JP4907248B2 - Ａｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金の連続鋳造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、Ａｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金の連続鋳造方法に関する。
アルミニウム合金はアルミニウム地金を溶解し、これに化学成分組成を調整する母合金を添加溶解し成分組成調整した溶湯をビレット等の鋳塊に鋳造して各種加工用素材に広く供されている。
この種の連続鋳造法としては、水冷鋳型を用いたＤＣ鋳造法と、断熱鋳型を用いた断熱鋳型連続鋳造法とが公知である。
ＤＣ鋳造法は、上下貫通した鋳型の上部に溶湯を供給し、鋳型の下部から鋳塊を連続的に引き出す際に、鋳型を水冷してあるとともに鋳型の下部にて鋳塊の表面に冷却水を噴射して鋳塊を冷却する方法で、水冷鋳型による強力な一次冷却により比較的厚みのある凝固殻を形成するため、殻のブレークアウトが発生しにくいが、水冷鋳型による一次冷却と鋳型下部から噴射される冷却水による二次冷却との冷却幅が広いため内部の金属間化合物の偏析が大きく、鋳塊表面の凹凸も激しいという技術的課題があった。
一方、断熱鋳型連続鋳造法は、断熱してある鋳型の下端から噴射した冷却水のみで鋳塊を冷却する方法で、鋳型による一次冷却を排除しているため、均一な内部組織と平滑な鋳塊表面を得やすいという特徴があるものの、ＤＣ鋳造法に比較して表層の凝固殻が薄く形成されることから、凝固殻のブレークアウトが発生し易く、安定した凝固殻が得られない場合がある。
特に、鋳造するアルミニウム合金がＪＩＳ４０００系アルミニウム合金のようにＳｉ成分が多い場合には、初晶シリコン、共晶シリコン等の金属間化合物の晶出及び成長が複雑化し、安定的な鋳造が困難になるとともに、凹凸等の表面欠陥を誘発しやすい技術的課題があった。
一般的に、４０００系アルミニウム合金は共晶成分を超えると初晶シリコンが晶出する。
これらの初晶シリコンは冷却状態によって晶出形態が異なり、冷却が遅い場合には粗大晶出し、不均一組織となるため、機械的性質ならびに切削性を悪くする。
本合金系においては初晶シリコンを微細・均一に分散晶出させることが重要であり、この問題解決の方法としては冷却速度の向上がある。
特開平９−３８７５１号公報には、断熱部と水冷ケースとを設けた鋳型を開示するが冷却域の幅が広くＡｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金のような共晶成分の多いアルミニウム合金の場合には表面欠陥を迎えるのが難しい。
鋳塊の表面に偏析層が発生したり、凹凸ができるとそれだけピーリング代を多くとらざるを得ず、コスト高の一因となっていた。
特に最近ではＡｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金の押出性が極端に悪いことから、従来の大径ビレットを押出材にしてその後に鍛造製品を得る方法の改善策として、小径ビレットの表面をピーリングしてそのまま鍛造する方法を採用するニーズが高い。
このようなニーズに対応するためにはピーリング代を少なく抑えることができる表面欠陥や偏析の少ない連続鋳造方法が必要となっている。
この種の連続鋳造法としては、水冷鋳型を用いたＤＣ鋳造法と、断熱鋳型を用いた断熱鋳型連続鋳造法とが公知である。
ＤＣ鋳造法は、上下貫通した鋳型の上部に溶湯を供給し、鋳型の下部から鋳塊を連続的に引き出す際に、鋳型を水冷してあるとともに鋳型の下部にて鋳塊の表面に冷却水を噴射して鋳塊を冷却する方法で、水冷鋳型による強力な一次冷却により比較的厚みのある凝固殻を形成するため、殻のブレークアウトが発生しにくいが、水冷鋳型による一次冷却と鋳型下部から噴射される冷却水による二次冷却との冷却幅が広いため内部の金属間化合物の偏析が大きく、鋳塊表面の凹凸も激しいという技術的課題があった。
一方、断熱鋳型連続鋳造法は、断熱してある鋳型の下端から噴射した冷却水のみで鋳塊を冷却する方法で、鋳型による一次冷却を排除しているため、均一な内部組織と平滑な鋳塊表面を得やすいという特徴があるものの、ＤＣ鋳造法に比較して表層の凝固殻が薄く形成されることから、凝固殻のブレークアウトが発生し易く、安定した凝固殻が得られない場合がある。
特に、鋳造するアルミニウム合金がＪＩＳ４０００系アルミニウム合金のようにＳｉ成分が多い場合には、初晶シリコン、共晶シリコン等の金属間化合物の晶出及び成長が複雑化し、安定的な鋳造が困難になるとともに、凹凸等の表面欠陥を誘発しやすい技術的課題があった。
一般的に、４０００系アルミニウム合金は共晶成分を超えると初晶シリコンが晶出する。
これらの初晶シリコンは冷却状態によって晶出形態が異なり、冷却が遅い場合には粗大晶出し、不均一組織となるため、機械的性質ならびに切削性を悪くする。
本合金系においては初晶シリコンを微細・均一に分散晶出させることが重要であり、この問題解決の方法としては冷却速度の向上がある。
特開平９−３８７５１号公報には、断熱部と水冷ケースとを設けた鋳型を開示するが冷却域の幅が広くＡｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金のような共晶成分の多いアルミニウム合金の場合には表面欠陥を迎えるのが難しい。
鋳塊の表面に偏析層が発生したり、凹凸ができるとそれだけピーリング代を多くとらざるを得ず、コスト高の一因となっていた。
特に最近ではＡｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金の押出性が極端に悪いことから、従来の大径ビレットを押出材にしてその後に鍛造製品を得る方法の改善策として、小径ビレットの表面をピーリングしてそのまま鍛造する方法を採用するニーズが高い。
このようなニーズに対応するためにはピーリング代を少なく抑えることができる表面欠陥や偏析の少ない連続鋳造方法が必要となっている。
本発明は、Ａｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金の表面欠陥が少なく、内部組織の均一性に優れた連続鋳造方法の提供を目的とする。
請求項１記載に係る連続鋳造方法は、鋳型内径が５０〜１５０ｍｍで、鋳型の下側を一定の肉厚で上側よりも薄くした一体成型の断熱鋳型の上部にＡｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金の溶湯を供給し、鋳型の下端部に冷却水を噴射して鋳型の下端部を局部的に冷却し、且つ鋳型の下端部から流下する水で鋳型下部から出る鋳塊を冷却することを特徴とする。
本発明は、Ａｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金において、鋳型の下側を一定の肉厚で上側よりも薄くした一体成型の鋳型の下端部を局部的に冷却することで凝固界面直上の温度勾配を大きなものにし、固液共存温度域を狭くして金属間化合物の晶出状態を鋳塊の径方向に均一化させる点に特徴があり、鋳型の下端部に噴射した冷却水が流下して鋳塊の表面を冷却する。
また、鋳型下端部と鋳塊との境界部の冷却をサポートするために請求項２に記載の発明は、鋳型内径が５０〜１５０ｍｍで、鋳型の下側を一定の肉厚で上側よりも薄くした一体成型の断熱鋳型の上部にＡｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金の溶湯を供給し、鋳型の下端部に冷却水を噴射して鋳型の下端部を局部的に冷却し、且つ鋳型の下部から出る鋳塊表面に冷却水を噴射して鋳塊を冷却することを特徴とする。
ここで、Ａｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金とは、アルミニウム合金においてアルミニウムの次に多い成分がＳｉ成分であることをいう。
本発明は、Ａｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金において、鋳型の下側を一定の肉厚で上側よりも薄くした一体成型の鋳型の下端部を局部的に冷却することで凝固界面直上の温度勾配を大きなものにし、固液共存温度域を狭くして金属間化合物の晶出状態を鋳塊の径方向に均一化させる点に特徴があり、鋳型の下端部に噴射した冷却水が流下して鋳塊の表面を冷却する。
また、鋳型下端部と鋳塊との境界部の冷却をサポートするために請求項２に記載の発明は、鋳型内径が５０〜１５０ｍｍで、鋳型の下側を一定の肉厚で上側よりも薄くした一体成型の断熱鋳型の上部にＡｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金の溶湯を供給し、鋳型の下端部に冷却水を噴射して鋳型の下端部を局部的に冷却し、且つ鋳型の下部から出る鋳塊表面に冷却水を噴射して鋳塊を冷却することを特徴とする。
ここで、Ａｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金とは、アルミニウム合金においてアルミニウムの次に多い成分がＳｉ成分であることをいう。
請求項１記載の発明においては、鋳型の下側を一定の肉厚で上側よりも薄くした一体成型の鋳型の下端部を局部的に冷却することにより、Ａｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金の溶湯が凝固する過程において瞬時に凝固が完了するために表面の凹凸が小さくなり、かつ、鋳塊内部も表層同様に固液共存温度域が狭いために、鋳塊表面から内部に向けての一方向凝固性に優れ、金属間化合物の成長が抑制されることから、内部組織が均一になるのでピーリング代を少なく抑えることができ、コストを抑えることができる。
請求項２記載の発明は、鋳型の下端部に冷却水を噴射すると鋳型の下部から出てくる鋳塊表面に冷却水が流下するが、この鋳型の下部から出てくる鋳塊表面にも冷却水を噴射することで流水膜を破るように鋳塊表面を冷却するので、二次冷却効果が高まり界面近傍の温度勾配を大きくすることができるために、鋳塊表面から内部に向けての一方向凝固性がさらに向上し、表面の凹凸が小さくなるとともに鋳造速度を速めることができる。
請求項２記載の発明は、鋳型の下端部に冷却水を噴射すると鋳型の下部から出てくる鋳塊表面に冷却水が流下するが、この鋳型の下部から出てくる鋳塊表面にも冷却水を噴射することで流水膜を破るように鋳塊表面を冷却するので、二次冷却効果が高まり界面近傍の温度勾配を大きくすることができるために、鋳塊表面から内部に向けての一方向凝固性がさらに向上し、表面の凹凸が小さくなるとともに鋳造速度を速めることができる。
図３に、ＪＩＳに規定する４０００系アルミニウム合金の代表的な合金種として４０３２合金の成分規格を示す。
４０３２はＳｉ成分の添加により熱膨張率が純アルミに比較して小さく、耐摩耗性に優れ、Ｃｕ、Ｍｇ、Ｎｉの添加により耐熱性を改善したアルミニウム合金である。
Ａｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金としては、図３の表に示すように、４０３２の規格成分範囲内である共晶合金Ａ、亜共晶合金Ｂ、過共晶合金Ｃの３種類のアルミニウム合金溶湯を用いて鋳塊の製造試験評価に供した。
また、比較製造試験評価用にＡｌ−Ｃｕ系合金ＪＩＳ２０１４、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金６０６１及びＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金７Ｎ０１を用いた。
４０３２はＳｉ成分の添加により熱膨張率が純アルミに比較して小さく、耐摩耗性に優れ、Ｃｕ、Ｍｇ、Ｎｉの添加により耐熱性を改善したアルミニウム合金である。
Ａｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金としては、図３の表に示すように、４０３２の規格成分範囲内である共晶合金Ａ、亜共晶合金Ｂ、過共晶合金Ｃの３種類のアルミニウム合金溶湯を用いて鋳塊の製造試験評価に供した。
また、比較製造試験評価用にＡｌ−Ｃｕ系合金ＪＩＳ２０１４、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金６０６１及びＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金７Ｎ０１を用いた。
アルミニウム地金を溶解し、それぞれ母合金を添加して化学組成成分を調整した溶湯Ｍを用いて図１に示すような連続鋳造装置にてビレット鋳塊を連続鋳造評価した。
図１に示した連続鋳造装置は、溶湯を流し込む受湯部１と、受湯部の下部に設けた上下に貫通した鋳型２を有している。鋳型の材質としては黒煙鋳型を用いた。
鋳型の上部側壁には断熱層３を有し、下部側壁の周囲には水冷ジャケット４を設けてある。
水冷ジャケット４は、給水口４ｂ、冷却水室４ｃ及び冷却水噴射ノズル４ａを有している。
冷却水噴射ノズル４ａは、鋳型の外側の下端部２ａに向けて冷却水が噴射するようになっていて鋳型の下端部を局部的に冷却するようになっている。
また、鋳型の下端部の局部的冷却効果を向上させる観点から、鋳型の下側の肉厚を上側に比較して薄くしてある。
溶湯Ｍは鋳型の上部から入り、鋳型の下端部内側２ｂで冷却され凝固界面Ｍｃを形成しつつ、鋳型の下部からビレット等の連続した鋳塊Ｍｓとして先端底部を受台６にて受けながら連続鋳造する。
鋳型２の外側の下端部２ａを局部的に冷却しているので、従来の断熱型連続鋳造法に比較して固液共存温度域の幅ｄが小さくなる。
また、鋳型２の下端部に噴射した冷却水５は鋳塊の表面に沿って下方向に流水部５ａを形成しながら流下する。
図１に示した連続鋳造装置は、溶湯を流し込む受湯部１と、受湯部の下部に設けた上下に貫通した鋳型２を有している。鋳型の材質としては黒煙鋳型を用いた。
鋳型の上部側壁には断熱層３を有し、下部側壁の周囲には水冷ジャケット４を設けてある。
水冷ジャケット４は、給水口４ｂ、冷却水室４ｃ及び冷却水噴射ノズル４ａを有している。
冷却水噴射ノズル４ａは、鋳型の外側の下端部２ａに向けて冷却水が噴射するようになっていて鋳型の下端部を局部的に冷却するようになっている。
また、鋳型の下端部の局部的冷却効果を向上させる観点から、鋳型の下側の肉厚を上側に比較して薄くしてある。
溶湯Ｍは鋳型の上部から入り、鋳型の下端部内側２ｂで冷却され凝固界面Ｍｃを形成しつつ、鋳型の下部からビレット等の連続した鋳塊Ｍｓとして先端底部を受台６にて受けながら連続鋳造する。
鋳型２の外側の下端部２ａを局部的に冷却しているので、従来の断熱型連続鋳造法に比較して固液共存温度域の幅ｄが小さくなる。
また、鋳型２の下端部に噴射した冷却水５は鋳塊の表面に沿って下方向に流水部５ａを形成しながら流下する。
図２に本発明に係る他の連続鋳造装置の例を示す。
図１に示した連続鋳造装置と異なる点のみを説明する。
水冷ジャケット４は、鋳型冷却水噴射ノズル１４ａと、鋳塊表面冷却水噴射ノズル１４ｂとを２段に有していて、鋳型冷却水噴射ノズル１４ａは鋳型２の下端部を局部的に冷却するように冷却水を噴射する。
鋳塊表面冷却水噴射ノズル１４ｂは鋳塊の表面に向けて冷却水が噴射するようになっていて、鋳型の下端部に噴射した冷却水の流れによる流下水膜を破るように冷却することでさらに二次冷却効果が高まり界面近傍の温度勾配を大きくすることができ、鋳型内側下端部Ｓの冷却能力が高くなる。
本発明に用いる鋳型形状としては、図１及び図２に示したように、鋳型内周径が鉛直方向に同じストレート型、下側が径の大きいテーパー型でもよく、断面形状も円形のみならず異形断面でもよい。
なお、異形断面形状の場合には、最大内接円の径が５０〜１５０ｍｍであることをいう。
図１に示した連続鋳造装置と異なる点のみを説明する。
水冷ジャケット４は、鋳型冷却水噴射ノズル１４ａと、鋳塊表面冷却水噴射ノズル１４ｂとを２段に有していて、鋳型冷却水噴射ノズル１４ａは鋳型２の下端部を局部的に冷却するように冷却水を噴射する。
鋳塊表面冷却水噴射ノズル１４ｂは鋳塊の表面に向けて冷却水が噴射するようになっていて、鋳型の下端部に噴射した冷却水の流れによる流下水膜を破るように冷却することでさらに二次冷却効果が高まり界面近傍の温度勾配を大きくすることができ、鋳型内側下端部Ｓの冷却能力が高くなる。
本発明に用いる鋳型形状としては、図１及び図２に示したように、鋳型内周径が鉛直方向に同じストレート型、下側が径の大きいテーパー型でもよく、断面形状も円形のみならず異形断面でもよい。
なお、異形断面形状の場合には、最大内接円の径が５０〜１５０ｍｍであることをいう。
アルミニウム合金のビレットを連続鋳造した評価結果を図４及び図５の表に示す。
表中、合金種Ａ、Ｂ、Ｃは図３に示した成分の合金種であり、２０１４、６０６１、７Ｎ０１はそれぞれＪＩＳに規定する合金種である。
また、鋳造方法における「断熱鋳型／下端冷却」は図１に示した連続鋳造装置を用いたことを示し、「水冷鋳型」は従来のＤＣ鋳造法を示し、「断熱鋳型」は従来の断熱鋳型連続鋳造方法を示す。
鋳塊径はビレットの直径を示し、表面性状はビレット鋳塊の表面状態を評価したもので表面凹凸が５０μｍ以下を「評価○」、５０μｍを超え１００μｍ以下を「評価△」、１００μｍを超えるものを「評価×」とした。
内部組織はビレットの径方向に沿って金属間化合物の大きさがほぼ同じで、その金属間化合物の大きさが５０μｍ未満を「評価○」、径方向の金属化合物の大きさ変化は小さいがその大きさが５０μｍ以上で１００μｍ未満を「評価△」、径方向に金属間化合物の大きさが変化していて、その大きさが１００μｍ以上を「評価×」とした。
材料特性はビレット鋳塊をＴ６熱処理した後の物性値を示し、σ：引っ張り強度、σ０．２：０．２％耐力値、ε：伸びを示す。
表中、実施例１〜３は本発明に係る鋳型の下端冷却による鋳造方法であり、実施例４〜６は、本発明に係る二段冷却による鋳造方法を用いた。
ＪＩＳ４０３２相当の合金Ａ、実施例２のＳｉ成分４．３％の亜共晶合金Ｂ、実施例３のＳｉ成分２２．０％の過共晶合金Ｃはいずれも表面性状が良く、内部組織が均一であった。
実施例４、５、６においては、実施例１、２、３とそれぞれ比較してさらに表面性状が平滑で内部組織が均一になっていると共に、鋳造速度も速くなり生産性が向上している。
これに対して比較例１、２に示すように、合金Ａであっても従来の水冷鋳型や断熱鋳型を用いると表面の凹凸が大きく、内部組織において金属間化合物が不均一であった。
図６に実施例１、比較例１及び比較例２の鋳塊の表面写真を示す。
図７に実施例１における鋳塊の内部組織写真を示す。
図８に冷却速度の指標となるＤＡＳ（Ｄｅｎｄｒｉｔｅ Ａｒｍ Ｓｐａｃｉｎｇ）測定結果を示す。
比較例１はビレット径２０４ｍｍと他のものよりも大きく、水冷鋳型であるためにＤＡＳが大きく径方向に不均一である。
実施例１と比較例２はビレット径８３ｍｍと小径でありＤＡＳが比較例１よりも小さいが比較例２の方が実施例１に比較して表皮部分が不均一になっている。
これは断熱鋳型のため冷却が不足しているためと推定される。
本発明の鋳型の下端部局部冷却による鋳造方法は、比較的小径のビレット鋳造に効果的であり、概ね、ビレット直径５０〜１５０ｍｍの範囲に適している。
１５０ｍｍを超えると中心部の冷却が不充分となりやすい。
表中、合金種Ａ、Ｂ、Ｃは図３に示した成分の合金種であり、２０１４、６０６１、７Ｎ０１はそれぞれＪＩＳに規定する合金種である。
また、鋳造方法における「断熱鋳型／下端冷却」は図１に示した連続鋳造装置を用いたことを示し、「水冷鋳型」は従来のＤＣ鋳造法を示し、「断熱鋳型」は従来の断熱鋳型連続鋳造方法を示す。
鋳塊径はビレットの直径を示し、表面性状はビレット鋳塊の表面状態を評価したもので表面凹凸が５０μｍ以下を「評価○」、５０μｍを超え１００μｍ以下を「評価△」、１００μｍを超えるものを「評価×」とした。
内部組織はビレットの径方向に沿って金属間化合物の大きさがほぼ同じで、その金属間化合物の大きさが５０μｍ未満を「評価○」、径方向の金属化合物の大きさ変化は小さいがその大きさが５０μｍ以上で１００μｍ未満を「評価△」、径方向に金属間化合物の大きさが変化していて、その大きさが１００μｍ以上を「評価×」とした。
材料特性はビレット鋳塊をＴ６熱処理した後の物性値を示し、σ：引っ張り強度、σ０．２：０．２％耐力値、ε：伸びを示す。
表中、実施例１〜３は本発明に係る鋳型の下端冷却による鋳造方法であり、実施例４〜６は、本発明に係る二段冷却による鋳造方法を用いた。
ＪＩＳ４０３２相当の合金Ａ、実施例２のＳｉ成分４．３％の亜共晶合金Ｂ、実施例３のＳｉ成分２２．０％の過共晶合金Ｃはいずれも表面性状が良く、内部組織が均一であった。
実施例４、５、６においては、実施例１、２、３とそれぞれ比較してさらに表面性状が平滑で内部組織が均一になっていると共に、鋳造速度も速くなり生産性が向上している。
これに対して比較例１、２に示すように、合金Ａであっても従来の水冷鋳型や断熱鋳型を用いると表面の凹凸が大きく、内部組織において金属間化合物が不均一であった。
図６に実施例１、比較例１及び比較例２の鋳塊の表面写真を示す。
図７に実施例１における鋳塊の内部組織写真を示す。
図８に冷却速度の指標となるＤＡＳ（Ｄｅｎｄｒｉｔｅ Ａｒｍ Ｓｐａｃｉｎｇ）測定結果を示す。
比較例１はビレット径２０４ｍｍと他のものよりも大きく、水冷鋳型であるためにＤＡＳが大きく径方向に不均一である。
実施例１と比較例２はビレット径８３ｍｍと小径でありＤＡＳが比較例１よりも小さいが比較例２の方が実施例１に比較して表皮部分が不均一になっている。
これは断熱鋳型のため冷却が不足しているためと推定される。
本発明の鋳型の下端部局部冷却による鋳造方法は、比較的小径のビレット鋳造に効果的であり、概ね、ビレット直径５０〜１５０ｍｍの範囲に適している。
１５０ｍｍを超えると中心部の冷却が不充分となりやすい。
図４、図５の比較例３、４に示すように亜共晶合金ＢにおいてはＳｉ成分が共晶域より少ないので断熱鋳型を用いることで表面性状は良いが内部組織は表皮部の金属間化合物が大きくやや不均一であった。
また過共晶合金Ｃにおいては、Ｓｉ成分が２２％と多く、表面性状も良くなかった。
比較例５〜１０はＡｌ−Ｃｕ系合金、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金及びＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金にて、鋳型下端冷却の影響を調査したものでこれらの合金種ではＡｌ−Ｓｉ系合金と比較して晶出する金属間化合物も少なく、断熱鋳型の方が表面性状及び内部組織が良いことも明らかになった。
上記のように本件発明はＡｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金の連続鋳造に有効な方法であることの理由を図９に示した凝固モデルにて説明する。
図９（ａ）はＡｌ−Ｓｉ系合金における鋳型内壁面での凝固モデルを示し、図９（ｂ）はＪＩＳ２０１４，６０６１，７Ｎ０１等のＡｌ−Ｓｉ系合金に比較して晶出する金属間化合物の少ない低濃度展伸系合金の凝固モデルを示す。
Ａｌ−Ｓｉ系合金の場合には、相対的に個々の凝固単位が大きく、固液界面ではフラット状に凝固が進行するために初晶が晶出後に共晶からなる固相が瞬時に成長する。
これに対して低濃度展伸系合金においては、個々の凝固単位が相対的に小さく、固液界面ではデンドライト組織状に凝固が進行して連続的に固相に変移する。
従って、低濃度展伸系合金においては、断熱鋳型の方が連続的にデンドライト組織状の固相を得ることができるが、Ａｌ−Ｓｉ系合金ではフラット状で断続的に凝固が進行するので凝固界面での冷却速度を速くして、固液界面近傍の温度勾配を大きくしないと平滑な鋳塊表面や内部組織の均一化が図れないことになり、従来の断熱鋳型による連続鋳造では冷却能力が不充分であった。
これに対して本発明に係る連続鋳造方法にあっては、鋳型の下端部を局部的に冷却することで、従来の断熱鋳型よりも局部的な冷却能が高く鋳塊表面から内部に向けての一方向凝固性に優れることが明らかになった。
また過共晶合金Ｃにおいては、Ｓｉ成分が２２％と多く、表面性状も良くなかった。
比較例５〜１０はＡｌ−Ｃｕ系合金、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金及びＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金にて、鋳型下端冷却の影響を調査したものでこれらの合金種ではＡｌ−Ｓｉ系合金と比較して晶出する金属間化合物も少なく、断熱鋳型の方が表面性状及び内部組織が良いことも明らかになった。
上記のように本件発明はＡｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金の連続鋳造に有効な方法であることの理由を図９に示した凝固モデルにて説明する。
図９（ａ）はＡｌ−Ｓｉ系合金における鋳型内壁面での凝固モデルを示し、図９（ｂ）はＪＩＳ２０１４，６０６１，７Ｎ０１等のＡｌ−Ｓｉ系合金に比較して晶出する金属間化合物の少ない低濃度展伸系合金の凝固モデルを示す。
Ａｌ−Ｓｉ系合金の場合には、相対的に個々の凝固単位が大きく、固液界面ではフラット状に凝固が進行するために初晶が晶出後に共晶からなる固相が瞬時に成長する。
これに対して低濃度展伸系合金においては、個々の凝固単位が相対的に小さく、固液界面ではデンドライト組織状に凝固が進行して連続的に固相に変移する。
従って、低濃度展伸系合金においては、断熱鋳型の方が連続的にデンドライト組織状の固相を得ることができるが、Ａｌ−Ｓｉ系合金ではフラット状で断続的に凝固が進行するので凝固界面での冷却速度を速くして、固液界面近傍の温度勾配を大きくしないと平滑な鋳塊表面や内部組織の均一化が図れないことになり、従来の断熱鋳型による連続鋳造では冷却能力が不充分であった。
これに対して本発明に係る連続鋳造方法にあっては、鋳型の下端部を局部的に冷却することで、従来の断熱鋳型よりも局部的な冷却能が高く鋳塊表面から内部に向けての一方向凝固性に優れることが明らかになった。
１ 受湯部
２ 鋳型
３ 断熱層
４ａ 冷却水噴射ノズル
５ 冷却水
６ 受台
２ 鋳型
３ 断熱層
４ａ 冷却水噴射ノズル
５ 冷却水
６ 受台
Claims (2)
- 鋳型内径が５０〜１５０ｍｍで、鋳型の下側を一定の肉厚で上側よりも薄くした一体成型の断熱鋳型の上部にＡｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金の溶湯を供給し、鋳型の下端部に冷却水を噴射して鋳型の下端部を局部的に冷却し、且つ鋳型の下端部から流下する水で鋳型下部から出る鋳塊を冷却することを特徴とするＡｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金の連続鋳造方法。
- 鋳型内径が５０〜１５０ｍｍで、鋳型の下側を一定の肉厚で上側よりも薄くした一体成型の断熱鋳型の上部にＡｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金の溶湯を供給し、鋳型の下端部に冷却水を噴射して鋳型の下端部を局部的に冷却し、且つ鋳型の下部から出る鋳塊表面に冷却水を噴射して鋳塊を冷却することを特徴とするＡｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金の連続鋳造方法。
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