JP3881202B2 - アルミニウム軸受合金の連続鋳造方法および連続鋳造装置 - Google Patents

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、ベルト鋳造手段によってアルミニウム軸受合金を板状に連続的に鋳造する方法およびその装置に係り、特に晶出物の粗大化を防止するようにしたものに関する。
【０００２】
【従来の技術】
アルミニウム、アルミニウム合金、亜鉛その他の比較的低い温度で溶融する金属を連続的に板状に鋳造する装置として、一対の無端ベルトの間で鋳造する構造のベルト鋳造機は公知である。この公知のベルト鋳造機は、一対の無端ベルトをそれぞれ複数のローラに掛け渡し、その一対の無端ベルトのほぼ平行な部分の間で水平または水平に対して僅かな角度だけ傾斜した鋳造空間を形成した構造のものである。
【０００３】
このベルト鋳造機では、一対の無端ベルトは、冷却装置により冷却されながら、駆動ローラにより駆動されて走行する。溶融された金属は上記の鋳造空間内に供給され、無端ベルトにより冷却されて板状に凝固し、鋳造空間から連続的に送り出される。このような移動鋳型式のベルト鋳造機は、固定鋳型式の連続鋳造装置に比べ、鋳造速度が速く、生産性に優れる。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
自動車や一般産業用機械のエンジンの軸受としては、通常、アルミニウム軸受合金（以下、Ａｌ合金）を内張りした軸受（以下、アルミニウム合金軸受）が用いられる。このアルミニウム合金軸受は、鋳造工程、圧延工程、圧接工程、熱処理工程、機械加工工程を順に経て製造される。すなわち、鋳造工程では、アルミニウム軸受合金を溶融して板状に鋳造する。鋳造したＡｌ合金の板材は次に圧延工程で圧延し、圧接工程で鋼鈑に圧接してバイメタルにする。そして、Ａｌ合金の鋳造板材と鋼鈑との接着強度を高めるためにバイメタルを焼鈍し、その後、バイメタルを機械加工して最終的に半円筒状または円筒状の軸受に形成する。
【０００５】
ところで、エンジンの軸受の製造メーカーでは、Ａｌ合金を板状に連続鋳造する装置として前述のベルト鋳造機を採用し、生産性の向上を図ることが行われている。しかしながら、ベルト鋳造機は、鋳造速度が速いため、鋳造板材の冷却速度としては遅くなり、徐冷状態となる。すると、Ｓｎ、Ｓｉなどを含有するＡｌ合金では、Ｓｎ、Ｓｉなどの晶出物の粗大化および偏析が起き易く、また、軸受特性を向上するために種々の元素を添加したＡｌ合金も同様に、金属間化合物の晶出物が粗大化し易い上、偏析するという問題を生ずる。
【０００６】
そして、このようにＡｌ合金中で晶出物が偏析し、或いは粗大化すると塑性変形性が低下し、その後の圧延、圧接など、塑性加工を行う場合、割れを発生したりする。また、軸受特性としても、耐疲労性、耐摩耗性が低下したりして軸受特性の向上のために種々の元素を添加した意味がなくなってしまう。
【０００７】
本発明は上記の事情に鑑みてなされたもので、その目的は、ベルト鋳造手段によってＡｌ合金を板状に鋳造する場合において、晶出物の粗大化および偏析を防止できるアルミニウム軸受合金の連続鋳造方法および連続鋳造装置を提供することにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明は、走行する一対の無端ベルトのうち、ほぼ平行に対向する部分の間に鋳造空間を形成し、この鋳造空間に溶融したアルミニウム軸受合金を供給して板状に連続的に鋳造する連続鋳造方法において、前記アルミニウム軸受合金は、３〜４０質量％のＳｎ、０．５〜７質量％のＳｉ、０．０５〜２質量％のＦｅを含み、前記一対の無端ベルトの走行により、前記鋳造空間で連続的に鋳造されて当該鋳造空間から送り出される前記アルミニウム軸受合金の鋳造板材に対し、水を噴射すると共に、この水噴射よりも前記鋳造空間側で空気を噴出させ、前記噴出された空気によって形成されるエアカーテンにより、前記噴射された水が前記無端ベルト側に飛散することを防止しながら、当該噴射された水によって当該アルミニウム軸受合金の凝固時の冷却速度ΔＴを３〜６℃／ｓｅｃに制御してＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅの３元系金属間化合物を晶出させることを特徴とするものである。
【０００９】
但し、ΔＴ＝（Ｔ−５００）／ｔ
Ｔ：アルミニウム軸受合金の鋳造開始時の温度（℃）
ｔ：アルミニウム軸受合金の温度が５００℃に低下するまでの鋳造開始からの時間（ｓｅｃ）
上記３〜６℃／ｓｅｃという冷却速度は、従来のベルト鋳造機の冷却速度１〜２℃／ｓｅｃに比較して速い。このような３〜６℃／ｓｅｃという速い冷却速度でＡｌ合金を凝固させると、晶出物は粗大化および偏析せず、その後の圧延工程、圧接工程などで割れが発生するなどの不具合を生ずるおそれがなく、また軸受特性を低下させるおそれもない。
【００１０】
本発明の鋳造方法は、上述のように３〜４０質量％のＳｎ、０．５〜７質量％のＳｉ、０．０５〜２質量％のＦｅを含み、Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅの３元系金属間化合物を晶出する新規なＡｌ合金を鋳造する（請求項１）。また、３〜４０質量％のＳｎ、０．５〜７質量％のＳｉ、０．０５〜２質量％のＦｅの他、Ｍｎ、Ｖ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｗのうちから選択された１種以上の元素を総量で０．０１〜３質量％含有し、Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅに当該選択された元素が加わった多元系金属間化合物を晶出する新規なＡｌ合金を鋳造する場合（請求項２）にも好適である。
【００１１】
上記新規なＡｌ合金には、Ｂ、Ｔｉ、Ｚｒのうちから選択された１種以上の元素を総量で０．０１〜２質量％含ませることができる（請求項３）。また、Ｃｕ、Ｍｇ、Ｚｎのうちから選択された１種以上の元素を総量で０．１〜５質量％含ませても良い（請求項４）。
【００１２】
ここで、上記の新規なＡｌ合金を開発するに至った技術的背景を説明する。 近年、エンジンの高性能化に伴い、エンジン用軸受には、更なる耐疲労性、耐摩耗性の向上が求めらる傾向にある。そのうち、耐疲労性に関しては、Ｃｕ、Ｍｎ、Ｖなどの元素を添加してＡｌ合金を強化するようにしている。また、耐摩耗性に関しては、特開昭５８−６４３３２号公報に見られるように、Ａｌ合金にＳｉを添加し、Ａｌ合金中に晶出するＳｉ粒子の大きさと分布を制御すること、或いは、特開昭５８−６７８４１号公報に見られるように、Ａｌ合金にＭｎ、Ｆｅ、Ｍｏ、Ｎｉなどを添加し、Ａｌ合金中にそのＭｎなどとＡｌとの金属間化合物を晶出させることによってなじみ性、非焼付性を高め、ひいては耐摩耗性の向上を図っている。
【００１３】
上記の特開昭５８−６４３３２号公報、特開昭５８−６７８４１号公報では、Ｓｉ粒子、金属間化合物が５μｍ以上４０μｍ以下の大きさを持つ場合に効果があるとする。しかしながら、一般に、Ａｌ中に含まれる硬質粒子は均一に分散することで強化の用に供され、その粒子の大きさは細かいほど効果を発揮するとされているが、特開昭５８−６４３３２号公報、特開昭５８−６７８４１号公報のように、Ｓｉや金属間化合物を５μｍ以上４０μｍ以下という比較的大きな径を持った粒子に制御すると、Ａｌマトリックスの強度が低下し、耐疲労性に劣ったものとなってしまう。すなわち、晶出粒子を小さくして耐疲労性を向上させようとすれば、非焼付性の向上は望み得ず、逆に晶出粒子を大きくして非焼付性ひいては耐摩耗性を向上させようとすれば、耐疲労性の向上は望み得ない、といったジレンマに陥ってしまう。
【００１４】
本発明者は、Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅの３元系金属間化合物、或いはＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅをベースにした多元系金属間化合物を晶出させることによって、耐疲労性を損なうことなく、非焼付性および耐摩耗性を向上させることができるＡｌ合金を発明した。このＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅの３元系金属間化合物、Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅをベースにした多元系金属間化合物は極めて安定しており、裏金鋼鈑との圧接後に施される熱処理によっても、その基本的な形を変えることがない。
【００１５】
すなわち、Ｓｉ自体は共晶物として３次元的には立体的に連結したサンゴ状に晶出するが、鋳造後の圧延、裏金鋼鈑と圧接する際の圧延などによって細かく砕け、その後の熱処理によっても形態を変えてしまう。これはＳｉの特徴で、特に３００℃を越える熱処理では、界面張力を小さくしようとして比較的丸みを帯びた形状に変化する。特に、Ａｌ合金のようなＳｎを多く含む材料においては、その傾向は助長される。
【００１６】
ところが、上記した３元系金属間化合物、多元系金属間化合物はその晶出形態（その一例を図３に示す）を変えず、通常の熱処理温度では、全くその形に変化がないのである。また、その３元系金属間化合物、多元系金属間化合物は、軸受の製造工程中、塑性変形を伴う圧延、圧接工程で粉砕される。しかしながら、この粉砕により、金属間化合物は刃物の破片のようにシャープエッジを持った形態（その一例を図４に示す）となる。Ｓｉ粒では、圧延、熱処理を経て丸みを帯びて細かく割れてしまうが、上記３元系金属間化合物、多元系金属間化合物はシャープエッジを持った攻撃的な形を保つのである。
【００１７】
このような３元系金属間化合物、多元系金属間化合物は少量でも相手軸に対するラッピング作用を持ち、特に初期摩耗の不安定な軸と軸受との関係を安定化させてなじみ性を高めるのに極めて有効である。その具体的な作用は、相手軸の表面の突出部や相手軸の表面の球状黒鉛周辺のバリなどのエッジ部を削り取る作用、Ａｌ合金の弱点である相手軸への凝着による摩耗を未然に防止し、また凝着物を掻き落として焼付きを未然に防止する機能である。
【００１８】
しかも、本発明の３元系金属間化合物、多元系金属間化合物は、圧延を経ても比較的粗大なものが多く、粉砕されて微細化したＳｉ粒子はＡｌマトリックス中に分散してその強度を高める効果を有することと相俟って、耐摩耗性、非焼付性の向上と耐疲労性の向上との両立を可能ならしめるのである。
【００１９】
以上のような３元系金属間化合物、多元系金属間化合物を晶出するＡｌ合金を鋳造する場合、本発明の鋳造方法によって３〜６℃／ｓｅｃの冷却速度で凝固させると、上記金属間化合物が粗大化せず、４０〜５５μｍの大きさの結晶に制御できると共に、Ｓｉの晶出物も粗大化せず、４０μｍ以下の大きさに制御できる。その後に鋳造板材を圧延したり、裏金鋼鈑に圧接したりする際に、金属間化合物は粉砕されて１〜２０μｍの大きさとなり、Ｓｉの晶出物は５μｍ以下の大きさの粒子となる。
【００２０】
請求項１〜４の各成分の組成の限定理由を説明すると、以下の通りである。
（１）Ｓｎ（３〜４０質量％）
Ｓｎは軸受としての非焼付性、なじみ性、埋収性などの表面性能を改善する。Ｓｎの含有量が３質量％未満ではその効果がなく、４０質量％を越えると軸受合金の機械的性質が低下し、軸受性能の低下を招く。好ましいＳｎの含有量は６〜２０質量％である。
【００２１】
（２）Ｓｉ（０．５〜７質量％）
ＳｉはＡｌマトリックス中に固溶すると共に、単体で晶出するものは微細に分散し、材料の疲労強度を高め、また非焼付性、耐摩耗性の向上に寄与する。一方、ＳｉはＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系金属間化合物を構成する必須元素で、適切なラッピング作用や非焼付性、耐摩耗性の向上にも効果がある。０．５質量％未満では合金に固溶してしまい、その効果がない。また、７質量％を越えると粗大晶出し、かえって軸受合金の耐疲労性を害する。好ましいＳｉの含有量は２〜６質量％である。
【００２２】
（３）Ｆｅ（０．０５〜２質量％）
Ｆｅは主にＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系金属間化合物として晶出し、前述の効果をもたらす。そのＦｅを含む金属間化合物は軸との焼付きを防止し、耐摩耗性を向上させる。その特性は０．０５〜２質量％が有効で、０．０５質量％未満ではその効果がなく、２質量％を越えると化合物の粗大化が起こり、軸受合金が脆くなって圧延加工に問題が出てくる。好ましくは０．０７〜１質量％である。
【００２３】
（４）Ｍｎ、Ｖ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｗ（１種以上を総量で０．０１〜３質量％）
これらは選択元素であり、本発明における多元系金属間化合物を構成する。すなわち、Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅに選択された元素αを加えたＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ−αの多元系金属間化合物を生成する。もちろん、単体でＡｌマトリックス中に固溶してＡｌマトリックスも強化する。多元系金属間化合物の生成効果は０．０１質量％未満では期待できず、３質量％を越えると多元系金属間化合物が粗大化し過ぎ、軸受合金としての物性の低下をもたらすと共に、圧延などの塑性加工にも問題を生ずる。その好ましい含有量は０．２〜２質量％である。
【００２４】
（５）Ｂ、Ｔｉ、Ｚｒ（１種以上を総量で０．０１〜２質量％）
これらの選択元素はＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系金属間化合物の生成には寄与せず、Ａｌマトリックスに固溶し、軸受合金の疲労強度を高める効果を持つ。０．０１質量％未満ではその効果はなく、２質量％を越えると軸受合金が脆くなる。その好ましい含有量は０．０２〜０．５質量％である。
【００２５】
（６）Ｃｕ、Ｍｇ、Ｚｎ（１種以上を総量で０．１〜５質量％）
これらの選択元素はＡｌマトリックス強度を向上させる添加元素であり、溶体化処理を施すことにより強制的にＡｌマトリックスに固溶させることができ、急冷、時効させることで、微細な化合物を析出させることもできる。その効果は０．１質量％未満では期待できず、５質量％を越えると粗大な化合物になってしまう。その好ましい含有量は０．５〜４質量％である。
【００２６】
本発明の連続鋳造装置は、３〜４０質量％のＳｎ、０．５〜７質量％のＳｉ、０．０５〜２質量％のＦｅを含むアルミニウム軸受合金、または３〜４０質量％のＳｎ、０．５〜７質量％のＳｉ、０．０５〜２質量％のＦｅの他、Ｍｎ、Ｖ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｗのうちから選択された１種以上の元素を総量で０．０１〜３質量％含むアルミニウム軸受合金を板状に連続的に鋳造するものであって、走行する一対の無端ベルトを備え、当該一対のベルトのほぼ平行に対向する部分の間に鋳造空間を形成したベルト鋳造手段と、このベルト鋳造手段の前記鋳造空間に前記アルミニウム軸受合金の溶湯を当該鋳造空間の一端側から供給する溶湯供給手段と、前記鋳造空間に供給された溶湯を前記一対の無端ベルトを介して冷却する冷却手段と、前記一対の無端ベルトの走行により、前記鋳造空間で連続的に鋳造されて当該鋳造空間の他端側から送り出される鋳造板材に対し、その表裏両側から水を噴射して当該鋳造板材の凝固時の冷却速度ΔＴを３〜６℃／ｓｅｃに制御することにより、Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅの３元系金属間化合物、または前記Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅに前記選択された元素が加わった多元系金属間化合物を晶出させる水噴射手段と、前記水噴射手段よりも前記鋳造空間側においてエアカーテンを形成して前記水噴射手段から噴射された水が前記無端ベルト側に飛散することを防止する空気噴出手段とを具備してなる（請求項５）。
但し、ΔＴ＝（Ｔ−５００）／ｔ
Ｔ：アルミニウム軸受合金の鋳造開始時の温度（℃）
ｔ：アルミニウム軸受合金の温度が５００℃に低下するまでの鋳造開始からの時間（ｓｅｃ）
【００２７】
この連続鋳造装置によれば、鋳造空間から送り出される鋳造板材に対し、その表裏両側から水を噴射するので、鋳造板材を急冷して凝固させることができ、晶出物の粗大化を防止できる。また、空気噴出手段によりエアカーテンを形成するので、水噴射手段から噴射された水が無端ベルトにかかることを、より完全に防止できる。このエアカーテンによる効果は、請求項１においても同様である。
【００２８】
本発明の連続鋳造装置では、鋳造板材を一層急速に冷却できるようにするために、鋳造板材に対し、鋳造空間から送り出された直後の部分に水が噴射されるように構成することができる（請求項６）。
【００２９】
また、本発明の連続鋳造装置では、水噴射手段から鋳造板材に噴射された水の飛散を防止する防滴部材を、鋳造空間から送り出される鋳造板材の表裏両側を覆うように配置することができる（請求項７）。
無端ベルトは溶湯に触れて相当高温度になる。このため、水噴射手段から噴射された水が飛散して無端ベルトに付着し、高温度のＡｌ合金にかかると、その水が爆発的に蒸気化するおそれがある。しかしながら、請求項７のように防滴部材を設けて水噴射手段から噴射された水が無端ベルトにかからないようにすることによって、水が爆発的に蒸気化することを効果的に防止できる。
【００３０】
この場合、請求項８のように、防滴部材の少なくとも鋳造空間側の端部を、鋳造空間側に向かって鋳造板材に次第に接近するように傾斜していることが好ましい。このように防滴板が傾斜していれば、鋳造板材に噴射されて飛び散った水は防滴部材に当たって鋳造空間から遠去かる方向に跳ね返されるので、水が無端ベルトにかかることをより確実に防止できる。
【００３２】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の一実施例を図面を参照しながら説明する。
Ａｌ合金を板状に鋳造する連続鋳造装置はベルト鋳造手段としてのベルト鋳造機を主体にして構成されている。ベルト鋳造機１を示す図２において、基台２には複数個の支柱３が立設されており、これら支柱３に上機枠４が上下動可能に支持されている。また、基台２には、上機枠４の下側に位置して下機枠５が固定されている。そして、上下両機枠４、５には複数本のローラ６ａ〜６ｅ、７ａ〜７ｅが設けられており、それらローラ６ａ〜６ｅ、７ａ〜７ｅに上下一対の無端ベルト８、９が掛け渡されている。なお、無端ベルト８、９はスチール板、或いは耐熱繊維などによって形成されている。
【００３３】
上記各機枠４、５のローラ６ａ〜６ｅ、７ａ〜７ｅのうち、上機枠４については右上のローラ６ｅ、下機枠５については右下のローラ７ｅは、各機枠４、５に回動可能に支持されたアーム１０、１１の先端部に設けられている。そして、アーム１０、１１は油圧シリンダ１２、１３によってそれぞれ矢印Ａ、Ｂ方向に回動付勢されて無端ベルト８、９に張力を付与している。また、ローラ６ａ〜６ｅ、７ａ〜７ｅはモータ（図示せず）に連結されており、その回転により無端ベルト８、９が駆動されてそれぞれ矢印Ｄ、Ｅ方向に走行するようになっている。
【００３４】
上側の無端ベルト８のローラ６ａおよび６ｂ間の部分と下側の無端ベルト９のローラ７ａおよび７ｂ間の部分は互いにほぼ平行に対向し、この上下一対の無端ベルト８、９のほぼ平行に対向する部分の間の空間は鋳造空間Ｃとされている。もちろん、鋳造空間Ｃの左右両側はシール材（図示せず）によって閉塞されている。そして、前記基台２の図示左側には鋳造空間Ｃの一端側に位置して溶湯供給手段としての溶湯溜め１４が設けられており、この溶湯溜め１４に注湯器１５からＡｌ合金の溶湯が供給される。溶湯溜め１４はノズル１６を備え、このノズル１６から溶湯を鋳造空間Ｃに供給するようになっている。
【００３５】
このようなベルト鋳造機１は、無端ベルト８、９を冷却する水冷用ジャケット１７、１８を備えている。水冷用ジャケット１７、１８は上下両機枠４、５に取り付けられ、上下一対の無端ベルト８、９のほぼ平行な部分に対し、鋳造空間Ｃの反対側から接触している。そして、この水冷用ジャケット１７、１８は鋳造空間Ｃ内に供給されたＡｌ合金の溶湯を無端ベルト８、９を介して冷却する。
【００３６】
上下両機枠４、５には鋳造空間Ｃの他端側に位置して上下に対向するローラコンベア１９、２０が設けられており、鋳造空間Ｃで板状に鋳造されたＡｌ合金 （以下、鋳造板材）２１はそれらローラコンベア１９、２０間に送り出される。そして、これら上下両ローラコンベア１９、２０の鋳造空間Ｃ側の部位には、図１にも示すように、鋳造空間Ｃから送り出された直後の鋳造板材２１に対し、上下両側から水を噴射する水噴射手段として、当該鋳造板材２１の送り出し方向である矢印Ｆ方向に沿って並ぶ２本の水噴射パイプ２２、２３が設けられている。この実施例では、鋳造板材２１の板厚は１５ｍｍに設定されているが、上機枠４の上下方向の位置を調節して鋳造間隔Ｃの高さを調節することによって変更可能である。
【００３７】
上下両機枠４、５には、水噴射パイプ２２、２３から噴射された水が外部に飛び散ることを防止する防滴部材２４、２５が設けられている。これら上下の防滴部材２４、２５は浅底の偏平容器状に形成されて鋳造板材２１の通路である上下のローラコンベア１９、２０を覆い隠すように設けられている。これら防滴部材２４、２５の鋳造空間Ｃ側の端部はその上下の間隔が鋳造空間Ｃに向って次第に狭まるように、上防滴部材２４については上面が鋳造空間Ｃに向って下向きに傾斜し、下防滴部材２５については下面が鋳造空間Ｃに向って上向きに傾斜するように形成されている。
【００３８】
また、上下の防滴部材２４、２５の内側には、前記水噴射パイプ２２、２３よりも鋳造空間Ｃ側に位置して空気噴出手段としての空気噴出パイプ２６、２７が設けられている。この空気噴出パイプ２６、２７は上下両側に向けて空気を噴射して防滴部材２４、２５と鋳造板材２１との間にエアカーテンを形成し、水噴射パイプ２２、２３から噴射された水が鋳造空間Ｃ側（矢印Ｆ方向と反対側）に向かって進み、無端ベルト８、９に付着することを防止している。
【００３９】
なお、ローラコンベア１９、２０から送り出された鋳造板材２１はその後、ピンチローラ２８、２９間に挟み込まれ、最終的に図示しない巻き込み機によってコイル状に巻回される。
【００４０】
次に上記のように構成した連続鋳造装置によってＡｌ合金を鋳造する場合の作用を説明する。溶融したＡｌ合金を注湯器１５から溶湯溜め１４に注入すると、その溶湯は溶湯溜め１４のノズル１６から鋳造空間Ｃへ供給される。鋳造空間Ｃへ供給された溶湯は水冷ジャケット１７、１８により無端ベルト８、９を介して冷やされ、その冷却により次第に凝固して板状に成形されながら矢印Ｄ、Ｅ方向に走行している無端ベルト８、９によって矢印Ｆ方向に送られる。そして、水噴射パイプ２２、２３は、鋳造板材２１に対し、鋳造空間Ｃから送り出された直後の部分に水を噴射する。
【００４１】
このように鋳造板材２１は、鋳造空間Ｃから出ると、直ちに噴射水によって冷却されるので、水冷ジャケット１７、１８による冷却に引き続いて水噴射パイプ２２、２３からの噴射水による冷却が行われ、この水噴射により鋳造板材２１は急冷されて凝固を完了するものである。
【００４２】
この実施例では、アルミニウム合金としては、３〜４０質量％のＳｎ、０．５〜７質量％のＳｉ、０．０５〜２質量％のＦｅを含む合金、或いは３〜４０質量％のＳｎ、０．５〜７質量％のＳｉ、０．０５〜２質量％のＦｅの他、Ｍｎ、Ｖ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｗのうちから選択された１種以上の元素を総量で０．０１〜３質量％含有する合金が用いられる。
【００４３】
このＡｌ合金の溶湯は、約８００℃で鋳造空間Ｃに供給される。そして、Ｓｎを除いた部分の凝固が完了する約５００℃にまで冷却された時点を凝固の完了とする。この凝固完了までに、水冷ジャケット１７、１８と水噴射パイプ２２、２３との冷却によって、鋳造板材２１が３〜６℃／ｓｅｃの冷却速度で、鋳造開始温度である８００℃から５００℃まで温度低下するように、水冷ジャケット１７、１８の通水量と水噴射パイプ２２、２３からの噴射水量が設定されている。このような冷却速度で急冷することにより、鋳造板材２１の晶出物の粗大化および偏析が防止される。
以上から明らかなように、ここでいう冷却速度は、冷却速度ΔＴ＝（鋳造開始温度Ｔ−５００）／（鋳造板材の温度が５００℃に低下するまでの鋳造開始からの時間）、と定義されているものである。
【００４４】
ところで、水噴射パイプ２２、２３から噴射水による冷却時において、噴射水は鋳造板材２１に当たって飛散する。Ａｌ合金は約８００℃の高温で鋳造空間Ｃに供給されるため、無端ベルト８、９に水が付着すると、Ａｌ合金の溶湯に触れたとき、その水が急激に蒸発し、危険である。
しかしながら、この水噴射は上下一対の防滴部材２２、２３の間で行われるから、鋳造板材２１に当たって飛散した水は防滴部材２２、２３により遮られて外部に飛び散ることはなく、無端ベルト８、９に水が付着するおそれはない。
【００４５】
この場合、防滴部材２４、２５の鋳造空間Ｃ側の端部はその上下の間隔が鋳造空間Ｃに向って次第に狭まるように、上防滴部材２４については上面が鋳造空間Ｃに向って下向きに傾斜し、下防滴部材２５については下面が鋳造空間Ｃに向って上向きに傾斜するように形成されているので、鋳造空間Ｃ側に向って飛び出ようとする水はその防滴部材２４、２５の傾斜面２４ａ、２５ａに衝突して鋳造空間Ｃの反対側に跳ね返されるようになるので、上下の防滴部材２４、２５と鋳造板材２１との間に存在する隙間から水が外部に飛び出ることを防止できる。
【００４６】
しかも、水噴射パイプ２２、２３よりも鋳造空間Ｃ側に設けられた空気噴出パイプ２６、２７が防滴部材２４、２５と鋳造板材２１との間にエアカーテンを形成するので、水噴射パイプ２２、２３から噴射された水が鋳造空間Ｃ方向に進み、防滴部材２４、２５と鋳造板材２１との間から鋳造空間Ｃ側に漏れ出て無端ベルト８、９に付着することを一層確実に防止することができる。なお、防滴部材２２、２３により受けられた水は、下防滴部材２３に設けられた排出路（図示せず）から排水される。
【００４７】
さて、連続鋳造された鋳造板材２１中には、図３に示すようにＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅの３元系金属間化合物、或いはＡｌ−Ｓｉ−ＦｅにＭｎ、Ｖ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｗのうち選択された元素との多元系金属間化合物（Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ−Ｍｎなど）が晶出すると共に、Ｓｉ粒子が晶出する。そして、この鋳造工程で、その鋳造板材２１の冷却速度を上記のように３〜６℃／ｓｅｃに制御することによって上記金属間化合物の晶出物の大きさを３０〜７０μｍ、Ｓｉ共晶組織の大きさを４０μｍ以下に制御できる。
【００４８】
連続鋳造された鋳造板材２１は、その後、冷間で１５ｍｍから６ｍｍの板厚に連続圧延され、次に、鋳造板材２１に接着層形成用の薄いＡｌ板を圧接し、その後、鋳造板材２１を裏金鋼鈑に圧接してバイメタルを製造する。次いで、鋳造板材２１と裏金鋼鈑との接着力を高めるための焼鈍を行った後、Ａｌ合金を強化するために４７０℃で２０分間保持する溶体化処理を行い、水冷後、１７０℃で１５時間保持する時効処理を施す。
【００４９】
金属間化合物は、上記の圧延、圧接などによって鋳造当初の大きさ４０〜５５μｍから１〜２０μｍ程度に粉砕されて図４に示すようにシャープエッジを持った角張った形状になると共に、その金属間化合物からなる硬質粒子が１ｍｍ^２当たり６〜２００個分布するようになる。このような硬質粒子の大きさおよび分布はその後の熱処理によってもほとんど変わることはない。一方、Ｓｉ粒子も圧延、圧接などによって粉砕され、時効処理後の最終的な形態では最大径が５μｍ未満の丸みを帯びた形状で、１ｍｍ^２当たり２００個以上分布するようになる。その後、バイメタルを機械加工して半割円筒状の軸受を製造する。
【００５０】
次の表１は、試験のために鋳造を実施した合金成分（質量％）、鋳造に使用した連続鋳造装置の種類、冷却速度を示す。同表の鋳造装置の欄のＢＣ１は水噴射パイプを備えた本発明の連続鋳造装置、ＢＣ２は水噴射パイプのない従来の連続鋳造装置を示す。
【００５１】
【表１】

【００５２】
次の表２は表１の合金１〜６（発明品）、合金１１〜１６（従来品）について、鋳造板材の組織検査、圧延性の調査結果、および軸受として製造し、疲労試験、摩耗試験、焼付試験を行った結果を示す。疲労試験、摩耗試験、焼付試験の条件は表３〜５に示す。
【００５３】
【表２】

【００５４】
【表３】

【００５５】
【表４】

【００５６】
【表５】

【００５７】
まず、表２に示す組織検査、試験結果について分析して見る。同表において組織の欄の○印は偏析はなく、また、金属間化合物の晶出物の大きさは４０〜５５μｍの範囲にあって均一に分散していることを示し、×印は偏析ありを示す。この表２でいう偏析とは、鋳造板材の組織の結晶粒にばらつきがある、或いはＳｎやＳｉの分布が不均一である、或いは粗大なＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ系の金属間化合物が存在する状態を言う。圧延性については、圧延工程で５０％圧下した場合の鋳造板材の端部の割れの深さで評価し、割れの深さが５ｍｍ以下のものには○印、５ｍｍを越えるものには×印を付して示した。
【００５８】
同表から明らかなように、冷却速度３〜６℃／ｓｅｃで急冷する発明品はいずれも組織に偏析はなく、冷却速度が３℃／ｓｅｃ未満で徐冷状態となる従来品はいずれも組織に偏析があった。その結果、発明品はいずれも圧延時の割れが軽微で圧延性は良く、従来品は大きな割れを生じて圧延性に劣ることが分かる。このため、発明品では１回当たりの圧下量を大きくして生産性を高めることが可能である。また、耐疲労性、耐摩耗性、非焼付性についても、発明品の方が従来品よりも優れていることが理解される。
【００５９】
このように本発明は、溶融したＡｌ合金を３〜６℃／ｓｅｃの冷却速度で冷却して鋳造板材２１を鋳造することにより、その鋳造板材２１に晶出する金属間化合物およびＳｉを粗大化しないように適度な大きさに制御し、これにて、その後の圧延時に鋳造板材２１に割れが発生しないようにすると共に、その圧延に伴って生ずる金属間化合物、Ｓｉ晶出物の粉砕により、金属間化合物については、前述したラッピング作用などを有効に発揮して非焼付性ひいては耐摩耗性を向上させ得る大きさとなるようにし、Ｓｉ粒子についてはＡｌマトリックスに広く分布して耐疲労性を向上させ得る大きさとなるようにできるものである。
【００６０】
なお、本発明は上記し且つ図面に示す実施例に限定されるものではなく、例えばＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅの３元系金属間化合物、Ａｌ−Ｓｉ−ＦｅにＭｎなどを加えた多元系金属間化合物を晶出するアルミニウム系軸受合金を対象にしたものに限られず、通常のアルミニウム系軸受合金を対象とした鋳造方法、鋳造装置に適用しても良いなど、その要旨を逸脱しない範囲で種々変更して実施することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の一実施例を示すもので、ベルト鋳造機の出口側の断面図
【図２】ベルト鋳造機を主体とした連続鋳造装置の断面図
【図３】Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅの３元系金属間化合物を晶出した鋳造板材の顕微鏡写真の模式図
【図４】Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅの３元系金属間化合物を含む圧延後の鋳造板材の顕微鏡写真の模式図
【符号の説明】
図中、１はベルト鋳造機（ベルト鋳造手段）、８、９は無端ベルト、１４は溶湯溜め（溶湯供給手段）、１７、１８は水冷ジャケット（冷却手段）、１９、２０はローラコンベア、２１は鋳造板材、２２、２３は水噴射パイプ（水噴射手段）、２４、２５は防滴部材、２６、２７は空気噴出パイプ（空気噴出手段）である。

Claims (8)

1. 走行する一対の無端ベルトのうち、ほぼ平行に対向する部分の間に鋳造空間を形成し、この鋳造空間に溶融したアルミニウム軸受合金を供給して板状に連続的に鋳造する連続鋳造方法において、
   前記アルミニウム軸受合金は、３〜４０質量％のＳｎ、０．５〜７質量％のＳｉ、０．０５〜２質量％のＦｅを含み、
   前記一対の無端ベルトの走行により、前記鋳造空間で連続的に鋳造されて当該鋳造空間から送り出される前記アルミニウム軸受合金の鋳造板材に対し、水を噴射すると共に、この水噴射よりも前記鋳造空間側で空気を噴出させ、前記噴出された空気によって形成されるエアカーテンにより、前記噴射された水が前記無端ベルト側に飛散することを防止しながら、当該噴射された水によって当該アルミニウム軸受合金の凝固時の冷却速度ΔＴを３〜６℃／ｓｅｃに制御してＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅの３元系金属間化合物を晶出させることを特徴とするアルミニウム軸受合金の連続鋳造方法。
   但し、ΔＴ＝（Ｔ−５００）／ｔ
   Ｔ：アルミニウム軸受合金の鋳造開始時の温度（℃）
   ｔ：アルミニウム軸受合金の温度が５００℃に低下するまでの鋳造開始からの時間（ｓｅｃ）
2. 前記アルミニウム軸受合金は、３〜４０質量％のＳｎ、０．５〜７質量％のＳｉ、０．０５〜２質量％のＦｅの他、Ｍｎ、Ｖ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｗのうちから選択された１種以上の元素を総量で０．０１〜３質量％含有し、Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅに当該選択された元素が加わった多元系金属間化合物を晶出することを特徴とする請求項１記載のアルミニウム軸受合金の連続鋳造方法。
3. 前記アルミニウム軸受合金は、Ｂ、Ｔｉ、Ｚｒのうちから選択された１種以上の元素を総量で０．０１〜２質量％含むことを特徴とする請求項１または２記載のアルミニウム軸受合金の連続鋳造方法。
4. 前記アルミニウム軸受合金は、Ｃｕ、Ｍｇ、Ｚｎのうちから選択された１種以上の元素を総量で０．１〜５質量％含むことを特徴とする請求項１ないし３のいずれかに記載のアルミニウム軸受合金の連続鋳造方法。
5. ３〜４０質量％のＳｎ、０．５〜７質量％のＳｉ、０．０５〜２質量％のＦｅを含むアルミニウム軸受合金、または３〜４０質量％のＳｎ、０．５〜７質量％のＳｉ、０．０５〜２質量％のＦｅの他、Ｍｎ、Ｖ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｗのうちから選択された１種以上の元素を総量で０．０１〜３質量％含むアルミニウム軸受合金を板状に連続的に鋳造する連続鋳造装置において、
   走行する一対の無端ベルトを備え、当該一対のベルトのほぼ平行に対向する部分の間に鋳造空間を形成したベルト鋳造手段と、
   このベルト鋳造手段の前記鋳造空間に前記アルミニウム軸受合金の溶湯を当該鋳造空間の一端側から供給する溶湯供給手段と、
   前記鋳造空間に供給された溶湯を前記一対の無端ベルトを介して冷却する冷却手段と、
   前記一対の無端ベルトの走行により、前記鋳造空間で連続的に鋳造されて当該鋳造空間の他端側から送り出される鋳造板材に対し、その表裏両側から水を噴射して当該鋳造板材の凝固時の冷却速度ΔＴを３〜６℃／ｓｅｃに制御することにより、Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅの３元系金属間化合物、または前記Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅに前記選択された元素が加わった多元系金属間化合物を晶出させる水噴射手段と、
   前記水噴射手段よりも前記鋳造空間側においてエアカーテンを形成して前記水噴射手段から噴射された水が前記無端ベルト側に飛散することを防止する空気噴出手段と
   を具備してなるアルミニウム軸受合金の連続鋳造装置。
   但し、ΔＴ＝（Ｔ−５００）／ｔ
   Ｔ：アルミニウム軸受合金の鋳造開始時の温度（℃）
   ｔ：アルミニウム軸受合金の温度が５００℃に低下するまでの鋳造開始からの時間（ｓｅｃ）
6. 前記水噴射手段は、前記鋳造板材に対し、前記鋳造空間の他端側から送り出された直後の部分に水を噴射することを特徴とする請求項５記載のアルミニウム軸受合金の連続鋳造装置。
7. 前記水噴射手段から鋳造板材に噴射された水の飛散を防止する防滴部材が前記鋳造空間から送り出される前記鋳造板材の表裏両側を覆うように配置されていることを特徴とする請求項５または６記載のアルミニウム軸受合金の連続鋳造装置。
8. 前記防滴部材の少なくとも前記鋳造空間側の端部は、鋳造空間側に向って前記鋳造板材に次第に接近するように傾斜していることを特徴とする請求項７記載のアルミニウム軸受合金の連続鋳造装置。

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