JP3397134B2 - Ａｌ−Ｍｇ系合金スラブの連続鋳造におけるポロシティ生成量の予測方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、Ａｌ−Ｍｇ系のア
ルミニウム合金スラブの垂直連続鋳造における鋳造欠陥
であるポロシティ(空孔)生成量の予測方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】Ａｌ−Ｍｇ系合金は、車両用ボデーシー
ト材、缶材、又は厚板等に広く利用されている。係る製
品の表面品質要求水準は、その素材であるＡｌ−Ｍｇ系
合金スラブの内部におけるポロシティ生成量は体積率で
０.３vol％以下とされている。また、磁気ディスク(Ｍ
Ｄ)材では０.２vol％以下まで要求される場合もある。
ところが、従来の垂直連続鋳造方法では、初期水素濃
度、鋳造速度等の鋳造条件のパラメータに関する種々の
制約により、当該スラブの内部におけるポロシティ生成
量が０．３％以上になることがあり、ストリークむしれ
の発生や、上記ポロシティに起因する当該スラブの表面
欠陥や、切削時の点状欠陥および膨れ等の問題を生じて
いた。

【０００３】

【発明が解決すべき課題】上記問題点を解決し、ポロシ
ティ生成量を例えば０.２vol％以下にするには、上記鋳
造条件のパラメータを実際に変化させ、各Ａｌ−Ｍｇ系
合金ごとに個別に鋳造して帰納法的に導き出すことも可
能である。しかし、予め各スラブ品質に対し各種の鋳造
条件に応じて垂直連続鋳造を行うことは、コストと時間
を要するため困難という問題がある。本発明は、Ａｌ−
Ｍｇ系合金の垂直連続鋳造方法において、実装置を用い
ることなく、簡便で且つ確実にスラブ内部のポロシティ
生成量を予測する方法を提供することを課題とする。

【０００４】

【課題を解決するための手段】本発明は、上記の課題を
解決するため、上記鋳造工程について基礎的な面から実
験的及び解析的な検討を行って得られたものである。即
ち、Ａｌ−Ｍｇ系合金スラブ内のポロシティ生成量を予
め計算するために、スラブの鋳造工程についての非定常
熱伝導解析において、鋳塊の凝固解析から求めた凝固パ
ラメータを用いて溶湯の表面張力と凝固収縮による局部
相当圧力を計算式として誘導した。従来からの溶湯の表
面張力による圧力の計算においては、ポロシティの曲率
半径は、一般的にＤＡＳ(デンドライトアームスペーシ
ング)の１／２と仮定されていた。

【０００５】しかし、垂直連続鋳造の場合、上記仮定が
妥当とされる砂型鋳造や金型鋳造等と比べて冷却速度と
温度勾配が大きく且つ凝固時間が短いため、観察による
ポロシティの寸法は、上記金型鋳造等と比較して非常に
小さくなっている。従って、ポロシティの曲率半径をＤ
ＡＳ／２と仮定すると非現実的となる。そこで、種々検
討した結果、画像処理装置等のポロシティ観測装置を用
いてスラブ表層から中心までのポロシティの最長径と面
積を測定し、これらを基に各ポロシティの曲率半径と測
定したＤＡＳとの相関関係を回帰分析法にて求めた。こ
の関係を用いて溶湯の表面張力による圧力の計算を行
い、スラブ内の水素の凝固中における固相から液相への
排出による過飽和量を計算可能としたものである。

【０００６】即ち、本発明のＡｌ−Ｍｇ系合金スラブの
連続鋳造におけるポロシティ生成量の予測方法(請求項
１)は、Ａｌ−Ｍｇ系合金スラブの垂直連続鋳造工程に
おいて、初期水素濃度、鋳造速度、鋳造温度、鋳型内の
湯面高さ、冷却水量等をパラメータとして各々の条件値
の組合せによる鋳造スラブ内のポロシティ生成量を事前
に算出し、上記条件値の最適組み合せを設定して予め定
められた目標ポロシティ値(Ｖ_Ｐ：％)を前記数式(１)と
同じ下記数式(５)により算出するに際し、鋳造スラブ内
のポロシティの曲率半径Ｒ_Ｐ(１×１０ ^−６ ｍ(μｍ))の
算出に前記数式(２)と同じ数式(６)を用い、係る数式
(６)の曲率半径Ｒ_Ｐを基に、前記鋳造スラブ内のポロシ
ティ表面が受ける溶湯表面張力による圧力Ｐ_σ(Ｎ／ｍ
^２)を前記数式(３)と同じ下記数式(７)により算出し、
係る数式(７)の表面張力Ｐ_σと、Ａｌ−Ｍｇ系合金の溶
湯の凝固収縮による局部圧力Ｐ′を加算した前記数式
(４)と同じ下記数式(８)による局部相当圧力Ｐ*(Ｎ／ｍ
^２)を用いる、ことを特徴とする。

【０００７】

【数５】Ｖ_Ｐ＝(Φ・Ｒ・Ｔ・ρ)／(Ｍ・Ｐ*)

【０００８】上記数式(５)でＶ_Ｐ(×１００％)は鋳造ス
ラブ内のポロシティ生成量、Φは鋳造スラブ内の水素の
過飽和量(１×１０ ^−６ ｍ ^３ ／１×１０ ^−１ ｋｇ(ｃｃ／
１００ｇ))、Ｒは気体定数(Ｎ ・ ｍ／ｍｏｌ ・ Ｋ(Ｊ／ｍｏ
ｌ・Ｋ))、Ｔは凝固最終段階の温度(Ｋ)、ρはＡｌ−Ｍ
ｇ系合金の密度(ｋｇ／ｍ^３)、Ｍは水素ガスのモル体積
(ｍ^３／ｍｏｌ)、Ｐ*は局部相当圧力(Ｎ／ｍ^２)であ
る。また、下記記数式(６)でＤＡＳはデンドライトアー
ムスペーシング(１×１０ ^−６ ｍ(μｍ))、即ち樹枝状結
晶同士の中心間距離である。

【０００９】

【数６】Ｒ _Ｐ ＝０.１４×ＤＡＳ−２

【００１０】

【数７】Ｐ_σ＝２σ／(Ｒ_Ｐ ×１０ ^−６ )

【００１２】尚、上記数式(７)中のσは、溶湯の表面張
力(Ｎ／ｍ)を示す。

【００１１】

【数８】Ｐ*＝Ｐ _σ ＋Ｐ′

【００１３】これによれば、Ａｌ−Ｍｇ系合金の垂直連
続鋳造工程に即したスラブ内のポロシティの曲率半径Ｒ
_Ｐ を用いることにより 、 目標とするポロシティ値に近似
したポロシティ生成量を精度良く予測することが可能と
なる。

【００１４】また、本発明には、前記数式(２)又は(６)
が、予め鋳造スラブの表層から中心に至る複数のポロシ
ティの最長径と面積を例えば画像処理装置等のポロシテ
ィ観測装置によって測定し 、 前記曲率半径Ｒ _Ｐ を測定し
た各面積を各最長径で除した値の半分として、例えば１
ｃｍ ^２ 断面当たり 、 ５〜１００個の範囲内における特定
個数のポロシティの平均値を求めると共に、これら平均
値を用いて上記スラブの表層から中心までの曲率半径Ｒ
_Ｐ と測定したＤＡＳ(デンドライトアームスペーシン
グ）の相関関係を回帰分析法によって求めたものであ
る、Ａｌ−Ｍｇ系合金スラブの連続鋳造におけるポロシ
ティ生成量の予測方法(請求項２)も含まれる。

【００１５】これにより、スラブの垂直連続鋳造工程に
即したポロシティの曲率半径Ｒ _Ｐ を用いることにより、
高い精度でポロシティ生成量を予測することができる。

【００１６】以上の各方法によれば、垂直連続鋳造によ
るＡｌ−Ｍｇ系合金スラブの目標ポロシティ値に近似さ
せたポロシティ生成量を一層精度良く且つ簡便に予測す
ることが可能となる。従って、品質の安定したスラブを
過不足なく鋳造できると共に、垂直連続鋳造工程におけ
る生産性を向上させることも可能である。

【００１７】

【発明の実施の形態】以下において、本発明の実施に用
いる解析方法について説明する。ポロシティの生成と分
布に大きな影響を与える因子は、局部相当圧力と合金内
のガス過飽和量である。上記局部相当圧力は、凝固収縮
による溶湯補給流れ中の粘性抵抗増加により生じる負
圧、溶湯の表面張力による圧力、及び、外部大気圧とヘ
ッド圧力からなる。このうち、外部大気圧とヘッド圧力
は、湯面から鋳造方向に沿った一定の場所であれば略一
定と考えられる。従って、局部圧力のうち一定の高さレ
ベルにおいてスラブの表層から中心まで変化するのは、
凝固収縮による圧力と表面張力による圧力である。

【００１８】先ず、凝固収縮による圧力の計算方法につ
いて説明する。凝固収縮による圧力低下の計算におい
て、デントライト(初晶樹枝形結晶)凝固の場合、樹枝間
の残留液相の流れはダルジー定理に従う。従って、係る
液相の流速Ｖと圧力Ｐの関係は数式(９)により示され
る。

【００１９】

【数９】Ｖ＝(−Ｋ／(μ・ｆ_Ｌ))・(▽Ｐ−ρ・ｇ)

【００２０】上記で、Ｖは樹枝間液体の流速(ｍ/ｓ)、μ
は樹枝間液体の粘性係数(Ｎ・ｓ/ｍ^２)、ｆ_Ｌは凝固最終
段階の液相率、ρはＡｌ−Ｍｇ系合金の密度(ｋｇ/
ｍ^３)、Ｐは圧力(Ｎ/ｍ^２)、Ｋは透過率(ｍ^２)、ｇは重
力加速度(ｍ/ｓ^２)である。ここで、透過率Ｋの算出に
は下記数式(１０)を使用する。

【００２１】

【数１０】Ｋ＝３.７５×１０^−４・ｆ_Ｌ ^２・ｄ_２ ^２

【００２２】上記で、ｄ_２はデンドライトアームスぺー
シング(ＤＡＳ)である。フレミングの理論によると、デ
ンドライトアームスぺーシングと局部凝固時間との関係
は数式(１１)によって計算される。

【００２３】

【数１１】ｄ_２＝Ｃ・ｔ_ｆ ^ｎ

【００２４】上記でＣとｎはＡｌ−Ｍｇ系合金の定数
で、ｔ_ｆは局部凝固時間である。垂直連続鋳造の定常部
における凝固方向は、サンプ(凝固界面)の法線方向に沿
って変化していくと仮定する。従って、前記数式(９)を
Ｘ方向とＹ方向に分解し、整理すると数式(１２)，(１
３)が得られる。

【００２５】

【数１２】 Ｖ_Ｘ＝(−Ｋ／(μ・ｆ_Ｌ))・((∂Ｐ／∂Ｘ)−ρ・ｇ_Ｘ)

【００２６】

【数１３】 Ｖ_ｙ＝(−Ｋ／(μ・ｆ_Ｌ))・((∂Ｐ／∂Ｙ)−ρ・ｇ_ｙ)

【００２７】実際にはＸ方向においてはｇ_ｘが存在して
いない。また、Ｙ方向においては重力加速度ｇ_Ｙをｇに
直せば、流速Ｖと圧力Ｐの関係は数式(１４),(１５)で
表される。

【００２８】

【数１４】Ｖ_Ｘ＝(−Ｋ／(μ・ｆ_Ｌ))・(∂Ｐ／∂Ｘ)

【００２９】

【数１５】 Ｖ_ｙ＝(−Ｋ／(μ・ｆ_Ｌ))・((∂Ｐ／∂Ｙ)−ρ・ｇ)

【００３０】数式(１４),(１５)の流速Ｖ_ｘ，Ｖ_Ｙは、凝
固の進行速度と凝固収縮率との積、即ち−Ｖ_ｓ・βで置
き換えられる。また、局部圧力低下は固液共存域の最終
凝固部、即ち固相線付近で最大となるため、Ｌは近似的
に凝固温度範囲ΔＴと温度勾配Ｇとの比、即ちΔＴ／Ｇ
は(Ｔ_Ｌ−Ｔ_Ｓ)／Ｇと仮定する。更に、凝固最終段階の
微少領域内において、∂Ｐ／∂ＸはｄＰ／ｄＸと、ま
た、∂Ｐ／∂ＹはｄＰ／ｄＹで近似的に表される。以上
の仮定の基に整理するとＸ方向とＹ方向の圧力減少は数
式(１６)，(１７)によって表される。

【００３１】

【数１６】

【００３２】

【数１７】

【００３３】上記で、αは求める点におけるサンプの法
線方向とＸ軸との角度である。また、凝固収縮による圧
力減少ΔＰは数式(１８)によって求められる。

【００３４】

【数１８】

【００３５】一方、固相線近傍の圧力差ΔＰは数式(１
９)によって求められる。

【００３６】

【数１９】ΔＰ＝Ｐ_ｏ＋ρｇｈ−Ｐ′

【００３７】上記でＰ_ｏは外部大気圧でρｇｈはヘッド
圧である。この数式(１９)から、凝固収縮による局部圧
力Ｐ′が数式(２０)で求められる。

【００３８】

【数２０】Ｐ′＝Ｐ_ｏ＋ρｇｈ−ΔＰ

【００３９】次に、溶湯の表面張力による圧力の計算方
法について説明する。一般的に、ポロシティ表面が受け
る溶湯の表面張力による圧力Ｐ_σは、前記数式(３),
(７)と同じ数式(２１)によって求められる。

【００４０】

【数２１】Ｐ_σ＝２σ／(Ｒ_Ｐ ×１０ ^−６ )

【００４１】上記でＰ_σは表面張力による圧力(Ｎ/
ｍ^２)、σは溶湯の表面張力(Ｎ/ｍ)、Ｒ_Ｐはポロシティ
の曲率半径(μｍ)である。ところで、Ａｌ−Ｍｇ系合金
の表面張力σは、Jacques Ｅらの近似計算式である数式
(２２)によって求められる。

【００４２】

【数２２】

【００４３】上記でωは１個の原子が占める面積で、数
式(２３)によって計算される。

【００４４】

【数２３】

【００４５】数式(２２),(２３)で、Ｗ_ｓは合金溶融時
のモル体積(10.468×10^−９ｍ^５／kg^２)、Ｗはモル体積
(1.122×10^−５ｍ^３／mol)、ｋはボルツマン定数(1.380
66×10^−２３J/K)、Ｅ_ｓはＡｌ−Ｍｇ系合金の純化エネ
ルギ(2.8035×10^５J／(m・mol))、Ｒは気体定数(8.31451
J/(mol・Ｋ))、Ｎはアボガドロ定数(6.022137×10^２３mo
l^−１)、ｆは係数(0.083)である。

【００４６】ところで、ポロシティの曲率半径Ｒ_Ｐにつ
いて、従来ではＤＡＳ(デンドライトアームスペーシン
グ)の２分の１と仮定するのが鋳物業界では一般的であ
った。しかし、本発明の対象である垂直連続鋳造では、
砂型鋳造や金型鋳造等と比べて、冷却速度と温度勾配が
大きく且つ凝固時間が短いため、観察によるポロシティ
の寸法は、上記金型鋳造等と比較して非常に小さくなっ
ている。このため、ポロシティの曲率半径をＤＡＳ／２
と仮定すると非現実的となる。そこで、種々検討した結
果、リアルタイム画像処理解析装置(入力画像の計測、定
量、解析を行う)を用いてスラブの表層から中心までのポ
ロシティの最長径と面積を測定した。

【００４７】ポロシティの曲率半径Ｒ_Ｐは、ＤＡＳ(デン
ドライトアームスペーシング)と比例するので、測定し
た面積を最長径で除した値の半分とし、１カ所、例えば
１ｃｍ^２当りにおいて測定したｎ＝４０個のポロシティ
の平均値から求めることにした。即ち、ｎ＝５個では回
帰式の信頼度が１０％以下となり、実用に供せない。一
方、ｎ＝１００個超ではそれらの平均値の変動が１０％
以下となり、ｎ数を増やしても有効でない。そこで、ｎ
＝約４０個とすれば約９５％以上の信頼度となる。これ
らを用いて、各ポロシティの曲率半径Ｒ_Ｐ(μｍ)と、測
定したＤＡＳとの相関関係を回帰分析法により求めた。
具体的には、この関係を前記数式(２),(６)と同じ数式
(２４)によって、より好ましくは数式(２５)にて表すこ
とができる。

【００４８】

【数２４】Ｒ_Ｐ＝０.１４×ＤＡＳ−２

【００４９】

【数２５】Ｒ_Ｐ＝０.１３８１×ＤＡＳ−２.１

【００５０】係る現実に即したポロシティの曲率半径Ｒ
_Ｐを用いることにより、後述する本発明のスラブ内のポ
ロシティ生成量の算出を正確に行うことが可能である。
また、数式(２４)を前記数式(２１)に代入すると数式
(２６)が得られる。

【００５１】

【数２６】Ｐ_σ＝２σ／(０.１４×ＤＡＳ−２)

【００５２】尚、数式(２５)を前記数式(２１)に代入す
ると、より望ましい数式(２７)が得られる。

【数２７】Ｐ_σ＝２σ／(０.１３８１×ＤＡＳ−２.１)

【００５３】更に、Ａｌ−Ｍｇ系合金中の水素ガスの過
飽和量の計算について説明する。一般に、アルミニウム
合金中のガスの大半は水素であり、それ以外のガスは酸
化アルミニウムの形で含まれる酸素を除き事実上無視で
きる。しかも、全ガス量の略９５％以上が水素ガスであ
り、実際的に問題となるのは水素のみである。Ａｌ−Ｍ
ｇ系合金中の凝固過程において、凝固の進行に伴い固相
から液相に放出される水素ガスは、凝固界面前方の残留
液相内の水素ガスを濃化させるので、残留液相内のガス
平衡溶解度以上になると水素ガスは過飽和となる。そこ
で、水素ガスが液相内で完全混合すると仮定すると、ポ
ロシティが形成される前の液相及び固相内における水素
ガス濃度は、ＦａｎｇとＧｒａｎｇｅｒの計算式によ
り、数式(２８),(２９)として求められる。

【００５４】

【数２８】Ｈ_ｌ＝Ｈ_０／(１−(１−ｋ)・ｆ_Ｓ)

【００５５】

【数２９】Ｈ_ｓ＝ｋ・Ｈ_１

【００５６】上記にてＫは水素平衡分配係数(0.052)、
Ｈ_１は液相中の水素濃度(cc/100ｇ)、Ｈ_ｓは固相中Ｈ_２
の水素濃度(cc/100ｇ)、Ｈ_０は溶湯中の初期水素濃度、
ｆsは固相率である。上記数式(２８)に示すように、残
留液相中の水素濃度Ｈ_１は溶湯中の初期水素濃度Ｈ_０に
比例する。また、液相中の水素の平衡溶解度Ｈ_ｄはＳｉ
ｅｖｅｒｔｓの法則に従うものとし、数式(３０)が成立
する。

【００５７】

【数３０】

【００５８】上記でＫ_Ｈは水素溶解反応の平衡定数(0.0
6cc／100ｇ・atm^１／２)である。そこで、残留液相中の
水素濃度Ｈ_１と平衡溶解度Ｈ_ｄとの差を、液相中の水素
過飽和量Φと仮定すると、これは数式(３１)により求め
られる。

【００５９】

【数３１】Φ＝Ｈ_１−Ｈ_ｄ

【００６０】この数式(３１)に示すように、液相中の水
素過飽和量Φは、上記Ｈ_１とＨ_ｄとの差で示される。

【００６１】ここで、Ａｌ−Ｍｇ系合金におけるポロシ
ティの形成形態について説明する。図１(Ａ)に模式的に
示すように、一般的にポロシティの核１は樹枝晶２，２
間のルートに生成し易い。樹枝晶２，２間の圧力の減少
及び水素ガスの過飽和に伴って、ポロシティの核１が成
長し、最終的に３種類のポロシティに分類される。尚、
図１(Ａ)中にデンドライトアームスペーシング(ＤＡＳ)
を示す。第１種のポロシティは、図１(Ｂ)に示すよう
に、凝固過程における樹枝晶２，２間の圧力が減少する
ことによりポロシティの核１は成長するが、樹枝晶２(デ
ンドライトアーム)の成長によって核１は成長が抑制さ
れるため、最終的にかなり細長いポロシティ４となる。

【００６２】また、第２種のポロシティは、樹枝晶２，
２間の圧力の減少が更に大きくなると、その間における
ポロシティサイズが大きくなり、浮力と樹枝晶２，２間
の対流の影響で樹枝晶２，２間のルートから上昇し、図
１(Ｃ)に示すように、やや太径のポロシティ６となる。
更に、第３種のポロシティは凝固の最終段階において、
圧力の減少が著しくなり、且つ凝固進行速度が大きくな
るため、図１(Ｄ)に示すように、互いに隣接する樹枝晶
２同士が衝突し始める。その結果、溶湯の補給が困難と
なるため、典型的なシュリンケージポロシティ８とな
る。実際のスラブ内には、以上の３種類のポロシティ
４,６,８が混在している。

【００６３】次いで、ポロシティの生成条件とその生成
量の計算について説明する。ポロシティの生成は、ポロ
シティの核内のガス圧Ｐ_ｇと、その核に加わる収縮負圧
との差が、気泡の表面張力よりも大きいか否かによって
定まるとされている。即ち、下記数式(３２)を満たすと
ポロシティは安定して形成され、これを満たさないとポ
ロシティが形成されても負圧によって押し潰されてしま
い、固溶体として残存する。

【００６４】

【数３２】Ｐ_ｇ≧Ｐ′＋Ｐ_σ≒Ｐ^＊

【００６５】上記でＰ_ｇは核内のガス圧(Ｎ/ｍ^２)、Ｐ
^＊は凝固収縮による圧力Ｐ′(前記数式(２０)により算
出)と表面張力による圧力Ｐ_σの和である局部相当圧力
である。この局部相当圧力Ｐ^＊は前記数式(２１)を代入
することにより、数式(３３)のように表すこともでき
る。

【００６６】

【数３３】Ｐ^＊＝Ｐ′＋Ｐ_σ＝Ｐ′＋２σ／Ｒ_Ｐ

【００６７】尚、ポロシティの生成は残留液相中の水素
濃度にも大きく影響される。そこで、Ｋａｏ,Ｃｈａｎ
ｇの仮定によると、ポロシティの生成量Ｖ_Ｐ(×１００
％)は前記数式(１)，(５)と同じ下記数式(３４)により
計算される。

【００６８】

【数３４】Ｖ_Ｐ＝(Φ・Ｒ・Ｔ・ρ)／(Ｍ・Ｐ*)

【００６９】上記Ｒは気体定数、Ｔは凝固最終段階の温
度、Ｍは水素ガスのモル体積(m^３/mol)である。数式(３
４)に示すように、スラブ内のポロシティの生成量Ｖ_Ｐは
ガス過飽和量Φに比例し、局部相当圧力Ｐ^＊に反比例す
る。具体的な解析手順としては、非定常熱凝固解析を行
った後、その凝固解析で得られた凝固パラメータ(温度
勾配、冷却速度、凝固進行速度、凝固時間、デンドライ
トアームスペーシング、冷却水量等)を用いて、前記数式
(２０)により凝固収縮による局部圧力Ｐ′を、数式(２
１)により表面張力による圧力Ｐ_σを計算する。これら
を合計すると数式(３３)による局部相当圧力Ｐ^＊が算出
される。次いで前記数式(３１)により水素の過飽和量Φ
を算出し、これを上記のＰ^＊値と共に数式(３４)に代入
すると、ポロシティの生成量Ｖ_Ｐを算出することができ
る。

【００７０】

【実施例】以下において本発明の具体的な実施例を説明
する。先ず、Ａｌ−４.４wt％ＭｇのＡｌ-Ｍｇ系合金を
通常の垂直連続鋳造方法に従って、横４０６mmのスラブ
に鋳造した。この場合の鋳造条件は、鋳型内の湯面高さ
(Ｈ)が６２mm、鋳造速度(Ｖ)が５８mm／分、鋳込み温度
(Ｔ)が７３０℃、冷却水量が４００リットル／分、溶湯中の
初期水素濃度(Ｈ_０)は０.４cc／100ｇであった。先ず、
熱分析のため、鋳込み開始から垂直方向で約１メートルの位
置に１３本の熱電対を鋳込まれたスラブにセットし、そ
の表層から中心(203mm)までの１３ヶ所(5,10,15,20,30,
40,60,80,100,125,150,175,203mm)で、０.５秒毎に温度
履歴を測定した。尚、各熱電対の挿入位置を確認するた
め、鋳造後にスラブを切断し、Ｘ線によってそれらの位
置の特定を行った。

【００７１】次に、上記スラブのミクロ観察は、鋳込み
から１メートルの位置において、当該スラブの長辺側面中央
付近における表層部から中心までのサンプルを切り出
し、サンプルにおけるスラブの横断面をバフ研磨で鏡面
としたその面を観察した。また、ポロシティの観察は、
上記研磨した各サンプルを腐食処理しないで、リアルタ
イム画像処理解析装置(商品名；ＬＵＺＥＸ)を用いて、
スラブの表層から中心までのミクロ組織で観察された円
相当径(直径)６μｍ以上の各ポロシティの形状、サイ
ズ、及び面積率を測定した。面積率の最終的な測定値
は、１個のサンプルについて測定したｎ＝１０個の値の
平均値とした。

【００７２】更に、定量的にスラブの内部欠陥を評価す
るため、スラブの表層から中心までの密度を測定した。
標準サンプルの密度と比較することによって、各ポロシ
ティの生成量を算出した。上記密度の測定には、アルキ
メデス法を用いた。また、デンドライトアームスペーシ
ング(ＤＡＳ)の測定は、２次枝法を用いて各サンプルの
面を１００倍に拡大撮影した写真から行なった。且つ、
ガス含有量の測定は、スラブの長辺側面の表層から中心
(203mm)までの１３ヶ所(5,10,15,20,25,30,35,40,60,8
0,125,175,203mm)の位置で、ランズレー法により測定し
た。

【００７３】その結果、スラブの表層から中心までのポ
ロシティの生成状況は、概略次の通りであった。表層付
近(表層から６０mmまで)では、各ポロシティのサイズは
約数１０μｍ程度と非常に小さく、殆んど２次デンドラ
イトアームの間隔内に存在していた。即ち、デンドライ
トアームの成長に抑制され、細長いポロシティとなっ
た。これは、表層部の冷却速度と温度勾配が大きく、且
つ樹枝間の圧力損失が少ないため、生成するポロシティ
が小さくなったものと考えられる。また、中間層部分(8
0mm〜140mm)では、樹枝間の圧力減少が大きくなるた
め、各ポロシティのサイズは上記よりも大きくなり、数
量も多くなっていた。それらの大部分は２次デンドライ
トアームの間隔内に存在し、一部分は結晶粒界に沿って
分布していた。更に、中心層部分(160mm〜203mm)では、
樹枝間の圧力減少が著しくなり、各ポロシティのサイズ
は更に大きくなって、２次デンドライトアームの間隔内
だけでなく１次デンドライトアームの間隔内にも多量が
存在していた。係るポロシティの形状は不規則で且つ典
型的なシュリンケージポロシティであった。

【００７４】図２の各グラフは、前記画像処理解析装置
を用いて、スラブの表層から中心まで測定した円相当径
６μｍ以上のポロシティの数及び面積率の分布を示す。
スラブの表層近辺(40mmまで,図２(Ａ)に例示)では、円相
当径６〜１５μｍの微細なポロシティが大部分のため、
ポロシティの数と面積率とが対応し、数が多い所は面積
率も大きくなっている。また、中間層(60mm〜120mm,図
２(Ｂ)に例示)では、ポロシティの数は上記表層近辺より
も多くなり、１５μｍ以上のポロシティも認められ始め
た。数量的には、円相当径６〜１５μｍの微細なポロシ
ティが全体の約７５％を占めていたが、それら全体の面
積率は半分以下であった。更に、中心層部分(140mm〜20
3mm,図２(Ｃ)に例示)では、ポロシティの数が急激に増加
し、且つ円相当径４０μｍ以上の粗大なポロシティが目
立っていた。

【００７５】図３のグラフは、上記各データを基にした
単位面積当りの円相当径６μｍ以上のポロシティの数及
び平均面積率の分布を示す。これによると、スラブの表
層から中心にかけてポロシティの生成数の分布は面積率
の分布と対応していることが判る。即ち、両者とも表層
から２０mmまで一旦減少し、その後１８０mmまで増大し
ていき、これを超え２０３mm(中心)に向って減少してい
く傾向を示した。これは、表層から４０mmまでは微細な
ポロシティが大部分のため、面積率が極めて小さく約
０.１％以下であった。表層から２０mmで面積率は最小
の０.０３８％である。６０mm〜１２０mmの間(中間部)
では、円相当径１５μｍ以上のポロシティが出始めるた
め、面積率も緩やかに増大している。１２０mm〜２０３m
m(中心部)の間では、ポロシティの面積率が急激に増加
し、１８０mmで最大の１.０％となった。上記中心部の平
均面積率は、上記中間部の平均面積率の０．３％から平
均０．８５％以上となっていた。

【００７６】ここで、非定常熱凝固解析で計算したスラ
ブ内のＤＡＳサイズの分布と、前記測定値との比較を図
４のグラフに示す。このグラフの通り各計算値と各測定
値は良く一致している。何れもスラブの表層から２０mm
付近でＤＡＳサイズが最小となり、中心(２０３mm)に向
って増加していき、計算値では約１６０mmで、且つ測定
値では約１７５mmで最大となる。これらを過ぎると何れ
も再び減少となる。次に、前記数式(３３),(２１),(２
０)に基づいて計算した局部相当圧力(Ｐ^＊)、表面張力に
よる圧力(Ｐ_σ)、及び凝固収縮による圧力(Ｐ′)のスラ
ブの表層から中心までの分布を図５に示した。これによ
り凝固収縮による圧力(Ｐ′)は表面張力による圧力(Ｐ
_σ)に比較して非常に小さいため、局部相当圧力(Ｐ^＊)
に対する影響は中心部を除くと無視することが可能であ
る。従って、表面張力による圧力(Ｐ_σ)が大きく影響す
ると考えられる。また、局部相当圧力(Ｐ^＊)は、表層近
辺(５mm)で一旦減少した後、３０mmまで増加しそこで最
大となる。これを過ぎると上記圧力(Ｐ^＊)は緩やかに減
少していき、１８０mmで最小となった後、それから中心
部に向けて再度増加していく傾向を示している。

【００７７】更に、表面張力による圧力(Ｐ_σ)に影響す
るＤＡＳサイズと局部相当圧力(Ｐ^＊)との関係を図６の
グラフに示した。これによると、ＤＡＳサイズの増加に
連れて上記圧力(Ｐ^＊)が減少していく。これは、前記数
式(２４)で示したように、ＤＡＳサイズがポロシティの
曲率半径(Ｒ_Ｐ)に比例し、ＤＡＳサイズが増加するとポ
ロシティの曲率半径(Ｒ_Ｐ)も増加するため、表面張力に
よる圧力(Ｐ_σ)が減少し、局部相当圧力(Ｐ^＊)も減少す
るためである。また、図示のようにＤＡＳサイズが大き
くなるに連れて、圧力の減少する勾配が減少していく傾
向も見られる。また、スラブの凝固過程における残留液
相内の水素過飽和量(Φ)のスラブ内の分布を図７のグラ
フに示す。前記数式(３１)に示すように、過飽和量(Φ)
は液相中の平衡溶解度(Ｈ_ｄ)と反比例する。しかし、合
金中の平衡溶解度(Ｈ_ｄ)は、圧力と比例し、該圧力が小
さい場所では溶解度(Ｈ_ｄ)も小さくなるため、過飽和量
(Φ)が逆に大きくなる。従って、このグラフに示すよう
に、水素過飽和量(Φ)の分布は局部相当圧力(Ｐ^＊)に反
比例し、ＤＡＳサイズの分布に対応することが判る。

【００７８】そして、スラブの表層から中心までのポロ
シティ生成量(Ｖ_Ｐ)の計算値と前記測定値との比較を図
８のグラフに示した。図示のようにスラブの表層近辺
(〜20mm)を除くと、各計算値と各測定値とは極めて良く
一致している。両者ともスラブの表層から中心に向けて
ポロシティ生成量(Ｖ_Ｐ)が増加していき、測定値では17
0mm〜180mmの間で最大(０.４％)、計算値では約180mmで
最大(０.３７％)となった。これは前記図５のグラフで示
したように、局部相当圧力(Ｐ^＊)は３０mm以降減少して
いくと共に、図７のグラフで示したように残留液相内の
水素過飽和量(Φ)が増加していくためである。スラブの
表層から１８０mmを過ぎると、局部相当圧力(Ｐ^＊)の増
加と水素過飽和量(Φ)の減少によって、ポロシティ生成
量(Ｖ_Ｐ)は減少していく。図８のグラフによって、本発
明によるポロシティ生成量(Ｖ_Ｐ)の予測方法が有効であ
ることが裏付けられた。

【００７９】従って、目標として設定した凝固パラメー
タ(温度勾配、冷却速度、凝固進行速度、凝固時間、ＤＡＳ
等)を用いて、前記数式(２０)で凝固収縮による局部圧力
(Ｐ′)を、また前記数式(２４)で算出したポロシティの
曲率半径Ｒ_Ｐを数式(２１)に代入して表面張力による圧
力(Ｐ_σ)をそれぞれ計算し、これらの値を合計して前記
数式(３３)により局部相当圧力(Ｐ^＊)を算出する。次
に、前記数式(３１)により水素の過飽和量(Φ)を算出し、
これを上記の(Ｐ^＊)値と共に前記数式(３４)に代入し
て、スラブ表層からの距離ごとのポロシティの生成量
(Ｖ_Ｐ)を算出することにより、連続鋳造を行う前に予め
ポロシティの生成量(Ｖ_Ｐ)を正確に予測できる。即ち、
目標値に近付けるような凝固パラメータを適宜選定する
ことにより、最適条件値に基づき、目標とするポロシテ
ィ値に近似したポロシティの生成量(Ｖ_Ｐ)を内部に有す
るＡｌ−Ｍｇ系合金スラブを正確に連続鋳造することが
できる。

【００８０】尚、前記数式(９)〜(３４)とこれらの計算
順序を予めコンピュータのＲＯＭに記憶させ、且つ上記
コンピュータのＲＡＭに記録した各鋳造条件値を適宜選
択して入力することにより、自動的にポロシティ生成量
を算出することもできる。

【００８１】

【発明の効果】本発明によれば、Ａｌ−Ｍｇ系のアルミ
ニウム合金スラブを予め鋳造条件値を最適に組み合せて
所望のポロシティ値を簡便に予測することができると共
に、目標とするポロシティ値を有する品質の安定したス
ラブを正確に連続鋳造することができる。しかも、この
スラブを用いた鋳物製品を効率良く確実に提供すること
も可能となる。

【図面の簡単な説明】

【図１】(Ａ)乃至(Ｄ)はポロシティの一般的な形成形態
を模式的に示す概略図。

【図２】(Ａ)乃至(Ｃ)は共に実施例のスラブ中のポロシ
ティの数と面積率の分布を示すグラフ。

【図３】実施例のスラブ中のポロシティの数と平均面積
率の分布を示すグラフ。

【図４】実施例のスラブ中のＤＡＳサイズの測定値と計
算値の分布を示すグラフ。

【図５】本発明によって計算された局部相当圧力、表面
張力による圧力、及び凝固収縮による圧力をスラブの表
層から中心に向けて分布したグラフ。

【図６】測定したＤＡＳサイズと計算した局部相当圧力
との関係を示すグラフ。

【図７】スラブ内における残留液相内の水素過飽和量の
分布を示すグラフ。

【図８】スラブ中におけるポロシティ生成量の測定値と
計算値の分布を示すグラフ。

【符号の説明】 ４,６,８…ポロシティ ＤＡＳ……デンドライトアームスぺーシング

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 萩沢 亘保 静岡県庵原郡蒲原町蒲原１丁目34番１号 日本軽金属株式会社グループ技術セン ター内 (56)参考文献 特開 平10−68038（ＪＰ，Ａ) 特開 昭64−39339（ＪＰ，Ａ) 特開 昭59−143039（ＪＰ，Ａ) 特開 昭59−94555（ＪＰ，Ａ) 特開 平８−33952（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) B22D 11/00 B22D 11/16

Claims (2)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】Ａｌ−Ｍｇ系合金スラブの垂直連続鋳造工
   程において、初期水素濃度、鋳造速度、鋳造温度、鋳型
   内の湯面高さ、冷却水量等をパラメータとして各々の条
   件値の組合せによる鋳造スラブ内のポロシティ生成量を
   事前に算出し、上記条件値の最適組み合せを設定して予
   め定められた連続鋳造スラブ内における目標ポロシティ
   値(Ｖ_Ｐ：％)を下記数式(１)により算出するに際し、ス
   ラブ内のポロシティの曲率半径Ｒ_Ｐ(１×１０ ^−６ ｍ)の
   算出に下記数式(２)を用い、上記数式(２)の曲率半径Ｒ
   _Ｐを基に、前記鋳造スラブ内のポロシティ表面が受ける
   溶湯表面張力による圧力Ｐ_σ(Ｎ／ｍ^２)を下記数式(３)
   により算出し、 上記数式(３)の表面張力Ｐ_σと、Ａｌ−Ｍｇ系合金の溶
   湯の凝固収縮による局部圧力Ｐ′を加算した下記数式
   (４)による局部相当圧力Ｐ*(Ｎ／ｍ^２)を用いる、ことを
   特徴とするＡｌ−Ｍｇ系合金スラブの連続鋳造における
   ポロシティ生成量の予測方法。 【数１】Ｖ_Ｐ＝(Φ・Ｒ・Ｔ・ρ)／(Ｍ・Ｐ*) 上記でＶ_Ｐ(×１００％)は鋳造スラブ内のポロシティ生
   成量、Φは鋳造スラブ内の水素の過飽和量(１×１０
   ^−６ ｍ ^３ ／１×１０ ^−１ ｋｇ)、Ｒは気体定数(Ｎ ・ ｍ／
   ｍｏｌ・Ｋ)、Ｔは凝固最終段階の温度(Ｋ)、ρはＡｌ−
   Ｍｇ系合金の密度(ｋｇ／ｍ^３)、Ｍは水素ガスのモル体
   積(ｍ^３／ｍｏｌ)、Ｐ*は局部相当圧力 【数２】Ｒ_Ｐ＝０.１４×ＤＡＳ−２ 上記でＤＡＳはデンドライトアームスペーシング(１×
   １０ ^−６ ｍ) 【数３】Ｐ_σ＝２σ／(Ｒ_Ｐ ×１０ ^−６ ) 上記でσは溶湯の表面張力(Ｎ／ｍ) 【数４】Ｐ*＝Ｐ_σ＋Ｐ′
2. 【請求項２】前記数式(２)が、予め鋳造スラブの表層か
   ら中心に至る複数のポロシティの最長径と面積を測定
   し、前記曲率半径Ｒ_Ｐを測定した各面積を各最長径で除
   した値の半分として、一カ所５〜１００個の範囲内にお
   ける特定個数のポロシティの平均値を求めると共に、こ
   れら平均値を用いて上記スラブの表層から中心までの曲
   率半径Ｒ_Ｐと測定したＤＡＳの相関関係を回帰分析法に
   よって求めたものである、 ことを特徴とする請求項１に記載のＡｌ−Ｍｇ系合金ス
   ラブの連続鋳造におけるポロシティ生成量の予測方法。