JP5328569B2 - 微細結晶組織を有するＡｌ−Ｓｉ系合金、その製造方法、その製造装置及びその鋳物の製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、微細結晶組織を有するＡｌ−Ｓｉ系合金、その製造方法、その製造装置及びその鋳物の製造方法に関する。

超音波を液体に照射したとき、液体中への音響流や超音波キャビテーションの発生が広く知られている。金属液相プロセスへの超音波の適用も多数報告されており、中でも超音波による凝固組織の微細化は古くから知られている。また、金属結晶粒の微細化には、超音波キャビテーションなどの物理現象が密接に関係すると言われており、超音波振動を鋳造プロセスに適用することは公知となっている。

例えば、特許文献１には、２０〜４０％のＳｉを含有した過共晶Ａｌ合金の金型鋳造部材の製造方法が記載されており、当該製造方法は、素材の融液に超音波振動体を浸漬し、前記超音波振動体を通して超音波振動を付与することで、粗大な針状初晶Ｓｉの微細化を行い、高強度を有する金型鋳造部材を製造するものである。

また、特許文献２には、金属組織改質方法が記載されており、当該方法は、溶融金属の湯面から所定距離離したホーンにより鋳型内の溶融金属に超音波振動を付与することで、溶融金属中に微細な核を発生させると共に、初晶のデンドライトが破壊されて、微細な凝固組織となるものである。

また、特許文献３には、耐磨耗性アルミニウム合金及びその製造方法が記載されており、従来よりもＳｉ含有量を減らすとともにＰを添加し、さらにＭｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｚｒの含有量を適切に設定することにより、機械加工性と熱間加工性を向上している。

特開平７−２７８６９２号公報 特開２００６−１０２８０７号公報 特開平７−９０４５９号公報

しかし、特許文献１に記載された技術においては、初晶Ｓｉの微細化を行うのみであって、初晶α‐Ａｌを微細化することは不可能であった。また、超音波振動体を溶湯に浸漬するため、溶湯付着による超音波振動体の劣化が起こる。

また、特許文献２に記載された技術においては、マクロ結晶粒は微細化できるが、ミクロ結晶粒の微細化はできない。

さらに、特許文献３に記載された技術においては、いわゆる、添加物等の化学的手法を適用することより初晶Ｓｉを微細化する方法であり、添加物として様々な成分をいれるため、リサイクル性の悪化、添加物調合時の作業・管理の手間の増加、鋳造時の偏析、加工時のチッピング、使用時の腐食、拡散などの問題が発生することが想定される。また、このような添加物添加では初晶Ｓｉの微細化を行うことはできるが、初晶α‐Ａｌを微細化することは不可能であった。

つまり、従来からある超音波振動法による結晶の微細化技術においては、マクロ結晶粒の微細化にとどまるのみでありミクロ結晶組織の微細化が困難であった。具体的には、ミクロ結晶組織を微細化するためには、初晶α−Ａｌを晶出させる技術が求められていた。

そこで、本発明は、上記従来の課題を鑑みてなされたものであり、初晶α−Ａｌを晶出させることでミクロ結晶組織が微細化された微細結晶組織を有するＡｌ−Ｓｉ系合金、その製造方法、その製造装置及びその鋳物の製造方法を提供することを目的とする。

本発明の解決しようとする課題は以上の如くであり、次にこの課題を解決するための手段を説明する。

即ち、請求項１においては、
過共晶のＡｌ−Ｓｉ系合金溶湯の冷却過程の際に、前記溶湯に超音波振動を付与して前記溶湯内に超音波キャビテーションを発生させることによって前記溶湯に圧力付与し、前記溶湯中に非平衡の初晶α−Ａｌおよび初晶Ｓｉを晶出させ、前記非平衡の初晶α−Ａｌおよび初晶Ｓｉが晶出した溶湯を、共晶温度直上から水冷により冷却することにより前記非平衡の初晶α−Ａｌに由来する粒状Ａｌおよび前記初晶Ｓｉに由来する粒状Ｓｉが混在する微細結晶組織を形成したものである。

請求項２においては、
過共晶のＡｌ−Ｓｉ系合金を溶融してＡｌ−Ｓｉ系合金溶湯を得る溶融工程と、
前記溶湯の冷却過程の際に、前記溶湯に超音波振動を付与して前記溶湯内に超音波キャビテーションを発生させることによって圧力を付与する圧力付与工程と、
前記非平衡の初晶α−Ａｌおよび初晶Ｓｉが晶出した溶湯を、共晶温度直上から水冷により冷却することにより前記非平衡の初晶α−Ａｌに由来する粒状Ａｌおよび前記初晶Ｓｉに由来する粒状Ｓｉが混在する微細結晶組織を形成する冷却工程と、
を有するものである。

請求項３においては、
過共晶のＡｌ−Ｓｉ系合金溶湯の冷却過程の際に、前記溶湯に超音波振動を付与して前記溶湯内に超音波キャビテーションを発生させることによって前記溶湯に圧力付与し、前記溶湯中に非平衡の初晶α−Ａｌおよび初晶Ｓｉを晶出させ、前記非平衡の初晶α−Ａｌおよび初晶Ｓｉが晶出した溶湯を、共晶温度直上から水冷により冷却することにより前記非平衡の初晶α−Ａｌに由来する粒状Ａｌおよび前記初晶Ｓｉに由来する粒状Ｓｉが混在する微細結晶組織を形成した、微細結晶組織を有するＡｌ−Ｓｉ系合金を製造する製造装置であって、
前記超音波振動を発生させる超音波振動子と、
前記超音波振動子に接続され前記超音波振動を所定方向に伝達する超音波伝達手段と、
前記溶湯を貯留して前記超音波伝達手段に当接する処理容器と、
前記処理容器を前記超音波伝達手段側に押圧して固定する処理容器固定手段と、
を備え、
前記処理容器を介して前記溶湯に前記超音波振動を付与するものである。

請求項４においては、
過共晶のＡｌ−Ｓｉ系合金を溶融してＡｌ−Ｓｉ系合金溶湯を得る溶融工程と、
前記溶湯の冷却過程の際に、前記溶湯に超音波振動を付与して前記溶湯内に超音波キャビテーションを発生させることによって圧力を付与する圧力付与工程と、
前記冷却過程の際に前記非平衡の初晶α−Ａｌおよび初晶Ｓｉが晶出した溶湯を、共晶温度直上から水冷により冷却することにより前記非平衡の初晶α−Ａｌに由来する粒状Ａｌおよび前記初晶Ｓｉに由来する粒状Ｓｉが混在する微細結晶組織を有するＡｌ−Ｓｉ系合金鋳物の鋳造を行う鋳造工程と、
を有するものである。

本発明の効果として、以下に示すような効果を奏する。

請求項１においては、Ｓｉの晶出範囲が著しく小さくなることで、Ｓｉが微細化し、機械的特性が向上したＡｌ−Ｓｉ系合金を得ることができる。

請求項２においては、Ｓｉの晶出範囲が著しく小さくなることで、Ｓｉが微細化し、機械的特性が向上したＡｌ−Ｓｉ系合金を得ることができる。

請求項３においては、溶湯に超音波伝達手段を浸漬することなく非接触で超音波振動を付与するので、超音波伝達手段を介した溶湯の汚染や溶湯付着による超音波伝達手段の劣化がなくなり、歩留まりや装置寿命を向上することができる。

請求項４においては、初晶α−Ａｌを生成した状態で鍛造することで、高強度で、高靭性で耐磨耗性を有する鋳物を得ることができる。

本発明の一実施形態に係るＡｌ−Ｓｉ系合金溶湯に超音波振動を付与して凝固を行うための実験装置（超音波振動装置）の全体構成を示す側面図。 （ａ）（ｄ）はＡｌ−７ｍａｓｓ％Ｓｉ合金、（ｂ）（ｅ）はＡｌ−１２ｍａｓｓ％Ｓｉ合金、（ｃ）（ｆ）はＡｌ−１８ｍａｓｓ％Ｓｉ合金の各供試合金を用いたものであり、上段（ａ）（ｂ）（ｃ）は超音波無加振、下段（ｄ）（ｅ）（ｆ）は共晶凝固終了まで超音波加振したソノ凝固試料断面のミクロ組織を示す写真。 各温度条件から急冷（水冷）して形成されたＡｌ−１８ｍａｓｓ％Ｓｉ合金のミクロ組織を示す写真であり、（ａ）は５７８℃から急冷して形成されたミクロ組織を示す写真、（ｂ）は共晶温度に到達してから１ｓ経過後に急冷して形成されたミクロ組織を示す写真、（ｃ）は共晶温度に到達してから２０ｓ経過後に急冷して形成されたミクロ組織を示す写真。 超音波無加振で５７８℃から急冷（水冷）して形成されたＡｌ−１８ｍａｓｓ％Ｓｉ合金のミクロ組織を示す写真。 超音波加振せずに機械撹拌により得られたＡｌ−１８ｍａｓｓ％Ｓｉ合金の共晶を示す写真。 超音波加振しながら各温度条件から急冷（水冷）して形成された試料底部におけるＡｌ−１８ｍａｓｓ％Ｓｉ合金のミクロ組織を示す写真であり、（ａ）は５８２℃から急冷したミクロ組織を示す写真、（ｂ）は５７８℃から急冷したミクロ組織を示す写真。 常圧下及び高圧下におけるＡｌ−Ｓｉ系平衡状態図。 α−Ａｌ相の断面におけるＳｉ−Ｋαの強度プロファイルを示す図であり、（ａ）は超音波加振せずに凝固させたＡｌ−７ｍａｓｓ％Ｓｉ合金の強度プロファイル、（ｂ）は超音波加振しながら凝固させたＡｌ−１８ｍａｓｓ％Ｓｉ合金の強度プロファイル。 Ｓｉ濃度に応じたα−Ａｌ粒のミクロ硬さ（ビッカース硬さ）の変化を示す図。 Ａｌ−Ｓｉ合金の化学組成（ｍａｓｓ％）を示す図。 ＡｌおよびＳｉの各物理量を示す図。 図３（ｃ）に示すミクロ組織を有するＡｌ−１８ｍａｓｓ％Ｓｉ合金の製造フローを示す図。

次に、発明の実施の形態を説明する。
先ず、本発明の実施形態に係る微細結晶組織を有するＡｌ−Ｓｉ系合金の製造方法を適用する実験装置について図１を用いて説明する。
なお、本実施形態においては、微細結晶組織を有するＡｌ−Ｓｉ系合金を実験的に製造する装置を用いて本発明の実施形態を説明するが、特にこの装置構成のみに限定するものでなく、本実施形態に係る実験装置の構成と同様となるように鋳造装置等を構成することで本発明と同様の作用効果を得ることが可能である。

実験装置１０（以下、装置１０という）は、冷却過程にある金属溶湯を超音波加振しながら凝固させるための装置である。装置１０は、図１に示すように、超音波発生手段１、処理容器２、処理容器固定手段３、熱電対４、上下プレート５、６、図示しない溶湯水冷手段及び時間計測手段を具備する。
なお、冷却過程にある金属溶湯を超音波加振しながら凝固させることを、以下において「ソノ凝固」と呼ぶ。

超音波発生手段１は、超音波伝達手段である超音波ホーン７と、当該超音波ホーン７の下部に連接される超音波振動子８から構成される。

超音波ホーン７は、前記超音波振動子８により発生させた所定方向（本実施形態においては図１に示す矢印方向）の振動エネルギーを被伝達物に伝達する金属製（Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｖ（ｍａｓｓ％）合金製）の共鳴体であり、超音波ホーン７の上端面には前記被伝達物である処理容器２の底部を当接して載置することが可能であり、その外周面はホーン自身の空冷効果を高めるためにフィン形状に加工されている。また、超音波振動子８は、図示しない超音波発振器を介して高周波電源に接続されており、所定の振動条件の超音波振動を発生させることが可能である。

処理容器２は、コップ状の金属製るつぼ（上部内径４０ｍｍ、底部内径３０ｍｍ、有効深さ３３ｍｍのＳＵＳ３０４製容器）であり、所定量の溶湯（本実施形態においてはＡｌ−Ｓｉ系合金溶湯）を貯留可能である。また、前記所定量の溶湯とは、溶湯に対して超音波加振する際においては、溶湯の湯面と処理容器２上端面との間に適宜間隔を有するように処理容器２内に溶湯を満たし、処理容器２内が満杯とならない量の溶湯である。

処理容器固定手段３は、上下方向に伸縮可能であるロッド３ａを有するエアシリンダであり、ロッド３ａの先端にはロッド３ａが下方（処理容器２側）に伸長して処理容器２の上端部を押えるための緩衝材３ｂを備える。処理容器固定手段３は、エアシリンダのロッド３ａを下方に伸長し、緩衝材３ｂの下面を処理容器２の上端部に当接し、処理容器２の上端部を超音波ホーン７側に所定圧にて押圧することで処理容器２が動かないように固定することが可能である。

熱電対４は、溶湯温度計測手段であり、処理容器２内に貯留した溶湯内に浸漬して、溶湯内の所定位置における溶湯温度を測定することが可能である。熱電対４は、図示しない計測記録手段に接続されており、計測記録手段は計測された溶湯温度を連続してモニターしながら記録することが可能である。また、熱電対４にて計測される溶湯温度により溶湯の冷却過程において形成される結晶組織状態を把握することが可能となり、その結果、所望の結晶組織を有する素材を得ることができる。

上プレート５は、前記処理容器固定手段３であるエアシリンダを固定支持するための板状部材である。また、下プレート６は、前記超音波ホーン７と超音波振動子８とを固定支持するための板状部材である。また、上下プレート５、６は、所定間隔を保持した状態で配置されるとともに、超音波加振を行った際に、前記下プレート６の位置が超音波振動子８の共振の腹の部分となるように配置されている。

溶湯水冷手段は、溶湯を急冷（水冷）するための手段である。溶湯水冷手段は、溶湯に対して所定の条件（温度・時間）にて急冷を行うことが可能であり、当該条件を適宜決定することで溶湯を任意の結晶組織状態に凝固することができる。

時間計測手段は、溶湯を急冷する冷却工程に至るまでの時間を計測する手段である。時間計測手段は、結晶組織形成の信頼性（結晶組織の再現性）を向上するための時間管理の際に利用される。

このように装置１０を構成することにより、処理容器２内に所定量の溶湯を注湯して前記超音波ホーン７の上端部に載置後、エアシリンダを駆動して緩衝材３ｂにて処理容器２の上端面を押えて固定し、図示しない超音波発振器により超音波振動子８を所定の振動条件にて振動させると、溶湯に超音波振動が非接触（溶湯と超音波ホーン７とが直接触れない状態）にて印加され、処理容器２内の溶湯中に超音波キャビテーション（気泡）と音響流を発生させることが可能である。すなわち、装置１０は、超音波ホーン７の上端面に押しつけられた処理容器２の底面が超音波振動することで、処理容器２内に注湯した溶湯に超音波振動を伝播させることが可能である。こうして、装置１０は、溶湯に超音波振動を非接触で印加することが可能となる。すなわち、溶湯に超音波ホーン７を直接浸漬することなく非接触で超音波振動を付与するので、超音波ホーン７を介した溶湯の汚染や溶湯付着による超音波ホーン７の劣化がなくなり、歩留まりや装置寿命を向上することができる。
また、装置１０は、前記超音波キャビテーションを利用して溶湯に所定の圧力にて付与する圧力付与装置であり、溶湯中において局部加圧を高効率にて付与することが可能である。
なお、本実施形態においては、圧力付与手段として超音波振動により発生する超音波キャビテーションを用いたが、特に限定するものではなく、例えば、所定の加圧手段により溶湯全体を一体的に加圧する方式を適用することも可能である。
以下に、本発明の実施例として、上述した装置１０を用いて行った微細結晶組織を有するＡｌ−Ｓｉ系合金を得るために行った実験について詳細に説明する。

（実験方法）
金属溶湯を超音波加振するため、本実施例で用いる装置１０の概略を図１に示す。処理容器（るつぼ）２中の溶湯を超音波加振する際は、緩衝材３ｂとエアシリンダを用いて、処理容器２の底面を超音波ホーン７先端面に押しつけた。押しつけられた処理容器２の底面が超音波振動することで、処理容器２内に注湯した溶湯に超音波振動を伝播させた。超音波加振条件は、出力２０００Ｗ、全振幅２０μｍ、共振周波数２０ｋＨｚとした。ただし、全振幅２０μｍはホーン先端の負荷がない状態における測定値である。供試合金として、過共晶組成のＡｌ−１８ｍａｓｓ％Ｓｉ合金を中心に、亜共晶のＡｌ−７ｍａｓｓ％Ｓｉ合金、共晶に近いＡｌ−１２ｍａｓｓ％Ｓｉおよび過共晶のＡｌ−２５ｍａｓｓ％Ｓｉ合金を用いた（以後、ｍａｓｓ％を省略）。これら市販合金インゴットの化学組成を図１０に示す。

過共晶のＡｌ−１８Ｓｉ合金とＡｌ−２５Ｓｉは、各々７３０℃と８３０℃で溶解し、６９０℃と７６０℃で注湯した。また、亜共晶のＡｌ−７Ｓｉ合金とほぼ共晶のＡｌ−１２Ｓｉ合金は７３０℃で溶解し、６４０℃で注湯した。全てのＡｌ−Ｓｉ合金溶湯に対して微細化剤は添加せず、脱ガス処理としてＡｒをＡｌ２Ｏ３パイプの先端から０．９ｋｓの間吹き出した。何れも約６５ｇの溶湯を処理容器２に注湯し、注湯直後から超音波加振し始めた。溶湯が所定の温度に到達した時点で、ミクロ組織を保存するため処理容器２とともに水中に急冷した。Ｋ熱電対を用いて、冷却過程にある溶湯温度を連続的に計測・記録した。特に断らない限り、温度測定および組織観察は容器中心線上の底から８ｍｍのほぼ試料中央位置で行った。ただし、一部のソノ凝固実験では、下部（底面から３ｍｍ）および上部（１３ｍｍ）における測温と組織観察を併せて行った。

超音波振動によって溶湯中に生じる音響流の影響のみを検証するため、機械撹拌で溶湯内に回転流を作り、過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金の凝固過程におけるα−Ａｌの晶出を観察した。そのための機械撹拌実験には、前述のソノ凝固用と同じＳＵＳ３０４製容器を用い、２枚プロペラ型撹拌子（図示せず）を２３ｓ−１（１４００ｒｐｍ）で回転させて撹拌流を発生させた。そして共晶凝固途中まで溶湯を機械撹拌した後、容器とともに水冷した。
通常凝固の亜共晶Ａｌ−Ｓｉ合金に現れる初晶α−Ａｌ相と、ソノ凝固において過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金に晶出する非平衡α−Ａｌ相内のＳｉ濃度を比較するためＥＰＭＡ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏ Ａｎａｌｙｚｅｒ）による線分析を行った。試料準備にあたっては、冷却過程におけるＳｉ濃度の変化を避けるため、共晶凝固完了直後に水中へ急冷し、その試料断面でＥＰＭＡ分析を実施した。また、亜共晶および過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金中に晶出したα−Ａｌ相のミクロ硬さ（ビッカース硬さ）を測定した。ただし、硬さ測定用試料は急冷せず、室温まで空冷した。

次に、実験結果および考察を述べる。
＜ソノ凝固によるミクロ組織の変化＞
超音波振動の有無による、亜共晶Ａｌ−７Ｓｉ、共晶Ａｌ−１２Ｓｉそして過共晶Ａｌ−１８Ｓｉ合金の凝固組織の違いを図２に示す。ただし、上段は超音波無加振、下段は共晶凝固終了まで超音波加振したソノ凝固試料断面のミクロ組織である。図２に示す各ミクロ組織において、白い領域がα−Ａｌ相、灰色部分がＳｉ相である。
超音波加振せずに凝固させた亜共晶組成の図２（ａ）では、デンドライド状の初晶α−Ａｌ相が成長しており、比較的大きな共晶Ｓｉ粒が枝間に認められる。共晶組成の図２（ｂ）は、試料の化学組成が僅かに亜共晶側であり、冷却速度も速いため、初晶α−Ａｌ相のデンドライトが成長している。図２（ｃ）の過共晶組成の場合、大きく成長した初晶Ｓｉ粒の周囲にα−Ａｌ領域が認められ、共晶Ｓｉも比較的大きく成長している。
一方、ソノ凝固させた図２（ｄ）の亜共晶Ａｌ−７Ｓｉ合金の組織は、デンドライド状であった初晶α−Ａｌ相が粒状に変化している。図２（ｅ）の共晶Ａｌ−１２Ｓｉと図２（ｆ）の過共晶Ａｌ−１８Ｓｉでは、白く見える多数の粒状α−Ａｌ相の晶出が特筆される。その結果、共晶組織領域が大幅に減少している。Ａｌ−１２Ｓｉの場合、共晶Ｓｉとは異なる塊状Ｓｉの晶出も僅かに認められる。また、過共晶組成の場合、超音波無加振では粗大であった初晶Ｓｉがソノ凝固では顕著に微細化している。ソノ凝固の場合、何れのＳｉ濃度でも板状であった共晶Ｓｉが微細粒状化している。
以上をまとめると、亜共晶Ａｌ−７Ｓｉをソノ凝固させた場合、初晶α−Ａｌ相がデンドライト状から粒状に形態を変え、共晶組織領域の減少が認められる。共晶組成では、平衡状態に比べて過剰なα−Ａｌ相の粒状晶出とともに共晶とは形態の異なる塊状Ｓｉ粒が現れる。さらに過共晶組成では、初晶Ｓｉ粒の微細化に加えて、特徴的な非平衡α−Ａｌ相の晶出が観察される。ソノ凝固では、初晶が微細化するだけでなく、共晶凝固も影響されると考えられる。
以降、主に過共晶Ａｌ−１８Ｓｉ合金を用いて、ソノ凝固における非平衡α−Ａｌ相の晶出過程について説明する。

＜非平衡粒状α−Ａｌ相の晶出＞
ソノ凝固において、本来過共晶Ａｌ−１８Ｓｉ合金には晶出しない非平衡α−Ａｌ相が認められたことから、先ず非平衡α−Ａｌ相の晶出時期を特定するための実験を行った。超音波加振しながら、異なる固相率まで凝固を進行させた時点で水中に急冷した。代表例として、ソノ凝固急冷試料中央部（底面から８ｍｍ）のミクロ組織を、凝固の進行順に図３に示す。共晶温度直上から急冷した図３（ａ）の場合、微細化した初晶Ｓｉ粒に加えて、初晶Ｓｉ粒の界面から成長するα−Ａｌ相が認められる。比較のため、超音波処理なしの過共晶Ａｌ−１８Ｓｉ合金溶湯を共晶温度直上（５７８℃）から急冷した。その中央部ミクロ組織を図４に示す。α−Ａｌ相は初晶Ｓｉ粒の界面に認められ、一部はデントライト状に成長している。急冷前の共晶温度直上では、初晶Ｓｉの周囲に液相が存在していたと考えられる。すなわち、ソノ凝固させた図３（ａ）からは、共晶温度直上における非平衡α−Ａｌ相の晶出の有無は明確ではない。
図３（ｂ）は共晶温度に到達してから１ｓ経過後に急冷し、図３（ｃ）は共晶温度に到達して２０ｓ経過後に急冷した組織である（図１２に示すフロー参照）。ただし、本実施例におけるソノ凝固の場合、Ａｌ−１８Ｓｉ合金溶湯の共晶凝固時間は約４５ｓであった。図３（ｂ）には、微細化された初晶Ｓｉ粒だけでなく、粒状のα−Ａｌ相が明瞭に認められ、非平衡α−Ａｌ粒は急冷前から存在していたと考えられる。図３（ｃ）になると、粒状α−Ａｌ相およびＳｉ粒の数がさらに増加している。過共晶Ａｌ−１８Ｓｉ合金溶湯をソノ凝固させた場合、試料中央部では、共晶温度に到達すると直ちに非平衡α−Ａｌ粒の晶出が認められ、共晶の進行とともに急速にその数を増している。

＜機械撹拌における粒状α−Ａｌ相の晶出＞
本来過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金には晶出しない非平衡α−Ａｌ粒が、共晶凝固の進行とともにその数を増加している。しかしながら、ソノ凝固試料中央部の組織観察からは、共晶温度に到達する前から非平衡α−Ａｌ相が晶出したか否かは明確ではなかった。類似の凝固現象として、共晶組成付近のＡｌ−Ｓｉ合金溶湯を機械撹拌しながら凝固させるとき、塊状Ｓｉ粒がα−Ａｌ相から独立して存在する分離共晶組織が報告されている。これは共晶凝固過程において、Ｓｉ／α−Ａｌの共存する凝固界面から撹拌流によって共晶Ｓｉが強制的に剥がされる結果、α−Ａｌ相とＳｉ粒が分離して存在すると説明されている。
そこで、音響流による撹拌効果を明確にするために、超音波キャビテーションの発生が少ないと考えられる機械撹拌実験を行った。図１と同じ実験装置を使って、Ａｌ−１８Ｓｉ合金溶湯を超音波加振せずに、共晶途中までプロペラによって機械撹拌しながら凝固させた。得られた代表的なミクロ組織を図５に示す。機械撹拌によって、微細化した初晶ＳｉおよびＳｉ／α−Ａｌが共存する共晶領域に加え、α−Ａｌ粒の晶出が認められる。Ａｌ−１８Ｓｉ合金の共晶凝固過程で機械撹拌を加えることにより、Ｓｉ相とα−Ａｌ相を一部分離して晶出させることが可能である。ソノ凝固に置き換えた場合、音響流の効果によって、過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金の共晶凝固過程、すなわち、共晶温度（５７７℃）においてα−Ａｌ相が分離して晶出する可能性がある。

＜共晶温度以上における粒状α−Ａｌ相の晶出＞
ソノ凝固過程で、共晶温度直上から急冷した試料底部のミクロ組織は、図３（ａ）に示した中央部とは異なり、非平衡α−Ａｌ粒の晶出が明確に認められた。例えば、共晶温度以上の５８２℃および５７８℃から急冷した、ソノ凝固試料底部のミクロ組織を図６に示す。（ｂ）の５７８℃からの急冷組織だけではなく、共晶温度より５℃高い（ａ）の５８２℃から急冷した場合にも、冷却過程で溶湯から晶出したとみられる細かいデンドライト状α−Ａｌ相とは別に、微細化した初晶Ｓｉ粒とともに粒状α−Ａｌ相の晶出が認められる。この試料底部の粒状α−Ａｌ相は、粒径が３０μｍ程度であることから、急冷直前の液相中にすでに存在していたと考えられる。

試料中心線上で、底部から３ｍｍ、８ｍｍ、１３ｍｍの位置において、ソノ凝固過程の溶湯温度を連続的に記録した。超音波加振なしの場合、上部、下部、中央部の共晶温度に到達しており、上部と中央部の時間差は約５ｓであった。しかしながら、ソノ凝固過程の冷却曲線は、音響流の撹拌効果によって上、中、下の位置で共晶温度到達時間にほとんど差がなかった。すなわち、ソノ凝固過程では、共晶温度到達時間の位置による差がないことから、容器底部では共晶温度に到達する前に、共晶組成に近い液相中に、初晶Ｓｉ粒だけでなく粒状のα−Ａｌ相が晶出していたと考えられる。図６（ａ）と図６（ｂ）の比較から、冷却が進むにつれて非平衡α−Ａｌ相は粒状に成長し，その数も増している。ただし、ソノ凝固においても、上、中、下の位置で共晶凝固終了までの時間には差を生じた。共晶が進み固相率が高くなるにしたがって、撹拌されにくくなるため、中央部の共晶終了が遅れると思われる。以上のように、試料底面付近では、共晶温度到達前に非平衡α−Ａｌ相が晶出しており、この実験結果は音響流による共晶温度での分離共晶では説明できない。

＜ソノ凝固におけるキャビテーションの役割＞
超音波キャビテーションの効果を調べるため、図１の超音波振動系（装置１０）を用い、内径２５ｍｍ、深さ５０ｍｍの透明ガラス容器（肉厚１ｍｍ、図示せず）内に純水を入れて加振実験を行った。その結果、振動端面に接しているガラス容器底面およびその付近に、激しい超音波キャビテーション気泡の発生が観察された。キャビテーションは、振動端に近く、有効な核発生サイトを与える容器底面で集中的に発生すると考えられる。キャビテーション気泡の界面は凝固核の発生サイトになり得ることに加え、キャビテーション気泡の崩壊時に、１ＧＰａ以上の高圧を発生することが知られている。ここで、圧力上昇に伴う融点の変化（ｄＴ／ｄＰ）は、Ｃｌａｕｓｉｕｓ−Ｃｌａｐｅｙｒｏｎの式（１）から見積もることができる。
ｄＴ／ｄＰ＝Ｔｍ（Ｖｌｉｑ−Ｖｓｏｌ）／ΔＨｍ ・・・・・（１）
ただし、Ｔｍは融点、ＶｌｉｑとＶｓｏｌはそれぞれ液体と固体のモル体積であり［（Ｖｌｉｑ−Ｖｓｏｌ）／Ｖｓｏｌ＝ΔＶｍ］、ΔＨｍはモル溶融潜熱である。また、ＡｌおよびＳｉの各物理量を図１１の表にまとめて示す。Ａｌの固体は液体よりも密度が大きく、Ｓｉは逆であるため、ＡｌおよびＳｉの融点の圧力依存性は、Ａｌに対して６２℃／ＧＰａ、Ｓｉに対して−４１℃／ＧＰａと計算される。すなわち、Ａｌ溶湯は高圧下で融点が上昇するため、常圧下では液体であっても、高圧では固体として存在することになる。
高圧下におけるＡｌ−Ｓｉ系平衡状態図が報告されており、その一例を図７に示す。容器底面付近のキャビテーション気泡が集中する領域では、溶湯中に１ＧＰａ以上の局所高圧場が発生すると考えられることから、図７では、高圧として２．８ＧＰａにおける状態図を常圧下の平衡状態図と重ね合わせて示した。２．８ＧＰａの高圧下では、α−Ａｌ固溶体の液相線温度が上昇し、共晶点のＳｉ濃度も高くなることが読み取れる。常圧下では、Ａｌ−１８Ｓｉ合金溶湯から初晶Ｓｉが晶出する温度域において、温度低下とともに溶湯中のＳｉ濃度が１８ｍａｓｓ％から１２．６ｍａｓｓ％に近づいていく。本実施例のソノ凝固の場合でも、試料下部の領域で局所高圧場が発生することから、共晶温度（５７７℃）以上でも、非平衡相であるα−Ａｌ粒が晶出できると考えられる。共晶温度到達前は、処理容器２底面付近で晶出した非平衡α−Ａｌ粒が音響流によって試料中心に運ばれ、消滅する可能性がある。そのため、共晶到達前の温度から急冷した試料の中央部分（図３（ａ））では、α−Ａｌ粒が明瞭には観察されなかった。しかしながら、共晶温度まで温度が低下することで、晶出した非平衡α−Ａｌ粒は再溶融しないで存在できるようになる。

つまり、超音波キャビテーション気泡が集中する領域では、溶湯中に１ＧＰａ以上の局所高圧場が発生し、その結果として、共晶点移動によるミクロ組織の微細化のコントロールが可能となる。

＜非平衡α−Ａｌ相のＳｉ濃度と硬さ特性＞
過共晶Ａｌ−１８Ｓｉ合金を高圧下で凝固させた場合、非平衡α−Ａｌ相への固溶Ｓｉ濃度が常圧下の値より上昇することが、図７の高圧下における状態図から予想される。すなわち、超音波キャビテーションによる局部高圧場は、非平衡α−Ａｌ相を晶出させ、α−Ａｌ相中のＳｉ濃度を高くすると考えられる。このキャビテーション効果を確かめるため、ソノ凝固させたＡｌ−１８Ｓｉ合金におけるα−Ａｌ相中のＳｉ濃度をＥＰＭＡ線分析によって測定した。比較のため、超音波加振なしで凝固させた、Ａｌ−７Ｓｉ合金の初晶α−Ａｌ相中のＳｉ濃度も同一条件で測定した。その結果を図８に示す。（ａ）のＡｌ−７Ｓｉ合金の場合、初晶α−Ａｌ相中のＳｉ濃度は中央部で最小となっている。初晶α−Ａｌ相が成長するとき、高温で晶出したα−Ａｌの周囲を、低温で晶出する高Ｓｉ濃度のα−Ａｌが取り囲むことが、図７の常圧下における状態図から理解される。図８（ｂ）のソノ凝固Ａｌ−１８Ｓｉ合金に晶出したα−Ａｌ相中のＳｉ濃度は、図８（ａ）の初晶α−Ａｌ相中の値よりも中央部が高くなっている。図７に示した２．８ＧＰａの平衡状態図のように、高圧下ではα−Ａｌ相の固相線が右上に移動し、α−Ａｌ相中のＳｉ固溶限が上昇する。本実施例のソノ凝固過程で晶出する非平衡α−Ａｌ相は、超音波キャビテーション気泡の崩壊時に発生する、局部高圧場で晶出したと考えられるため、高圧下の状態図のように高いＳｉ濃度になったと考えられる。ただし、高Ｓｉ濃度域は中心付近の結晶核に限定されており、α−Ａｌ相の成長とともにＳｉ濃度がほぼ均一になったものと思われる。
ソノ凝固特有の非平衡α−Ａｌ相は、亜共晶組成で晶出する初晶α−Ａｌに比べてＳｉ濃度が高いことから、機械的性質の向上が期待できる。ソノ凝固させた過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金に現れる非平衡α−Ａｌ相、通常のＡｌ−７Ｓｉ合金の初晶α−Ａｌ相のビッカース硬さを測定した。その結果を図９に示す。過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金において非平衡相として晶出したα−Ａｌ粒は、亜共晶組成における初晶α−Ａｌ相よりも硬くなっている。すなわち、ソノ凝固させた過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金は、非平衡α−Ａｌ相による靭性を備え、微小初晶Ｓｉ粒を含む新たな耐磨耗材料として用途開発が期待できる。

上述したように、過共晶組成のＡｌ−１８ｍａｓｓ％Ｓｉ合金を中心に、超音波加振しながら凝固させるソノ凝固実験を行い、以下の結論を得た。
（１）過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金をソノ凝固させることによって、初晶Ｓｉが微細化するだけでなく、粒状の非平衡α−Ａｌ相が多数晶出する。粒状α−Ａｌ相が晶出することから、Ｓｉ／α−Ａｌからなる共晶領域は著しく減少する。
（２）ソノ凝固させる容器底面近傍では、著しいキャビテーションの発生が認められた。キャビテーション気泡の崩壊によって発生する局部高圧場は、α−Ａｌ相の液相線温度を上昇させ、α−Ａｌ相中のＳｉ固溶限を高くする。この局所高圧場の発生によって、共晶温度（５７７℃）以上でも非平衡α−Ａｌ相を晶出することが可能である。
（３）高圧下の状態図から予想されるように、ソノ凝固によって晶出した非平衡α−Ａｌ相中のＳｉ濃度は、通常凝固させた亜共晶Ａｌ−Ｓｉ合金の初晶α−Ａｌ相の値よりも高くなる。以上のように、過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金のソノ凝固の場合、共晶温度以上で、高いＳｉ濃度の非平衡α−Ａｌ相を晶出することから、超音波キャビテーション気泡の崩壊による局部高圧場が、支配的な役割を果たしていると考えられる。

以上の実験結果に基づいて、過共晶Ａｌ−Ｓｉ系合金（１２％Ｓｉ以上）であるＡｌ−１８Ｓｉ合金を溶融し、溶湯を凝固させる際の冷却過程で前述した装置１０を用いて振動条件（周波数：２０ｋＨｚ、全振幅：２０μｍ）にて局部加圧を行ってソノ凝固させ、共晶温度以上で急冷することにより粒状α−Ａｌを晶出させＳｉ／α−Ａｌからなる共晶領域を著しく減少させた微細結晶組織（図３（ｂ）（ｃ））を生成することが可能となる。
また、上述したように、ソノ凝固特有の非平衡α−Ａｌ相は、通常凝固させた亜共晶Ａｌ−Ｓｉ合金の初晶α−Ａｌ相の値よりも高くなる亜共晶組成で晶出する初晶α−Ａｌに比べてＳｉ濃度が高い、すなわち、耐磨耗性を向上させるＳｉ成分が多いことから、晶出のさせかたを制御することで凝固形成されるＡｌ−Ｓｉ系合金の機械特性を向上し、耐磨耗性を制御するだけでなく靭性を制御して合金を鋳造することが可能である。

前記実験にて説明したように、本実施形態に係る微細結晶組織を有するＡｌ−Ｓｉ系合金を製造する方法は、Ａｌ−Ｓｉ系合金を溶融してＡｌ−Ｓｉ系合金溶湯を得る溶融工程と、前記溶湯の冷却過程の際に圧力を付与する圧力付与工程と、前記溶湯を急冷する冷却工程と、を有するものである。これにより、Ａｌ−Ｓｉ系合金溶湯の冷却過程の際に前記溶湯に圧力付与することにより初晶α−Ａｌを晶出させて微細結晶組織を得るので、Ｓｉの晶出範囲が著しく小さくなることで、Ｓｉが微細化し、機械的特性が向上したＡｌ−Ｓｉ系合金を得ることができる。

＜初晶α−Ａｌが生成した溶湯を用いた鋳造＞
前記実施例にて説明した微細結晶組織を有するＡｌ−Ｓｉ系合金の製造方法は、鋳造や鍛造に適用することが可能である。以下、具体的な適用例について説明する。

先ず、前述したように、Ａｌ−Ｓｉ系合金溶湯のソノ凝固過程において溶湯中に生成（晶出）する非平衡α−Ａｌ粒を利用して鋳造を行う鋳造方法を説明する。
前述したようにＡｌ−１８Ｓｉ合金溶湯（７３０℃）を用いて所定の振動条件にてソノ凝固を行うことで、図３（ａ）（ｂ）（ｃ）に示すミクロ組織を得ることが可能であるが、鋳造の際に、前述した方法と同様にして、このようなミクロ組織を有した鋳物（鋳造品）を製造することも可能である。

本実施形態に係る微細結晶組織を有するＡｌ−Ｓｉ系合金鋳物の製造方法における主なフローは、Ａｌ−Ｓｉ系合金を溶融してＡｌ−Ｓｉ系合金溶湯を得る溶融工程と、前記溶湯の冷却過程の際に圧力を付与する圧力付与工程と、前記冷却過程の際に初晶α−Ａｌが生成した溶湯を用いてＡｌ−Ｓｉ系合金鋳物の鋳造を行う鋳造工程と、とからなる。
また、前記フローにおける溶融工程、前記圧力付与工程の各工程は、前述した微細結晶組織を有するＡｌ−Ｓｉ系合金の製造方法における各工程と同様である。
なお、溶融工程と圧力付与工程との間に、溶湯の脱ガスや不純物除去（ノロ取り）を行う溶湯清浄化工程を導入することも可能である。

まず、前記Ａｌ−Ｓｉ系合金鋳物の製造方法を適用する装置としては、前述した装置１０もしくは装置１０と同等の構成を有する超音波振動装置と、遠心鋳造あるいは金型鋳造など目的に応じた鋳造装置もしくは鍛造装置（鋳造・鍛造プロセス）と、を具備すればよい。
なお、超音波振動装置と鋳造装置とを一体的に構成することで、上記鋳物の製造を連続的に行う構成とすることも可能である。

また、前記鋳造工程は、所定の鋳型にソノ凝固過程を経た溶湯を注湯して当該鋳型を所定の冷却条件（例えば、鋳型を急冷（水冷）する条件）により冷却するものであり、この鋳造工程における鋳造方式としては、金型鋳造や遠心鋳造等がある。すなわち、鋳造工程では、超音波振動装置によりソノ凝固過程を経た溶湯（初晶α−Ａｌの核が生成した状態の溶湯）が鋳型に注湯され鋳造が実行される。

以下に、適用例をフローで示す。各フローは前述した各工程（溶融工程→溶湯清浄化工程→圧力付与工程→鋳造工程）に主に対応するものであり、説明は省略する。
＜適用例１：微細Ｓｉの表面晶出方法＞
７３０℃でＡｌ−１８ｍａｓｓ％Ｓｉ溶解→溶湯清浄化（脱ガス、ノロ取り）→超音波加振（２０ｋＨｚ、２０μｍ）→５７８℃到達後遠心鋳造。
＜適用例２：高強度鋳物製造方法＞
７３０℃でＡｌ−１８ｍａｓｓ％Ｓｉ溶解→溶湯清浄化（脱ガス、ノロ取り）→超音波加振（２０ｋＨｚ、２０μｍ）→５７８℃到達後金型鋳造。
適用例１を適用した場合、図３（ａ）に示すように晶出した初晶Ｓｉが鋳物の中心側（内側）に移動することになる。その結果、内部に摺動面を有する部材、例えば、シリンダブロックなどの摺動面を有する部材等において所望の部位に耐磨耗性を付与することができる。また、適用例２を適用した場合、図３（ａ）に示すように晶出した初晶Ｓｉの存在により鋳物の高強度組織化が可能である。

＜適用例３：傾斜Ｓｉ層析出耐磨耗材製造＞
７３０℃でＡｌ−１８ｍａｓｓ％Ｓｉ溶解→溶湯清浄化（脱ガス、ノロ取り）→超音波加振（２０ｋＨｚ、２０μｍ）→５７７℃到達後遠心鋳造。
＜適用例４：チクソモールディング＞
７３０℃でＡｌ−１８ｍａｓｓ％Ｓｉ溶解→溶湯清浄化（脱ガス、ノロ取り）→超音波加振（２０ｋＨｚ、２０μｍ）→５７７℃到達後金型鋳造。
適用例３を適用した場合、図３（ｂ）に示すように晶出した初晶Ｓｉが鋳物の中心側（内側）に移動するとともに共晶Ｓｉが適用例１と比べてさらに鋳物の中心側（内側）に移動することになる。その結果、内部に摺動面を有する部材、例えば、シリンダブロックなどの摺動面を有する部材等において所望の部位に適用例１に示したものよりもさらに耐磨耗性を付与することができる。また、適用例４を適用した場合、チクソ効果を有したチクソモールディング材を得ることができる。

＜適用例５：高強度Ａｌ鍛造品の製造＞
７３０℃でＡｌ−１８ｍａｓｓ％Ｓｉ溶解→溶湯清浄化（脱ガス、ノロ取り）→超音波加振（２０ｋＨｚ、２０μｍ）→５７７℃到達後２０秒待機→鍛造。
＜適用例６：セミソリッド用ビレット製造＞
７３０℃でＡｌ−１８ｍａｓｓ％Ｓｉ溶解→溶湯清浄化（脱ガス、ノロ取り）→超音波加振（２０ｋＨｚ、２０μｍ）→５７７℃到達後２０秒待機→急冷。
適用例５を適用した場合、図３（ｃ）に示すようなミクロ組織を有する鍛造品となる。その結果、鍛造品の高強度化が可能となる。また、適用例６を適用した場合、セミソリッド用ビレットを再溶融してセミソリッド鋳造を行って、高強度の鋳造品を得ることができる。

上述した適用例にて示したように、初晶Ｓｉ等が晶出している結晶を有効利用することで、より一層機械特性を向上した鋳造品や鍛造品を提供することが可能となる。

本発明では、冷却過程にある金属溶湯を超音波加振しながら凝固させると（ソノ凝固させると）、ミクロ組織が微細になり、機械的性質の向上が期待できる。結晶粒の微細化は凝固核数の増加とほぼ同義であることから、溶湯の撹拌、すなわち、超音波音響流が鋳型壁面からの結晶核の遊離を促進し、結晶核数の増加に有利である。
また、上述したように、亜共晶あるいは過共晶組成のＡｌ−Ｓｉ合金溶湯をソノ凝固させた場合、初晶のα−Ａｌ相あるいはＳｉ粒の微細化が観察された。さらに過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金溶湯をソノ凝固させたミクロ組織には、微細化された初晶Ｓｉ粒に加えて、平衡状態図からは予想できない非平衡α−Ａｌ相の晶出が観察された。
このように、亜共晶もしくは過共晶組成のＡｌ−Ｓｉ合金溶湯をソノ凝固させれば、どちらにおいてもＳｉ粒の微細化が確認され形成される合金が機械特性、とりわけ耐磨耗性が良好となる。また、溶湯として用いるインゴットとしては、亜共晶よりも過共晶組成のＡｌ−Ｓｉ合金の方がＳｉ濃度の点で耐磨耗性を得る上ではより好ましい。

本発明では、非平衡α−Ａｌ相の晶出には、超音波キャビテーション気泡の発生と崩壊が重要な役割を果たすと仮定し、ソノ凝固途中から水中への急冷実験などを行って、その晶出機構を見出し、この晶出機構を利用して機械特性の優れた合金を製造することが可能であることを見出した。

なお、本実施形態に示した微細結晶組織を得るための製造方法はＡｌ−Ｓｉ合金への適用に限定するものではなく、その他の合金として例えばＡｌ−Ｍｇ系、Ｍｇ−Ｚｎ系等の２元系や３元系組成の合金に対しても本発明に係る製造方法を適用して微細結晶組織を得ることも可能である。

本発明では、過共晶Ａｌ−Ｓｉ系（１２％Ｓｉ以上）合金溶湯により耐磨耗性を向上した材料を製造することが可能となる。例えば、メッキ、表面被覆等を軽減できる部材を鋳造や鍛造により得ることができる。

本発明では、溶湯に圧力をかける装置の一例として超音波振動装置を用いたことにより、溶湯内において超音波加振による溶湯局部圧力増大が起こり、共晶点移動（共晶温度上昇、Ｓｉ元素飽和温度上昇）の作用を得る。その結果、容易に初晶α−Ａｌを得ることが可能となり凝固組織を任意の状態に制御することができる。

本発明では、溶湯を直ちに急冷して凝固する冷却工程により任意に晶出した初晶α−ＡｌやＳｉ粒の結晶を固化することを特徴とする。その結果、耐磨耗性を有するとともに高靭性（粒状微細化）を両立する結晶組織を得ることができる。

１ 超音波発生手段
２ 処理容器（るつぼ）
３ 処理容器固定手段
７ 超音波ホーン
８ 超音波振動子
１０ 実験装置

Claims (4)

1. 過共晶のＡｌ−Ｓｉ系合金溶湯の冷却過程の際に、前記溶湯に超音波振動を付与して前記溶湯内に超音波キャビテーションを発生させることによって前記溶湯に圧力付与し、前記溶湯中に非平衡の初晶α−Ａｌおよび初晶Ｓｉを晶出させ、前記非平衡の初晶α−Ａｌおよび初晶Ｓｉが晶出した溶湯を、共晶温度直上から水冷により冷却することにより前記非平衡の初晶α−Ａｌに由来する粒状Ａｌおよび前記初晶Ｓｉに由来する粒状Ｓｉが混在する微細結晶組織を形成したことを特徴とする微細結晶組織を有するＡｌ−Ｓｉ系合金。
2. 過共晶のＡｌ−Ｓｉ系合金を溶融してＡｌ−Ｓｉ系合金溶湯を得る溶融工程と、
   前記溶湯の冷却過程の際に、前記溶湯に超音波振動を付与して前記溶湯内に超音波キャビテーションを発生させることによって圧力を付与する圧力付与工程と、
   前記非平衡の初晶α−Ａｌおよび初晶Ｓｉが晶出した溶湯を、共晶温度直上から水冷により冷却することにより前記非平衡の初晶α−Ａｌに由来する粒状Ａｌおよび前記初晶Ｓｉに由来する粒状Ｓｉが混在する微細結晶組織を形成する冷却工程と、
   を有することを特徴とする微細結晶組織を有するＡｌ−Ｓｉ系合金の製造方法。
3. 過共晶のＡｌ−Ｓｉ系合金溶湯の冷却過程の際に、前記溶湯に超音波振動を付与して前記溶湯内に超音波キャビテーションを発生させることによって前記溶湯に圧力付与し、前記溶湯中に非平衡の初晶α−Ａｌおよび初晶Ｓｉを晶出させ、前記非平衡の初晶α−Ａｌおよび初晶Ｓｉが晶出した溶湯を、共晶温度直上から水冷により冷却することにより前記非平衡の初晶α−Ａｌに由来する粒状Ａｌおよび前記初晶Ｓｉに由来する粒状Ｓｉが混在する微細結晶組織を形成した、微細結晶組織を有するＡｌ−Ｓｉ系合金を製造する製造装置であって、
   前記超音波振動を発生させる超音波振動子と、
   前記超音波振動子に接続され前記超音波振動を所定方向に伝達する超音波伝達手段と、
   前記溶湯を貯留して前記超音波伝達手段に当接する処理容器と、
   前記処理容器を前記超音波伝達手段側に押圧して固定する処理容器固定手段と、
   を備え、
   前記処理容器を介して前記溶湯に前記超音波振動を付与することを特徴とする微細結晶組織を有するＡｌ−Ｓｉ系合金の製造装置。
4. 過共晶のＡｌ−Ｓｉ系合金を溶融してＡｌ−Ｓｉ系合金溶湯を得る溶融工程と、
   前記溶湯の冷却過程の際に、前記溶湯に超音波振動を付与して前記溶湯内に超音波キャビテーションを発生させることによって圧力を付与する圧力付与工程と、
   前記冷却過程の際に前記非平衡の初晶α−Ａｌおよび初晶Ｓｉが晶出した溶湯を、共晶温度直上から水冷により冷却することにより前記非平衡の初晶α−Ａｌに由来する粒状Ａｌおよび前記初晶Ｓｉに由来する粒状Ｓｉが混在する微細結晶組織を有するＡｌ−Ｓｉ系合金鋳物の鋳造を行う鋳造工程と、
   を有することを特徴とする微細結晶組織を有するＡｌ−Ｓｉ系合金鋳物の製造方法。