JPS63149066A

JPS63149066A - 金属凝固組織の微細化方法

Info

Publication number: JPS63149066A
Application number: JP29658886A
Authority: JP
Inventors: Tadayoshi Takahashi; 忠義高橋; Takashi Sakurai; 桜井　隆; Yoshitaka Iwabuchi; 岩渕　義孝
Original assignee: Japan Steel Works Ltd
Current assignee: Japan Steel Works Ltd
Priority date: 1986-12-15
Filing date: 1986-12-15
Publication date: 1988-06-21
Anticipated expiration: 2010-07-05
Also published as: JPH0761537B2

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】［産業上の利用分野］本発明は鉄鋼、非鉄金属を問わず鋳塊を製造する際の金
属凝固組織の＠細化方法に関する。

［従来の技術］鋳塊の凝固組織はミクロ偏析、マクロ偏析、ポロシティ
−１割れ等の欠陥を防止する上で微細であることが好ま
しい、また、一般に、最終製品の性質、特に靭性や延性
等も凝固組織が微細な方が良好である。そこで、これま
でに凝固組織を微細化するために、次のような方法が試
みられている。

■イし鉦１ａ胆払− 例えば、５ＵＳ４３０鋼にＴｉを添加し、凝固組織をｖ
！１細化する例が伊藤幸良らによりＵ、第６６巻＜１９
８０年）Ｎｏ、５の第７１０頁に開示されている。この
文献には、Ｔｉの添加により生成するＴｉＮの核作用に
より組織が微細化するとの説明がなされている。また、
純鉄にＴｉ、Ｎｂ、Ｐなどを添加して微細な結晶を得る
例が大ＦＩＦ篤美の日本鉄鋼協会凝固部会提出資料、凝
固１４−１−１に開示されている。

■１１１広− 例えば、５ＵＳ４３０ｆＲにコバルト−ボレート（Ｃａ
ＯとＢ２０．の混合物）等を添加して凝固組織を微細化
する例（例えば、九ξ」、第６６巻、Ｎｏ、６の第７１
０頁）がある。

Φ量Ｕ拌韮− この方法は例えば伊藤幸良らのＬＬ燵、第６６巻（１９
８０年）Ｎｏ、８、第１０９３頁等の多数の報告例があ
り、振動、撹拌源も音波、機械エネルギー、電気エネル
ギーと多岐にわたっている。しかし、これらの方法はい
ずれも凝固過程中に金属に外的な力を作用させて凝固組
織を微細化させることでは共通している。微細化のメカ
ニズムとしては鋳型表面から中心に向かって発達するデ
ンドライト結晶（樹枝状晶）が外部からの力により分断
されるか、あるいは溶融金属表面に生成するデンドライ
ト結晶が沈降（いわゆるシャワリング）するために結晶
が等軸晶化し、組織が細かくなるとの説明がなされてい
る。

［発明が解決しようとする問題点］上述の従来技術のうち、■の合金元素添加法では、Ｔｉ
添加の例で示したように、ＴｉＮ等の非金属介在物を生
成して金属の清浄度を低下させる場合がある。また、合
金元素の中には非常に高価なものや、合金させると不純
物として金属の性能を劣化させるものがあり、適用範囲
が限定される。

また、■接種法の例では、酸化物の添加による酸素含有
量の上昇及びそれに伴う清浄度の低下が心配される。

次に、■の振動、撹拌法では、凝固組織が微細になる一
方で、溶融金属の表面に浮かぶスカムやスラグを巻き込
む確立が高くなり、また、振動、撹拌条件によっては逆
に偏析が生じたり、鋳塊の鋳肌あるいは表層部が不健全
になる場合がある。

従って、本発明の目的は外部から合金元素や接種剤等の
添加物を加えず、また、凝固中の金属に外部から力を加
えることなしに微細な凝固組織を得る方法を提供するこ
とにある。

［問題点を解決するための手段］本発明は鋳塊の製造において、溶融状態の主金属に１種
または２種以上の溶融状態または半溶融状態の副金属を
混合し、該混合金属を鋳型内で凝固させることを特徴と
する金属凝固組織の微細化方法にある。

［作　用コ本発明方法は溶融金属から鋳塊を製造する際に、主金属
（Ｐｒｉ＋ａａｒｙ　ｍｅ目）に１種または２種以上の
副金属（Ｓｕｂ　ｍｅｌｔ）を混合し、エンタルピーの
差を利用して混合後の金属を適冷状態とし、結晶の析出
を均−且つ急速に行なわせて凝固組織を微細にするもの
である。ただし、ここで主金属と副金届は異種の金属、
あるいは同一種の合金の場合には組成が異なるものとす
る。また、主金属は常にその平衡液相線温度（凝固開始
温度）より高温にして混合するが、副金属はその平衡液
相線温度より高温で混合するか、または平衡液相線温度
より低温で混合する。

次に、本発明方法の原理を主金属（Ｐ）に１種類の副金
属（Ｓ）を混合する場合を例にして以下に説明する：Ａ、百　　Ｓ　＜　　Ｓ　　パ　の−ム（副金属が固相
を含まない溶融状態の場合）主金属（Ｐ）をその平衡液
相線温度ＴＰよりΔＴＰ高い温度で、また、副金属（Ｓ
）をその平衡液相線温度ＴｓよりΔＴｓ高い温度で混合
するとする。混合後の金属の温度をＴ、とすると、混合
前後のエンタルピーの保存則から下記の（１）式が成立
する。

ｆＮ（Ｐ）　）Ｍ（Ｓ）　ｌＣ−・ＴＮ＝Ｍ（Ｐ）・（
Ｔｐ÷ΔＴｐ）・ＣＬ（Ｐ）４Ｍ（Ｓ）・（Ｔｓ＋ΔＴ
ｓ）・ＣＬ（Ｓ）＋Δ１１　　（１）式中、Ｍ（Ｐ）：
主金属の重量Ｍ（Ｓ）：副金属の重量ＣＬ（Ｐ）：主金属の液体での定圧比熱ＣＬ（Ｓ）：副
金属の液体での定圧比熱ΔＨ：混合エンタルピー：主金属と副金属の重量平均定圧比熱従って、混合後の金属の温度Ｔ、は（１）式を変形した
（２）式で表される。

今、Ｔ−が混合後の新組成の金属の平衡液相線温度ＴＢ
より低い場合には、金属はＴＢ−Ｔ、たけ適冷した状態
となり、それによって急速且つ均一な結晶の析出が起こ
り易くなる。

次に、（２）式を使った計算例を示す、第１図は主金属
として純Ａ１、副金属としてＡ１−４０重１％Ｌｉ合金
を混合した場合の例であるが、第１図の横軸は副金属の
型皿混合比（％）及び混合後の合金のＬ１濃度（重量％
）を示し、縦軸は温度を示す。

第１図中、実線ａ、　ｂ及びＣは（２）式から求めた混
今後の金属の温度Ｔ）４であるが、ここでは混合前の主
金属の過熱度ΔＴＰと副金属の過熱度ΔＴＳを同一とし
、これらが０℃、２５℃、５０℃の３通りの場合につい
て計算した。また、第１図中、破線ＴＨは混合後の金属
の平衡液相線温度である。

第１図に示されるように、本合金系においては、副金属
の混合比の広い範囲にわたって大きな適冷ＴＢ−Ｔ、が
得られる。

Ｂ、ＷＳ（−’　　　　　”Ｊ＃Ｌ：　　　ｆ７）”（
副金属が１部固相を含む半溶融伏皿の場合）主金属（Ｐ
）をその平衡液相線温度ＴＰよりΔＴＰ高い温度で、ま
た、副金属（Ｓ）をその平衡液相線温度ＴｓよりΔＴｓ
低い温度で混合するとする。この場合、副金属（Ｓ）に
はΔＴＳの量に応じた景の固相が含まれるが、この時の
固体率をｒｓとする。

（ｆｓは金属中の固相の割合を分率で示したもので、ｒ
Ｓ＝　ｏは完全液体を表す）、混合後の金属の温度をＴ
−とすると、混合前後のエンタルピーの保存則から（３
）式が成立する。

Ｍ（１’）（Ｔｐ＋ΔＴＰ−ＴＭＩ・ＣＬ（Ｐ）　＝Ｍ
（Ｓ＞　（ＴＭ−ＴＳ＋ΔＴｓ）　・Ｃ＋Ｌ−Ｍ（Ｓ）
−ｆｓ−Δ１１（３）式中、Ｍ（Ｐ’）：主金属の重量Ｍ（Ｓ）：副金属の重量ＣＬ（Ｐ）：主金属の液体での定圧比熱ＣＬ（Ｓ）：副
金属の液体での定圧比熱Ｃ５（Ｓ）：副金属の固体での
定圧比熱し：副金属の融解熱 ΔＨ：混合エンタルピーＣ＝　Ｃｓ（Ｓ　）・ｆｓ＋ＣＬ（Ｓ　）（１−Ｉｓ）
：固液共存状態の副金属の定圧比熱従って、混合後の金属の温度Ｔ、は（３）式を変形した
（４）式で表される。

この場合も、前項Ａの場合と同様に、ＴＭが混合後の新
組成の金属の平衡液相線温度Ｔ、より低い場合には、金
属はＴ、−Ｔ、たけ適冷した状態となる。ただし、Ｂの
場合はＡの場合に比べて副金属の混合前の温度を低くし
ていること、また、副金属内に含まれている固相が混合
時に再溶解し、融解熱が奪われることから、Ｔ、は低目
となり、それだけ適冷し易くなる。

次に、（４）式を使った計算例を示す、第２図は主金属
としてＡｌ−２重量％Ｃｕ合金１０００ｇ、副金属とし
てＡ１−８重量％Ｃｕ合金を５００ｇを混合した場合の
例であるが、第２図の横軸は副金属の固相率、縦軸は温
度を示す、第２図中、実線は（４）式から求めた混合後
の金属の温度Ｔ、であるが、ここでは混合前の主金属の
過熱度ΔＴＰが２５℃と５０℃の２通りの場合について
計算しな。

また、第２図中、破線Ｔ、は混合後の金属（ＡＩ−４重
量％Ｃｕとなる）の平衡液相線温度である。第２図に示
されるように、混合後の金属の過冷度（ＴＥ−ＴＮ）は
混合前の主金属の過熱度ΔＴＰが小さいほど、また、副
金属の固相率ｆ、が高いほど大きくなるが、本計算例の
場合には、ΔＴｐ−２５℃の時のｆｓが約０．１５以上
で適冷が生ずることになる。

［実　施　例］以下に実施例を挙げ、本発明を更に説明する。

大ＪＬＩＬ本発明方法を第３図に示す装置を用いて実施する。第３
図に示す主金属用電気炉（２）及び副金属用電気炉（８
）でそれぞれ主金属（６）と副金属（７）を所定の温度
に加熱保持する。この際、温度の管理は各電気炉内に設
置した熱電対（１〉により行なう。

その後、主金属用電気炉（２）及び副金属用電気炉（８
）の底部のストッパー（３）を開き、両金属を注入樋（
４）で混合し、黒鉛モールド内（５）で凝固させる。

なお、第３図に記載する装置は主金属と１種の副金属を
使用する場合に使用するものであり、２種以上の副金属
を使用する場合には、副金属用電気炉（８）を必要に応
じて増設することができることを理解されたい。

次に、［作用］の項で説明したＡ、Ｂ２つの場合につい
て、それぞれ実施例を記載する。

とＪ七ＬＬ（旦Ｄ（−′　　奢Ｕν　の場ム主金属用電
気炉（２）内で主金属として純Ａｌ１０５０ｇを６８５
℃に加熱、保持しく過熱度２５℃）、また、副金属用電
気炉（８〉内で副金属Ａｆｆｉ−４０重重景Ｌｉ合金４
５０ｇを６０５℃に加熱、保持して（過熱度２５℃）、
注入樋（４）で主金属と副金属を混合し、次に、黒鉛モ
ールド（５）中で凝固させた。なお、混合後の合金粗製
は、ｌ！−１２重皿型Ｌｉであった。

比較材として主金属用電気炉（２）で／Ｍ！−１２重量
％Ｌｉ合金１５００ｇを６８５℃に加熱、保持しく過熱
度２５℃）、その後、他の金属との混合を行わず、その
まま黒鉛モールド（５）に鋳込んで凝固させた。

第４図（ａ）及び（ｂ）は上述のようにして得られた鋳
塊の軸心縦断面のマクロ腐食組織の写真である。

第４図（ａ）は本発明方法によるものであり、極めて微
細な凝固組織が得られることがわかる。一方、第４図（
ｂ）は通常鋳込みにより得られた比較鋳塊の凝固組織で
ある６両鋳塊を比較すると、本発明方法による凝固組織
の微細化効果が明らかである。

Ｂ、Ｗ　・　Ｓが　　　　　温庁ｒ　の　４主金属用電
気炉（２）内で主金属Ａ１−２重重％Ｃｕ合金１０００
ｇを６７９℃に加熱、保持しく過熱度２５℃）、また、
副金属用電気炉（８）内で副金属Ａ１−８重量％Ｃｕ合
金５００ｇを６３６℃に保持して固相率を０．２とし、
注入樋（４）で主金属と副金属を混合し、次に、黒鉛モ
ールド（５）中で凝固させた。なお、混合後の合金組成
はＡ１−４重量％Ｃｕであった。

比較材として主金属用電気炉（２）でＡｌ−４重量％Ｃ
ｕ合金１５００ｙを６８４℃で加熱、保持しく過熱度２
５℃）、その後、他の金属との混合を行わず、そのまま
黒鉛モールド（５）に鋳込んで凝固させた。

第５図（ａ）及び（ｂ）は上述のようにして得られた鋳
塊の軸心縦断面のマクロ腐食組織の写真である。

第５図（ａ）は本発明方法によるものであり、極めてＲ
細な凝固組織が得られることがわかる。一方、第５図（
ｂ）は通常鋳込により得られた比較鋳塊の凝固組織であ
る０両鋳塊を比較すると、本発明方法による凝固組織の
微細化効果が明らかである。

また、第５図（ａ）及び（ｂ）の両鋳塊を更に詳細に調
査すると、凝固組織のみならず、結晶粒の太きさにも大
きな差があることが判明した。すなわち、本発明方法に
よる鋳塊の結晶粒の平均値は１３０μｍであり、通常鋳
込方法による鋳塊の結晶粒の平均値は１６００μ端であ
り、本発明方法により鋳塊の結晶粒も極めて微細化して
いることが示された。

［発明の効果］本発明方法により外部から合金元素や接種剤等を添加す
ることなしに、また、凝固中の金属に外部から力を加え
ることなしに、凝固の原理に基づいて金属の凝固組織及
び結晶粒の大きさを微細にすることができる。

【図面の簡単な説明】

第１図は主金属として純Ａｌ、副金属としてＡｌ−４０
重Ｉ％Ｌｉ合金を混合した場合の（２）式の計算例を示
す図であり、第２図は主金属として、！−２重量％Ｃｕ
合金１０００ｇ、副金属としてＡＮ−８重量％Ｃｕ合金
を５００ｇを混合した場合の（４）式の計算例を示す図
であり、第３図は本発明方法を行なうための装置を示す
図であり、第４図（ａ）、第４図（ｂ）、第５図（ａ）
及び第５図（ｂ）は鋳塊の軸心縦断面のマクロ腐食組織
の写真である。図中：１・・・熱電対、２・・・主金属用電気炉、３・
・・ストッパー、４・・・注入樋、５・・・黒鉛モール
ド、６・・・主金属、７・・・副金属、８・・・副金属
用電気炉。

Claims

【特許請求の範囲】

鋳塊の製造において、溶融状態の主金属に１種または２
種以上の溶融状態または半溶融状態の副金属を混合し、
該混合金属を鋳型内で凝固させることを特徴とする金属
凝固組織の微細化方法。