JP2010012470A

JP2010012470A - 過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金の鋳造方法及び鋳塊

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Publication number: JP2010012470A
Application number: JP2008171838A
Authority: JP
Inventors: Kaoru Sugita; 薫杉田; Eikichi Sagisaka; 栄吉鷺坂
Original assignee: Nippon Light Metal Co Ltd
Current assignee: Nippon Light Metal Co Ltd
Priority date: 2008-06-30
Filing date: 2008-06-30
Publication date: 2010-01-21
Anticipated expiration: 2028-06-30
Also published as: JP5157684B2

Abstract

【課題】初晶Ｓｉを微細化することができ且つ初晶Ｓｉを均一に分布させることのできる過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金の鋳造方法を提供する。また、初晶Ｓｉが微細化され且つ均一に分布している過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金の鋳塊を提供する。
【解決手段】初晶Ｓｉ微細化剤を含有するＡｌ−Ｓｉ系合金の溶湯１を、ホットトップ部２の断熱湯溜部３から急冷鋳型４へ送って冷却凝固し、過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金の鋳塊Ｂを製造する。断熱湯溜部３の溶湯吐出口６と急冷鋳型４の溶湯導入口７とは連続しており、溶湯吐出口６よりも溶湯導入口７が大径とされているため、急冷鋳型４と接するホットトップ部２の下端面が溶湯導入口７内に露出し、露出した下端面により庇部８が形成される。この庇部８の幅ｄは１ｍｍ以上１０ｍｍ以下である。急冷鋳型４で冷却される溶湯１における液相線温度から共晶温度に至るまでの凝固時間は３秒以内である。
【選択図】図１

Description

本発明は、初晶Ｓｉが微細化され且つ均一に分布している過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金の鋳塊及びその鋳造方法に関する。

過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金は、熱膨張係数が小さく、耐熱性にも優れている。また、溶湯が凝固する際に高硬度で高剛性の初晶Ｓｉが晶出するため、耐摩耗性と剛性に優れ、ピストン、クランクケース、ブレーキドラム、シリンダーライナー、半導体製造用搬送装置、工作機械部品等の軽量化を目的として、従来の鉄鋳物を代替して使用されている。ところが、過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金は、初晶Ｓｉが大きく成長した鋳造組織になり易いので、この状態で塑性加工や切削加工を施すと、初晶Ｓｉとアルミニウムマトリックスの界面等に亀裂が入り、機械的性質が低下するおそれがある。また、この初晶Ｓｉが均一に分布しておらず、分布に粗密乃至偏りのある偏析状態が生じていても、機械的性質が低下するおそれがある。

この初晶Ｓｉは、溶湯に初晶Ｓｉ微細化剤を添加して鋳造したり、鋳造の際に溶湯を急冷凝固することによって微細化することができるが、初晶Ｓｉの偏析状態を均一にする方法は未だ見出されていない。
例えば、特許文献１には、初晶Ｓｉ微細化剤としてＰ、Ｃａを含有させ、ＰとＣａとの質量比Ｐ／Ｃａを調整したＡｌ−Ｓｉ系合金（Ｓｉの含有量は１３〜２１質量％）の溶湯をホットトップＤＣ（ＤｉｒｅｃｔＣｈｉｌｌ）鋳造し、初晶Ｓｉを微細化する技術が開示されている。

詳述すると、特許文献１の実施例８には、Ｓｉを１７質量％、Ｃｕを４．５質量％、Ｍｇを０．６質量％含有し、残部がＡｌである合金の溶湯を、溶湯温度７８０℃、速度１５０ｍｍ／分の鋳造条件でホットトップＤＣ鋳造法により鋳造して、直径９８ｍｍの鋳塊を製造した例が開示されている。そして、Ｐの含有量が５８ｐｐｍ、Ｃａの含有量が１ｐｐｍの場合は、鋳塊の初晶Ｓｉの粒径は４５μｍとなり、Ｐの含有量が６１ｐｐｍ、Ｃａの含有量が１７ｐｐｍ、Ｐ／Ｃａが３．２の場合は、鋳塊の初晶Ｓｉの粒径は１８μｍとなっている。
また、特許文献１の図１１には、Ｓｉの含有量が２３質量％、Ｐの含有量が６０〜８０ｐｐｍ、Ｃａの含有量が５０〜８０ｐｐｍの場合は、初晶Ｓｉは微細化されるものの粒径は３０μｍ程度であることが説明されている。
特許第２７３０４２３号公報

しかしながら、特許文献１においては、初晶Ｓｉ微細化剤としてＰ、Ｃａを含有させたり、Ｐ／Ｃａを調整したりして、初晶Ｓｉを微細化させる技術が開示されているものの、初晶Ｓｉの分布状態には言及されていない。
そこで、本発明は、上記のような従来技術が有する問題点を解決し、初晶Ｓｉを微細化することができ且つ初晶Ｓｉを均一に分布させることのできる過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金の鋳造方法を提供することを課題とする。また、本発明は、初晶Ｓｉが微細化され且つ均一に分布している過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金の鋳塊を提供することを併せて課題とする。

本発明者らは、鋭意研究の結果、過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金の溶湯を凝固させる際に、固液共存状態の存在時間を可及的に短時間とし、固体と液体の相対的な移動を抑制すると（すなわち、Ｓｉを豊富に含有する溶湯が流動して、晶出した初晶Ｓｉに接近しにくいようにすれば）、初晶Ｓｉの偏析状態が小さくなるという知見を得て本発明を完成するに至った。
ここで固液共存状態とは、溶湯の温度が低下して液相線温度に到達した際に、初晶Ｓｉの晶出が始まるが、その初晶Ｓｉの固体と液相とが共存している状態を意味する。この固液共存状態で初晶Ｓｉは成長し、更に溶湯の温度が低下すると共晶温度に達し、共晶反応が起きると同時に初晶Ｓｉの成長も停止する。

すなわち、本発明の過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金の鋳造方法は、初晶Ｓｉ微細化剤を含有するＡｌ−Ｓｉ系合金の溶湯を、ホットトップ部から急冷鋳型へ送って冷却凝固し、過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金の鋳塊を製造するホットトップＤＣ鋳造法において、前記ホットトップ部の溶湯吐出口と前記急冷鋳型の溶湯導入口とを連続させ、前記溶湯吐出口よりも前記溶湯導入口の方を大きくすることにより、前記急冷鋳型と接する前記ホットトップ部の端面を前記溶湯導入口内に露出させ、この露出した端面により形成される庇部の幅を１ｍｍ以上１０ｍｍ以下とするとともに、前記急冷鋳型で冷却される前記溶湯における液相線温度から共晶温度に至るまでの凝固時間を３秒以内とすることを特徴とする。
このような鋳造方法によれば、微細な初晶Ｓｉが均一に分布した過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金を得ることができる。

なお、初晶Ｓｉ微細化剤の添加により、溶湯にＰを２０ｐｐｍ以上１３０ｐｐｍ以下含有させることが好ましく、Ｐを４０ｐｐｍ以上１３０ｐｐｍ以下含有させることがさらに好ましい。そうすれば、微細な初晶Ｓｉが均一に分布した過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金を、容易に得ることができる。また、初晶Ｓｉ微細化剤の添加により、溶湯にＰを２０ｐｐｍ以上１３０ｐｐｍ以下、Ｃａを６ｐｐｍ以上１３０ｐｐｍ以下含有させるとともに、ＰとＣａとの質量比Ｐ／Ｃａを０．６以上６以下に調整することがより好ましい。そうすれば、溶湯における液相線温度から共晶温度に至るまでの凝固時間を１０秒以内と遅くしても、微細な初晶Ｓｉが均一に分布した過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金を容易に得ることができる。
さらに、初晶Ｓｉ微細化補助剤の添加により、溶湯にＭｇ，Ｓｒ，及びＢａの少なくとも１種を含有させてもよい。初晶Ｓｉ微細化補助剤を添加した場合は、Ｍｇ，Ｓｒ，及びＢａの含有量をそれぞれ０．５質量％以下とすることが好ましい。そうすれば、より微細な初晶Ｓｉが均一に分布した過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金を得ることができる。

また、本発明の過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金の鋳塊は、前述の過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金の鋳造方法により製造された鋳塊であって、表面から７ｍｍ内方の位置における初晶Ｓｉの偏析状態が偏析率０％であることを特徴とする。
このような構成の過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金の鋳塊は、優れた機械的性質や耐摩耗性を有している。特に、Ｓｉ含有量が２１質量％超過２７質量％以下である高Ｓｉ量の過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金の場合も、前述のような構成であれば、優れた機械的性質や耐摩耗性を備えている。

本発明の過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金の鋳造方法は、初晶Ｓｉが微細化され且つ均一に分布している過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金の鋳塊を、容易に製造することができる。また、本発明の過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金の鋳塊は、優れた機械的性質や耐摩耗性を有している。

アルミニウム合金の鋳造法は種々開発されているが、生産性に優れた方法として、以下のようなＤＣ鋳造法が実用に供されている。すなわち、内壁面を水冷した急冷鋳型内に樋で導いた溶湯を注ぎ、該溶湯を急冷鋳型の内壁面で冷却凝固させるとともに、凝固直後の鋳塊を下方又は側方へ順次引き出し、そこに冷却水を噴射して急冷するという鋳造法である。このような方法により、中実状又は中空状（管状）の鋳塊が得られる。

該ＤＣ鋳造法においては、樋で導かれた溶湯が急冷鋳型内に直接注湯されるため、凝固終了まで溶湯が激しく流動するので、溶湯の漏れ防止のために、通常は急冷鋳型の高さ（鋳塊の引き出し方向の長さ）を高くする（例えば８０ｍｍ）。そのため、急冷鋳型に接して凝固する部分の厚さも厚く、しかも凝固収縮により生じる急冷鋳型と鋳塊との間の空隙区間も長くなり、その結果、鋳塊の一部が再溶解を起こして組織的均一性に欠ける、溶湯の流動パターンが鋳塊の凝固組織に反映して結晶粒のサイズの粗細が生じるなどの問題が発生し、製品の均一性乃至歩留まりを損ねることになる。

このような溶湯の急冷鋳型内での流動を小さくする鋳造方法として、断熱湯溜部を有するホットトップ部を前記構造の急冷鋳型の上部に設けたホットトップ連続鋳造法があり、高品質の鋳塊の製造に供されている。すなわち、該ホットトップ連続鋳造法によれば、樋で導いた溶湯をホットトップ部の断熱湯溜部に一旦滞留させて溶湯の流動を抑制できるので、急冷鋳型内の溶湯の流動はかなり制限され、その結果、結晶粒のサイズの粗細差が小さくなる。しかも、溶湯温度も低くすることができるので、急冷鋳型の高さも低くでき、急冷鋳型に接して凝固する部分や急冷鋳型からの抜熱により凝固する部分が再溶解して生じる再溶解層も薄く、均一な表層の鋳塊が得られる。また、溶湯の流動パターンから生じる粗細のばらつきも小さくでき、製品の均一性乃至歩留まりを向上できる。

このようなことから、均一な表層を有する鋳塊を得るために、ホットトップ部の溶湯吐出口（すなわち、断熱湯溜部の内径）よりも急冷鋳型の溶湯導入口（すなわち、急冷鋳型の内径）の方が大きくされており、急冷鋳型と接するホットトップ部の端面を溶湯導入口内に露出させ、この露出した端面により庇部が形成されている。そして、庇部の幅（径方向長さ）は１４〜２０ｍｍ程度に設定されている。さらに、ホットトップ部と急冷鋳型との間からガスを噴出させるような工夫も行なわれている。いずれにしても、断熱湯溜部と急冷鋳型とを備えたホットトップＤＣ鋳造装置では、上記のような庇部を有する構造は必須であり、避けることができない。

一方、Ｓｉを１２．７質量％以上含有する過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金においては、加工性を付与するためには初晶Ｓｉを微細化することは必須であり、そのために初晶Ｓｉ微細化剤の添加が行われている。例えば、Ｐ及びＣａを適量含有させ、ＰとＣａとの質量比Ｐ／Ｃａを調整する必要があることは公知である。そこで、本発明者らは、過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金における初晶Ｓｉの晶出と成長について下記のように考察した。

なお、過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金の「系」とは、Ａｌ−Ｓｉの２元系の合金だけでなく、強度、耐熱性、加工性、耐摩耗性、高剛性、その他の特性を付与するために他種の元素を含有させた３元系以上の合金を含むことを意味する。添加可能な元素としては、例えば、Ｃｕ，Ｍｇ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｚｎ，Ｆｅ，Ｚｒ，Ｔｉがあげられる。そして、その含有量は、例えば、Ｃｕは６質量％以下、Ｍｇは１．５質量％以下、Ｎｉは４質量％以下、Ｃｒは０．５質量％以下、Ｍｎは２．０質量％以下、Ｚｎは１．０質量％以下、Ｆｅは１．０質量％以下、Ｚｒは０．４質量％以下、Ｔｉは０．３質量％以下である。

（１）溶湯の凝固時間を短くすると、初晶Ｓｉの成長を抑制することができる。溶解しているＳｉは状態図の液相線温度に到達してはじめて初晶Ｓｉとして晶出するから、この凝固時間とは、溶湯が液相線温度から共晶温度に至るまでの時間である。つまり、凝固時間の開始温度は、急冷鋳型に注がれる直前の溶湯の温度ではなく、液相線温度である。このように、溶解しているＳｉは、液相線温度と共晶温度との間で結晶核（初晶Ｓｉや初晶Ｓｉ微細化剤（例えばＡｌ−Ｐ化合物））に晶出し成長するものと考えられるから、溶湯の凝固時間を短くすれば、晶出した初晶Ｓｉの成長を抑制し初晶Ｓｉを微細化することができる。

（２）液相線温度と共晶温度との間（固液共存状態）において固体と液体の相対的な移動を抑えると、初晶Ｓｉが微細化され粗細差が小さくなり、且つ初晶Ｓｉの偏析状態が小さくなる。溶湯中に初晶Ｓｉが晶出すると、その周囲の溶湯のＳｉ含有量は少なくなる。初晶Ｓｉの結晶核の数が多ければ初晶Ｓｉは微細化される。溶湯が流動して、初晶Ｓｉの周囲の溶湯よりもＳｉ含有量の多い溶湯が先に晶出した初晶Ｓｉと接触すると、その時点で溶湯中のＳｉが晶出し初晶Ｓｉが成長し粗大化すると思われる。従来のホットトップＤＣ鋳造装置のように庇部の幅が１４〜２０ｍｍであると、庇部直下では、溶湯が渦を巻いたり流れ込むなどして流動し、溶湯の拡散が生じるため、初晶Ｓｉの成長が促され、粗細の差が大きくなるものと思われる。また、一部の初晶Ｓｉは、溶湯の流束の変化域に遍在しやすいので、初晶Ｓｉが偏析状態になりやすいものと思われる。

これらの知見に基づいて本発明者らは本発明を完成するに至ったので、本発明に係る過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金の鋳塊及びその鋳造方法の実施の形態を、図面を参照しながら以下に詳細に説明する。図１は、過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金の鋳塊を製造するホットトップＤＣ鋳造装置の構造を説明する断面図である。
合金元素が常法により溶解され、必要に応じて脱滓、脱ガス処理が施されたＡｌ−Ｓｉ系合金の溶湯１が、図示しない保持炉に貯留されている。Ｓｉの含有量は、過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金を形成する量（約１３質量％以上）であるならば特に限定されるものではないが、２１質量％超過２７質量％以下が好ましい。また、Ａｌ−Ｓｉ系合金は、ＡｌとＳｉの２元系合金でもよいし、Ａｌ，Ｓｉの他にＣｕ，Ｍｇ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｚｎ，Ｆｅ，Ｚｒ，Ｔｉ等の他の合金元素を１種以上含む合金でもよい。

また、この溶湯１は、初晶Ｓｉ微細化剤を含有している。初晶Ｓｉ微細化剤の種類は特に限定されるものではないが、リン，リン含有合金，又はリン化合物が好ましく、リン，リン含有合金，又はリン化合物とカルシウム含有合金又はカルシウム化合物との両方を用いることがより好ましい。リン含有合金としては、Ａｌ−Ｐ，Ｃｕ−Ｐ，Ｆｅ−Ｐ，Ｎｉ−Ｐ等があげられ、リン化合物としてはリン酸塩，五塩化リン等があげられる。

初晶Ｓｉ微細化剤としてリン，リン含有合金，又はリン化合物を使用する場合には、初晶Ｓｉ微細化剤としての効果を考えると、Ｐの含有量（初晶Ｓｉ微細化剤のうちＰのみの質量により算出した含有量、以降も同様である）は２０ｐｐｍ以上１３０ｐｐｍ以下であることが好ましい。また、初晶Ｓｉ微細化剤としてリン，リン含有合金，又はリン化合物とカルシウム含有合金又はカルシウム化合物との両方を使用する場合には、初晶Ｓｉ微細化剤としての効果を考えると、Ｐの含有量は２０ｐｐｍ以上１３０ｐｐｍ以下、Ｃａの含有量は６ｐｐｍ以上１３０ｐｐｍ以下で、さらにＰとＣａとの質量比Ｐ／Ｃａは０．６以上６以下であることが好ましい。

さらに、初晶Ｓｉ微細化剤とともに初晶Ｓｉ微細化補助剤を用いてもよい。初晶Ｓｉ微細化補助剤としては、金属マグネシウム，マグネシウム含有合金，マグネシウム化合物，金属ストロンチウム，ストロンチウム含有合金，ストロンチウム化合物，金属バリウム，バリウム含有合金，及びバリウム化合物の少なくとも１種が好ましい。初晶Ｓｉ微細化補助剤を使用する場合には、初晶Ｓｉ微細化補助剤としての効果を考えると、Ｍｇ，Ｓｒ，Ｂａの含有量はそれぞれ０．５質量％以下であることが好ましい。

なお、初晶Ｓｉ微細化剤としてリン，リン含有合金，又はリン化合物とカルシウム含有合金又はカルシウム化合物との両方を使用する場合においては、その使用効果を高めるためには、カルシウム含有合金又はカルシウム化合物の溶湯１への添加時期は鋳造直前が好ましい。添加後の保持時間が長くなると、Ｃａ−Ｐ化合物が成長して初晶Ｓｉの結晶核となるＡｌＰ化合物の形成が妨げられ、初晶Ｓｉ微細化性能が低下するためと思われる。

前記保持炉内の溶湯１は、樋１０を通してホットトップＤＣ鋳造装置のホットトップ部２に供給される。ホットトップ部２はセラミックス製であるとともに、円柱形の空間である断熱湯溜部３を有しており、溶湯１はこの断熱湯溜部３内に貯留される。このとき、樋１０の下流側端部における湯面Ｍ１と断熱湯溜部３内の湯面Ｍ２は、略同一高さとする。また、断熱湯溜部３内への単位時間当たりの溶湯１の流れ込み量を小さくするために、樋１０の内法を大きくしてもよい。さらに、必要に応じて、フィルタを使用して溶湯１から介在物を除去してもよい。なお、溶湯１の保温が可能で且つ高温の溶湯１により溶解，変質等が生じないならば、ホットトップ部２の材質はセラミックスに限定されるものではない。また、断熱湯溜部３の形状は円柱形に限定されるものではなく、角柱形等の他の形状でもよい。

ホットトップ部２の下方には急冷鋳型４が設置されており、両者２，４は接触している。急冷鋳型４は金属製でドーナツ状をなしており、その円柱状の中心孔５内に断熱湯溜部３内の溶湯１が送られるようになっている。また、急冷鋳型４の内部は空洞となっていて、冷却水１１が循環されており、この冷却水１１で冷却された急冷鋳型４の中心孔５の内壁面によって溶湯１が冷却されるようになっている。なお、水以外の冷媒を冷却水１１の代わりに用いてもよい。

断熱湯溜部３の下端の開口部である溶湯吐出口６と、急冷鋳型４の中心孔５の上端の開口部である溶湯導入口７とは同心に配され且つ連続しており、溶湯吐出口６の直径よりも溶湯導入口７の直径の方が大径とされているため、急冷鋳型４と接するホットトップ部２の下端面の一部が溶湯導入口７内に露出しており、この露出したドーナツ状の下端面により庇部８が形成されている。そして、この庇部８の幅ｄ（径方向長さ）は、１ｍｍ以上１０ｍｍ以下とされている。

急冷鋳型４の中心孔５内に導入された溶湯１は、中心孔５の内壁面で急冷され凝固し、これによりシェル１２が形成される。急冷鋳型４には、急冷鋳型４内の冷却水１１を鋳塊Ｂの表面に噴射する放水口１３が設けられているので、鋳造開始時には急冷鋳型４内に位置している図示しない受台を下方に移動させ、下方に引き出された鋳塊Ｂに冷却水１１を噴射して冷却することにより、過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金の鋳塊Ｂを連続して鋳造することができる。

このとき、溶湯１が冷却され液相線温度に到達すると、初晶Ｓｉが晶出し固液共存状態となり、さらに冷却されて共晶温度に到達すると凝固が完了するが、液相線温度から共晶温度に至るまでの凝固時間が所定時間以内となるように、冷却速度を制御して鋳造を行う。この所定時間は、初晶Ｓｉ微細化剤として例えばリン，リン含有合金，又はリン化合物を使用した場合は３秒であり、初晶Ｓｉ微細化剤としてリン，リン含有合金，又はリン化合物とカルシウム含有合金又はカルシウム化合物との両方を使用した場合は１０秒である。前記凝固時間が前記所定時間以内となるように冷却速度を速くするためには、鋳造速度を速くする、急冷鋳型４の高さ（鋳塊Ｂの引き出し方向の長さ）を小さくする、溶湯１の温度を高くする等の手段が考えられる。

なお、図１に示してある点線Ｌ₁は、温度が液相線温度である部分を示し、実線Ｌ₂は、温度が共晶温度ある部分を示す。よって、点線Ｌ₁よりも上方の部分は、初晶Ｓｉが晶出していない液相部分であり、点線Ｌ₁と実線Ｌ₂との間の部分は、初晶Ｓｉが晶出し固液共存状態となっている部分であり、実線Ｌ₂の下方の部分は、凝固が完了した部分である。

このようにして鋳造を行えば、初晶Ｓｉが微細化され且つ均一に分布している過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金の鋳塊Ｂを製造することができる。すなわち、冷却速度が速く溶湯１の凝固時間が短いので、初晶Ｓｉが成長しにくく、その結果、初晶Ｓｉが微細化される。また、庇部８の幅ｄが短いので、溶湯１の流動が生じにくく、その結果、初晶Ｓｉの粗細の差が小さくなるとともに、初晶Ｓｉが偏析状態になりにくい。例えば、鋳塊Ｂの偏析状態を調べるため、表面から７ｍｍ内方の位置における初晶Ｓｉの偏析率を測定すると、０％であった。この鋳造方法によれば、上記と同様に初晶Ｓｉが微細化され且つ均一に分布している過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金の鋳塊を製造することができる。
このような過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金の鋳塊Ｂは、優れた機械的性質や耐摩耗性を有しているので、押出加工や切削加工することが容易であり、また、ピストン、クランクケース、ブレーキドラム、シリンダーライナー、半導体製造用搬送装置、工作機械部品等の部材として好適に使用することができる。

〔実施例〕
以下に、実施例を示して、本発明をさらに具体的に説明する。表１に示すような組成のＡｌ−Ｓｉ系合金の溶湯を準備した。なお、残部はＡｌ及び不可避の微量不純物である。また、表１中の数値の単位である％及びｐｐｍは、いずれも質量基準である。さらに、表１中の「−印」は微量不純物レベルの量であることを示す。

そして、その溶湯を用いて、前述した本実施形態とほぼ同様のホットトップＤＣ鋳造装置及び鋳造方法により鋳造を行った。その際には、庇部の幅、鋳造速度（鋳塊の下方への引き出し速度) 、及び凝固時間を種々変えて鋳造し、得られた過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金の鋳塊の初晶Ｓｉの平均粒径（μｍ）、初晶Ｓｉの粒径の標準偏差（σ) 、初晶Ｓｉの偏析状態を測定した。これらの測定方法を以下に示す。

＜凝固時間の測定方法について＞
図１に示すように、金属線に固定した熱電対２０を断熱湯溜部内に挿入し、鋳塊の鋳造と共に下降するように設定することにより、鋳塊の表面から７ｍｍ内方の位置の温度を測定した。そして、冷却曲線を作図して、凝固開始点から共晶温度に達するまでの時間を算出して、液相線温度から共晶温度に至るまでの時間とした。表面から７ｍｍ内方の位置を測定位置としたのは、庇部の下方又はその近傍に位置しており、庇部の効果を把握できる位置であるからである。

＜初晶Ｓｉの平均粒径及び初晶Ｓｉの粒径の標準偏差の測定方法について＞
鋳塊の表面から７ｍｍ内方の位置の鋳造組織を金属顕微鏡で観察し、観察写真をカールツァイス社製ＫＳ４００画像解析装置で解析した。画像解析の条件として、測定面積を０．９８ｍｍ²とするとともに、円相当径５μｍ以下のものは共晶Ｓｉと判断して解析から除外した。
そして、重なり合う初晶Ｓｉを分離して測定するため、縮退処理を１回、膨張処理を１回それぞれ行い、さらに重なり合う初晶Ｓｉの重なり合う部分を手動で切り離し、個々の面積から初晶Ｓｉの円相当径を計算し、平均値と標準偏差とを求めた。

＜初晶Ｓｉの偏析状態の測定方法について＞
前記のようにして測定した粒径が５μｍを超える初晶Ｓｉが２個以下と判断された部分を、楕円形で近似した。そして、該楕円の短径が２００μｍ以上のものの面積の合計値を測定面積で除した値（初晶Ｓｉのない面積の占有率) を偏析率とした。
＜測定結果の判定方法について＞
偏析率が０％で、且つ、初晶Ｓｉの円相当径の平均値が３０μｍ以下のものを合格とし、各表においては○印を表示した。そして、そうでないものを不合格とし、×印を表示した。

次に、測定結果について説明する。表２に、Ｓｉの含有量が２２質量％であるＡｌ−Ｓｉ系合金の溶湯から直径５７ｍｍの鋳塊を鋳造した場合の各種鋳造条件及び測定結果を示す。

試料Ｎｏ．１〜３は、庇部の幅を１０ｍｍ以下と短くし且つ凝固時間を１０秒以内と短くしたので、初晶Ｓｉの平均粒径が３０μｍ以下と微細で、偏析率が０％と均一分散していることが判る。一方、庇部の幅が長い試料Ｎｏ．４，５は、偏析率が１１％及び２１％で均一分散していないことが判る。また、凝固時間が長い試料Ｎｏ．６は、初晶Ｓｉの平均粒径が大きく初晶Ｓｉが粗大化していることが判る。
表３に、Ｓｉの含有量が２７質量％であるＡｌ−Ｓｉ系合金の溶湯から直径５７ｍｍの鋳塊を鋳造した場合の各種鋳造条件及び測定結果を示す。

試料Ｎｏ．７〜９は、庇部の幅を短くし且つ凝固時間を短くしたので、初晶Ｓｉの平均粒径が３０μｍ以下と微細で、偏析率が０％と均一分散していることが判る。一方、庇部の幅が長い試料Ｎｏ．１０，１１は、偏析率が１７％及び２７％で均一分散していないことが判る。また、凝固時間が長い試料Ｎｏ．１２は、初晶Ｓｉの平均粒径が大きく初晶Ｓｉが粗大化していることが判る。
表４に、Ｓｉの含有量が２４質量％であるＡｌ−Ｓｉ系合金の溶湯から直径９７ｍｍの鋳塊を鋳造した場合の各種鋳造条件及び測定結果を示す。

試料Ｎｏ．１３〜１５は、庇部の幅を短くし且つ凝固時間を短くしたので、初晶Ｓｉの平均粒径が３０μｍ以下と微細で、偏析率が０％と均一分散していることが判る。また、初晶Ｓｉ微細化補助剤によるＭｇを含有する試料Ｎｏ．１６，１７は、初晶Ｓｉの平均粒径がさらに微細で、偏析率が０％で均一分散していることが判る。これらの結果から、初晶Ｓｉ微細化補助剤の効果が奏されていることが判る。

一方、庇部の幅が長い試料Ｎｏ．１８，１９は、偏析率が１５％及び２２％で均一分散していないことが判る。また、凝固時間が長い試料Ｎｏ．２０は、初晶Ｓｉの平均粒径が大きく初晶Ｓｉが粗大化していることが判る。
表５に、Ｓｉの含有量が１７質量％であるＡｌ−Ｓｉ系合金の溶湯から直径９７ｍｍの鋳塊を鋳造した場合の各種鋳造条件及び測定結果を示す。

試料Ｎｏ．２２〜２４は、庇部の幅を短くし且つ凝固時間を短くしたので、初晶Ｓｉの平均粒径が３０μｍ以下と微細で、偏析率が０％と均一分散していることが判る。一方、庇部の幅が長い試料Ｎｏ．２６，２７は、偏析率が１９％及び３１％で均一分散していないことが判る。
試料Ｎｏ．２５は、初晶Ｓｉ微細化剤としてＰのみを含有させＣａは含有していない例であるが、庇部の幅を短くし且つ凝固時間を３秒以内と短くすれば、初晶Ｓｉの平均粒径が３０μｍ以下と微細になり、偏析率が０％と均一分散することが判る。また、試料Ｎｏ．２１（Ｓｉの含有量は２４質量％）及び試料Ｎｏ．２８も、初晶Ｓｉ微細化剤としてＰのみを含有させＣａは含有していない例であるが、凝固時間が３秒超過と長いため、初晶Ｓｉの平均粒径が３０μｍを超え粗大化していることが判る。
表６に、Ｓｉの含有量が２２質量％であるＡｌ−Ｓｉ系合金の溶湯から直径１３０ｍｍの鋳塊を鋳造した場合の各種鋳造条件及び測定結果を示す。

試料Ｎｏ．２９〜３１は、庇部の幅を短くし且つ凝固時間を短くしたので、初晶Ｓｉの平均粒径が３０μｍ以下と微細で、偏析率が０％と均一分散していることが判る。一方、庇部の幅が長い試料Ｎｏ．３２，３３は、偏析率が１０％及び１８％で均一分散していないことが判る。また、凝固時間が長い試料Ｎｏ．３４は、初晶Ｓｉの平均粒径が大きく初晶Ｓｉが粗大化していることが判る。

図２，３は、試料Ｎｏ．２９，３３の初晶Ｓｉの偏析状態を示す写真である。図２の試料Ｎｏ．２９は、初晶Ｓｉが均一に分散しており、図３の試料Ｎｏ．３３は、初晶Ｓｉが偏析していて不均一であることが判る。
なお、比較例として、庇部が無い場合の例を示す。すなわち、庇部の幅が０ｍｍであることを除いて試料Ｎｏ．２９と同様に鋳造を行った。庇部の幅を完全に０ｍｍとすることはホットトップＤＣ鋳造装置の製造上困難であり、どうしてもホットトップ部の溶湯吐出口内に急冷鋳型の端面の少なくとも一部が露出することとなるので、該部分と鋳塊との摩擦により鋳塊に肌荒れが生じ、鋳造の続行が不可能であった。また、鋳造できた部分も肌荒れがあり、偏析率が５０％であった。

過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金の鋳塊を製造するホットトップＤＣ鋳造装置の構造を説明する断面図である。初晶Ｓｉが均一分散している過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金の偏析状態を示す図である。初晶Ｓｉが偏析している過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金の偏析状態を示す図である。

符号の説明

１溶湯
２ホットトップ部
３断熱湯溜部
４急冷鋳型
６溶湯吐出口
７溶湯導入口
８庇部
Ｂ鋳塊
ｄ庇部の幅

Claims

初晶Ｓｉ微細化剤を含有するＡｌ−Ｓｉ系合金の溶湯を、ホットトップ部から急冷鋳型へ送って冷却凝固し、過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金の鋳塊を製造するホットトップＤＣ鋳造法において、
前記ホットトップ部の溶湯吐出口と前記急冷鋳型の溶湯導入口とを連続させ、前記溶湯吐出口よりも前記溶湯導入口の方を大きくすることにより、前記急冷鋳型と接する前記ホットトップ部の端面を前記溶湯導入口内に露出させ、この露出した端面により形成される庇部の幅を１ｍｍ以上１０ｍｍ以下とするとともに、
前記急冷鋳型で冷却される前記溶湯における液相線温度から共晶温度に至るまでの凝固時間を３秒以内とすることを特徴とする過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金の鋳造方法。
初晶Ｓｉ微細化剤を含有するＡｌ−Ｓｉ系合金の溶湯を、ホットトップ部から急冷鋳型へ送って冷却凝固し、過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金の鋳塊を製造するホットトップＤＣ鋳造法において、
前記ホットトップ部の溶湯吐出口と前記急冷鋳型の溶湯導入口とを連続させ、前記溶湯吐出口よりも前記溶湯導入口の方を大きくすることにより、前記急冷鋳型と接する前記ホットトップ部の端面を前記溶湯導入口内に露出させ、この露出した端面により形成される庇部の幅を１ｍｍ以上１０ｍｍ以下とするとともに、
前記初晶Ｓｉ微細化剤の添加により前記溶湯にＰを２０ｐｐｍ以上１３０ｐｐｍ以下含有させ、前記急冷鋳型で冷却される前記溶湯における液相線温度から共晶温度に至るまでの凝固時間を３秒以内とすることを特徴とする過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金の鋳造方法。
初晶Ｓｉ微細化剤を含有するＡｌ−Ｓｉ系合金の溶湯を、ホットトップ部から急冷鋳型へ送って冷却凝固し、過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金の鋳塊を製造するホットトップＤＣ鋳造法において、
前記ホットトップ部の溶湯吐出口と前記急冷鋳型の溶湯導入口とを連続させ、前記溶湯吐出口よりも前記溶湯導入口の方を大きくすることにより、前記急冷鋳型と接する前記ホットトップ部の端面を前記溶湯導入口内に露出させ、この露出した端面により形成される庇部の幅を１ｍｍ以上１０ｍｍ以下とするとともに、
前記初晶Ｓｉ微細化剤の添加により、ＰとＣａとの質量比Ｐ／Ｃａが０．６以上６以下となるように、前記溶湯にＰを２０ｐｐｍ以上１３０ｐｐｍ以下、Ｃａを６ｐｐｍ以上１３０ｐｐｍ以下含有させ、前記急冷鋳型で冷却される前記溶湯における液相線温度から共晶温度に至るまでの凝固時間を１０秒以内とすることを特徴とする過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金の鋳造方法。
初晶Ｓｉ微細化補助剤の添加により前記溶湯にＭｇ，Ｓｒ，及びＢａの少なくとも１種を含有させ、その含有量をそれぞれ０．５質量％以下とすることを特徴とする請求項２又は請求項３に記載の過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金の鋳造方法。
請求項１〜４のいずれか一項に記載の過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金の鋳造方法により製造された鋳塊であって、表面から７ｍｍ内方の位置における初晶Ｓｉの偏析状態が偏析率０％であることを特徴とする過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金の鋳塊。