JPS6035405B2 - 自然崩壊によるＭｇ−ＡＬ系合金粉末の製造法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 本発明はＭｇ−ＡＩ系合金、さらに詳しくはＭｇ−Ｎ合
金もしくはＭｇ−ＡＩ一Ｓｉ合金、又はこれらにＦｅを
含有した合金粉末の自然崩壊による製造法に関する。

このＭｇ−Ｎ系合金粉末は熔銑及び溶鋼の脱硫、脱酸、
或いは粉末冶金等に利用される。従来一般に金属合金粉
末を工業的に得る方法としてはボールミル等に代表され
る機械的粉砕法や噂霧法に代表される溶湯粉化法が主に
採用されて、いる。

しかしこれらの方法は一般に能率が悪く、粒度分布が広
くなる。また装置の設備費や維持費が高くつく等の欠点
がある。また機械的粉砕においては粉塵や騒音等の環境
対策費も充分に考慮しなければならない。さらにはＭｇ
合金系は、Ｍｇが酸素との親和力が著しく大きいため、
上記一般的粉砕法は酸化燃焼の危険性を有することから
も不向きである。本発明の目的は、機械的粉砕法や落陽
粉化法等のような特別な装置を必要とせず、また粉末化
に必要とされる外部エネルギーを供給することなく、か
つ特別な集塵対策も必要としないで、安価なＭｇ−ＡＩ
系合金粉末を容易に得ることにある。

またＭｇ−山系合金の港製においても大気下あるいは大
気下フラックス被覆で容易に港製できることを目的とす
る。さらに本発明の他の目的はＭｇ−ＡＩ系合金粉末を
鉄鋼の脱酸及び脱硫用として使用した場合に、有害元素
であるＰの含有量を該合金の自然崩壊に必要な最底限の
量に抑えることである。

本発明者は特定の組成領域のＭｇ−ＡＩ系合金に湯にＰ
を添加溶解させ、冷却凝固後大気下に放しておくだけで
自然に崩壊し、粉末化することを詳細な実験により確認
し、本発明に到達した。

合金組成を添付のＭｇ−Ｎ−Ｓｉ系３元状態図で示すと
図１のＡ，Ｂ，Ｃ，Ｄ，Ｅに囲まれた領域内である。こ
の図において、各線上の組成を含む。従って、Ａ，Ｂ線
上はＭｇ−山の二成分系、その他はＭｇ−ＡＩ−Ｓｉの
三成分系となる。またこの図には表わせれてないが、こ
れらの合金組成において、Ｆｅを含有させると崩壊現象
を促進させる傾向があり、そして合金粉末を鉄鋼の脱硫
及び脱酸剤等に使用する場合にＦｅは存在していても何
ら差支えないので、Ｆｅを含有させてもよい。しかしあ
まり多過ぎると合金粉末の価値が下がるので３０％まで
が適当である。即ち、本発明の第１はＡＩ３５〜７０％
（重量％、以下同じ）、Ｍｇ３０〜６５％からなる合金
熔湯にＰを３．０％以下添加、溶解後冷却凝固、吸湿さ
せることからなり、本発明の第２は、ＡＩ３５〜７０％
，Ｍｇ３０〜６５％および、Ｆｅ３０％以下からなる合
金溶湯にＰを３．０％以下添加、溶解後冷却凝固、吸湿
させることからなり、本発明の第３図は添付図面の三元
状態図のＡ（ＡＩ３５％，Ｍ範５％），８（山７０％，
Ｍｇ３０％），Ｃ（針３０％，Ｍｇ３０％，Ｓｉ４０％
），Ｄ（ＡＩｌＯ％，Ｍｇ５０％，Ｓｉ４０％），Ｅ（
ＡＩｌＯ％，Ｍｇ６５％，Ｓｊ２５％）の領域内に囲ま
れた組成（但しＡ，Ｂ線上は含まず）、からなる合金港
湯にＰを３．０％以下添加、溶解後冷却凝固、吸湿させ
ることからなり、本発明の第４は、添付図面の三元状態
図のＡ（ＡＩ３５％，Ｍ雛５％）、Ｂ（ＡＩ７０％，Ｍ
ｓ３０％），Ｃ（ＡＩ３０％、Ｍｇ３０％，Ｓｉ４０％
），Ｄ（ＡＩｌＯ％，Ｍｇ５０％，Ｓｉ４０％），Ｅ（
ＮＩＯ％，Ｍｇ６５％，Ｓｉ２５％）の領域に囲まれた
組成（但しＡ，Ｂ線上は含ます）及びＦｅ３０％以下か
らなる合金溶湯にＰを３．０％以下添加、溶解後冷却凝
固、吸湿させることからなる。

本発明のような崩壊粉末化現象についての報告はＦｅ−
ＡＩ系、Ｆｅ−Ｓｉ系およびＦｅ−Ｎ−Ｓｉ系について
わずかになされている程度であり、Ｍｇ合金系について
の報告は見当らないのが現状である。

本発明は種々の組成のＭｇ−ＡＩ系合金について自然崩
壊粉末化現象を詳細に解明した結果、Ｍｇ−ＡＩ系合金
の自然崩壊粉末化をもたらす直後の駆動力は凝固後のＭ
ｇ−山系合金中に固溶したＰの大部分が大気中の湿気と
反応して発生するＰＨ３ガスであることを見出した。一
方Ｐを溶解させても凝固後全く崩壊しないＭｇ−ＡＩ系
合金溶湯の組成領域が存在し、両者の相違には凝固後の
合金を構成している相が関与していることを見出した。
すなわちＭｇ−ＡＩ系合金溶湯にＰを溶解させた場合、
凝固後大気中放置で目崩壊粉末化する組成領域の合金は
、凝固後の合金相の主相が、Ｍｇぶｉあるいは山２Ｍ＆
あるいはＡＩＭｇ等の金属間化合物相であるため合金自
体が非常に脆い性質を有しており、目崩壊粉末化しない
組成領域の合金は、もともと展延性の高いＡＩやＭｇが
独立相として、合金相の主体を示めるものであることを
見出したものである。また粉末化の粉末の粒度は、Ｍｇ
−ＡＩ系合金溶湯に溶解させるＰの添加量を増すことに
より細粒化するが、ある量以上添加しても粉化後の合金
粉末中に残留団溶するＰの量が増加するだけであり、鉄
鋼用の脱硫及び脱酸剤として使用する場合に好ましくな
く、３．０以上のＰの添加は不必要であることを見出し
た。

Ｐの添加量の下限は得られる粉末の粒度が大きくてもよ
い場合はかなり低くてもよいが、崩壊に時間がかかる等
から工業的には０．５％位が適当である。本発明の特徴
の一つは自崩壊粉化後の粉末の粒度分布が狭い範囲に収
束しており、その収束された粒度のコントロールが添加
Ｐ量の増減により容易に実施出来ることである。

さらには、より安価なＭｇ−ＡＩ−Ｓｉ合金粉末を作る
ためには、溶製面において大気下もしくは大気下フラッ
クス溶解が出来ることが望ましく、Ｓｉ含有量の高いＭ
ｇ−Ｎ−Ｓｉ合金溶湯では溶解温度が高くなり、Ｍｇの
酸化燃焼を抑えることが出来ず、従ってＳｉの含有量の
増加による溶製上に制約を受けることも見出した。

以上の現象から本発明の自崩壊性Ｍｇ−ＡＩ系合金粉末
を得るためには、図１のＡＢＣＤＥ領域内のＭｇ−ＡＩ
、もしくはＭｇ−ＡＩ−Ｓｉ合金溶湯又はこれらにＦｅ
を３０％以下含有させた合金溶湯にＰを最大３％溶解さ
せることにより、凝固後大気中で放置するだけで容易に
得られるものである。

図１のＭｇ−ＡＩ−Ｓｉ合金溶傷組成の限定理由を凝固
後の合金相の関係からさらに説明を加えると以下のよう
になる。

図中ＡＢ線上はＭｇ−ＡＩの二元系であり、金属間化合
物相として■点の組成比のＡＩ２Ｍｇ３相または、■点
の組成比を有するＡＩＭｇ相が主成するため合金は脆く
Ｐにより自崩壊粉末化する。

しかし■点の組成よりＭｇが過剰な組成ではＭｇが独立
相として生成し、また■点の組成よりＮが過剰な組成で
はＡＩ相が独立相として生成するため、ＭｇあるいはＡ
Ｉ本来の展延性により目崩壊粉末化が抑えられる傾向に
なる。従って容易に目崩壊性Ｍｇ−ＡＩ合金粉末を得る
ためにはＡ，Ｂ点が限度であるのでその組成範囲をＡ，
Ｂ線上に限定した。また、これにＦｅを３０％以下含有
した組成も本発明に含まれる。

次にＳｉが入ったＭｇ−ＡＩ−Ｓｉ合金熔湯の凝固後の
相は、＠点の組成比を有する金属間化合物のＭｇ２Ｓｉ
相が優先的に生成する。

このため図１のＭｇ−Ｎ−Ｓｉ合金溶湯の凝固後の相は
、Ｍ＆Ｓｉ相の化学量論比を示す■，■線により大きく
３分割される。すなわち■，■線上ではＭｇはすべてＭ
ｇ２Ｓｉ大目として固定されＡＩは独立相として生成す
る。それに対して、■■線より左上の領域では、過剰の
ＭｇはＡＩとの金属間化合物である山ＭｇまたはＮ２Ｍ
＆相と生成し、残りのＮは独立相となる。逆に＠，■線
より右下の領域では過剰なＳｉはＮとの２元合金として
凝固するするため、Ｓｉ含有量の高いほど過共晶となり
、初晶のＳｉが板状に生成することになる。従って凝固
後のＭｇ−Ｍ−Ｓｉ合金の脆さは展延性の高いＡＩ及び
Ｍｇ単独相の生成量に支配されることになる。すなわち
、まづ■，■線上の組成のＭｇ−Ｎ−Ｓｉ合金溶湯にお
いては、■点に近づくほど凝固時に生成するＡＩ単独相
が増加するため、自崩壊粉末化は抑えられる傾向となり
、その崩壊性よりＭｇ含有量３０％が最底限界である。
逆に■点方向では凝固後の合金相はＭ＆Ｓｉ相が主相と
なるため脆性は増加し、自崩壊性の面では良好となるが
、溶製温度が高くなるため大気中の溶製が困難となりＡ
Ｉ含有量１０％以上が必要となる。

次に＠，■線より左上の領域においてはＭｇ２Ｓｉ相以
外にＮの金属間化合物であるＡＩＭｇあるいはＡＩ２Ｍ
＆相が生成するため合金の脆性は■，■線上の組成の合
金よりも大となるが、ＡＩ含有量の増加によるＡＩ単独
相の増加及びＭｇ含有量の増加によるＭｇ単独相の増加
から目崩壊粉末化に制約があり、Ｍｇ−ＡＩ−Ｓｉ合金
溶湯の組成領域をＡＢＦＧＥに限定した。また＠，■線
より右下の領域においてはＳｉ含有量が増すほど板上Ｓ
ｊの生成により凝固後の脆性は＠，■線上の組成の合金
より大となるが、融点が高くなり大気下における溶製面
から制約を受け、Ｍｇ−ＡＩ−Ｓｉ合金落陽の組成領域
をＦＣＤＧに限定した。以上より本発明ではＭｇ−ＡＩ
系合金の組成領域を図１のＡＢＣＤＥで囲まれた領域と
した。

またこれにＦｅを３０％以下含有した組成も本発明に含
まれる。これらの合金の溶製は誘導溶解炉等を用い大気
化あるいはフラックス被覆大気下で容易に行うことが出
来る。ＡＩやＭｇは再生塊等が使用出釆、またＳｉ源は
金属Ｓｉ、或いはＦｅＳｉ合金などを用いることが出来
る。合金溶湯に対するＰの溶解はリン化鉄等を用いて行
うのが適当である。冷却凝固後は塊体をそのまま、或い
は適当に破砕し、大気中に放置して吸湿させれば自然に
崩壊する。崩壊を急ぐ場合は水を散布したり、水蒸気処
理を行なうとか水中に浸潰させて吸湿崩壊さすことも可
能である。実施例 １ Ｍｇ地金（９９．９％Ｍｇ）４＄邦とＡＩ地金（９９．
９％山）６碇部を高周波譲導炉を用いて大気雰囲気下で
１０ｋｇを熔解した後、熔湯量に対し１．５％のＰをＦ
ｅ−Ｐ合金（２８％Ｐ）で添加して溶融させた。

所定時間保持後黒鉛鋳型に鋳造凝固させ、大気中に一昼
夜放置することにより下記品質の粉末を９．５ｋｇ得た
。品 位 （発） 粒度 また他の条件は一定とし、Ｐの添加量を３．０％と倍に
することにより、より微細な下記品質の粉末を９７ｋｇ
得た。

品 位 （％） 粒度 実施例 ２ Ｍｇ再生魂（９０％Ｍｇ，９％ＡＩ）５礎部、ＡＩ再生
魂（９０％Ｎ，４％Ｍｇ）２７部及びＦＳｉ２号（７５
％Ｓｉ）２３部を高周波誘導炉を用いて大気下でフラッ
クスを薄く被覆して１０ｋｇを溶解した後、溶湯量に対
し１．５％のＰをＦｅ−Ｐ合金（２８％Ｐ）で添加溶融
させた。

所定時間保持した後黒鉛型に鋳造し、大気下で一昼夜放
置し下記品質の粉末を９ｋｇ得た。

品 位 （％）粒度 尚実施例１及び２においてＦｅ−Ｐ合金およびＦＳｉ２
号より合金中に入るＦｅは優先的に金属間化合物である
Ｆｅｎ３相を生成するため、本発明の目的に対しては合
金の脆性を増すものであり、何ら支障をきたすものでな
い。

実施例 ３ Ｍｇ地金（９９．９％Ｍｇ）５礎部と山地金５礎部を高
周波誘導炉を用いて大気中フラックス被覆下で１０ｋ９
熔解した後、熔湯量に対して３％のＰをアルミ箔に包ん
だ黒燐を溶湯中に押し込むことにより添加した。

添加後速かに黒鉛鋳型に鋳造凝固させ、大気中に一昼夜
放置することにより下記品質の粉末９．５ｋ９を得た。
品位（略） 粒度 実施例 ４ Ｍｇ地金（９９．９％Ｍｇ）５０部、金属Ｓｉ（９８％
Ｓｉ）３碇部及びＡＩ地金２礎都を高周波誘導炉を用い
て大気下フラックス被覆下にて１０ｋ９を溶解した。

溶湯量に対して３％のＰをアルミ箔につりんだ黒燐を溶
濠中に押し込むことにより添加後、速やかに黒鉛型に鋳
造し、大気下で一昼夜放置することにより下記品質の粉
末９．６ｋ９を得た。品位（％） 粒度

【図面の簡単な説明】

図１は本発明のＭｇ−ＡＩ−Ｓｉ合金に組成比の領域を
示すものである。 図において領域ＡＢＣＤＥ：本発明Ｍｇ−Ｎ−Ｓｉ合金
組成領域、■：金属間化合物Ｍ史ｉ相の組成点、■点：
金属間化合物山２Ｍ＆相の組成点、■点：金属間化合物
山Ｍｇ相の組成点、■■線：金属間化合物Ｍ＆Ｓｉ相の
化学量論比を示すＭｇ／Ｓｉ＝１．７１の直線。 函ｌ

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ Ａｌ３５〜７０％、Ｍｇ３０〜６５％からなる合金
   溶湯にＰを３．０％以下添加、溶解後冷却凝固、吸湿さ
   せることにより自然崩壊させることを特徴とするＭｇ−
   Ａｌ系合金粉末の製造法。 ２ Ａｌ３５〜７０％、Ｍｇ３０〜６５％、Ｆｅ３０％
   以下からなる合金溶湯にＰを３．０％以下添加、溶解後
   冷却凝固、吸湿させることにより自然崩壊させることを
   特徴とするＭｇ−Ａｌ系合金粉末の製造法。 ３ 三元状態図のＡ（Ａｌ３５％，Ｍｇ６５％），Ｂ（
   Ａｌ７０％，Ｍｇ３０％），Ｃ（Ａｌ３０％，Ｍｇ３０
   ％，Ｓｉ４０％），Ｄ（Ａｌ１０％，Ｍｇ５０％，Ｓｉ
   ４０％），Ｅ（Ａｌ１０％，Ｍｇ６５％，Ｓｉ２５％）
   に囲まれた領域内の組成（但し、Ａ，Ｂ線上は含まず）
   からなる合金溶湯にＰを３．０％以下添加、溶解後冷却
   凝固、吸湿させることを特徴とするＡｌ−Ｍｇ系合金粉
   末の製造法。 ４ 三元状態図のＡ（Ａｌ３５％，Ｍｇ６５％），Ｂ（
   Ａｌ７０％，Ｍｇ３０％），Ｃ（Ａｌ３０％，Ｍｇ３０
   ％，Ｓｉ４０％），Ｄ（Ａｌ１０％，Ｍｇ５０％，Ｓｉ
   ４０％），Ｅ（Ａｌ１０％，Ｍｇ６５％，Ｓｉ２５％）
   に囲された領域内の組成（但し、Ａ，Ｂ線上は含まず）
   、及びＦｅ３０％以下からなる合金溶湯にＰを３．０％
   以下添加、溶解後冷却凝固、吸湿させることを特徴とす
   るＡｌ−Ｍｇ系合金粉末の製造法。