04-06 | Ｆｅ３ Ａｌ基金属間化合物を含む合金の薄板およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05287453A true JPH05287453A (ja) | 1993-11-02 |
Family
ID=13824484
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP8422392A Withdrawn JPH05287453A (ja) | 1992-04-06 | 1992-04-06 | Ｆｅ３ Ａｌ基金属間化合物を含む合金の薄板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH05287453A (ja) |
-
1992
- 1992-04-06 JP JP8422392A patent/JPH05287453A/ja not_active Withdrawn
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