(57)【要約】【課題】  5052アルミニウム合金のように、固液共存領域の温度幅が極端に狭い合金例えば５０℃未満の合金において、微細結晶粒が得られるセミソリッド鋳造を実現可能とする。【解決手段】  合金溶湯を傾斜させた冷却板上に流下させて該傾斜冷却板上でα初晶を生成かつ遊離させて固液共存状態のスラリーを得る工程と、このスラリーを温度勾配のないタンディッシュで固液共存領域内の温度域に保持して前記α相粒子を粒状化させる工程とを含むセミソリッド鋳造方法において、前記傾斜冷却板の表面に断熱機能を備える離型材を形成し、かつ前記離型材の膜厚を固液共存領域の温度幅が狭くなる程厚くなる関係に調整したものであり、例えば離型材の膜厚を、傾斜冷却板の溶湯が注がれる上流側で少なくとも１０５μｍ以上、それよりも下流側では３０μｍとする。【選択図】        図２
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
合金溶湯を傾斜させた冷却板上に流下させて該傾斜冷却板上でα初晶を生成かつ遊離させて固液共存状態のスラリーを得る工程と、このスラリーを温度勾配のないタンディッシュまたは鋳型で固液共存領域内の温度域に保持して前記α相粒子を粒状化させる工程とを含むセミソリッド鋳造方法において、前記傾斜冷却板の表面に断熱機能を備える離型材を形成し、かつ前記離型材の膜厚を固液共存領域の温度幅が狭くなる程厚くなる関係に調整したものであるセミソリッド鋳造方法。
【請求項２】
前記合金溶湯の固液共存領域の温度幅が５０℃以下の場合には、前記傾斜冷却板の表面の離型材の膜厚を傾斜冷却板の下流側よりも溶湯が注がれる上流側が厚膜としたものである請求項１記載のセミソリッド鋳造方法。
【請求項３】
前記離型材はＢＮ膜からなり、前記傾斜冷却板の下流側では膜厚３０μｍであり、前記溶湯が注がれる上流側では前記合金溶湯の固液共存領域の温度幅に応じて前記下流側膜厚よりも厚く形成されているものである請求項２記載のセミソリッド鋳造方法。
【請求項４】
前記離型材の膜厚は、前記傾斜冷却板の溶湯が注がれる上流側で１０５μｍ以上、それよりも下流側では３０μｍである請求項２記載のセミソリッド鋳造方法。
【請求項５】
前記傾斜冷却板の上流側の厚膜の離型材は溶湯流下方向に少なくとも３０ｍｍの長さ、下流側の薄膜の離型材は１６０ｍｍの長さで形成されているものである請求項２から４のいずれかに記載のセミソリッド鋳造方法。
【請求項６】
前記合金溶湯の固液共存領域の温度幅が５０℃以下の場合には、前記傾斜冷却板の表面の全長に１０５μｍの均一膜厚のＢＮ膜を形成したものである請求項１記載のセミソリッド鋳造方法。
【請求項７】
前記傾斜冷却板の表面での前記溶湯の流量は0.018リットル／秒〜0.038リットル／秒の範囲である請求項１から６のいずれかに記載のセミソリッド鋳造方法。
【請求項８】
請求項１から７のいずれかに記載のセミソリッド鋳造方法によって得られたスラリーを用いてビレットを製造する連続鋳造方法において、連続鋳造装置の鋳型のキャビティに窒化ボロンの膜を形成し、3mm/s以下の鋳造速度でビレットを連続鋳造するものであるセミソリッド連続鋳造方法。
【請求項９】
前記連続鋳造装置のタンディシュを前記傾斜冷却板の直下のスラリー温度と同じ温度に予熱しているものである請求項８記載のセミソリッド連続鋳造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明はセミソリッド鋳造方法に関する。さらに詳述すると、本発明は、傾斜冷却板を用いたセミソリッド連続鋳造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、金属加工技術の一つとして、固体と液体とが共存した状態で成形するセミソリッド加工法が注目を集め、発達してきた。この方法は固液共存状態で成形するために、溶融金属から成形した場合と比較すると、凝固収縮に起因する、ポロシティー、偏析等の内部欠陥が少ないこと、結晶粒ならびに金属間化合物等の晶出物が微細になるなどの特徴があり、そのため、伸びや疲労特性などの機械的特性が向上する。また、固体金属と比較すると加工力の著しい低下により、それに伴う設備の小型化、難加工材への適用といった多くのメリットがある。
【０００３】
セミソリッド加工法は大別すると、半凝固加工法（Rheocasting）、半溶融加工法（Thixocasting）がある。半凝固加工法は、セミソリッドスラリー（溶湯中に初晶が存在する固液共存状態）を製造後、直接成形機に流入し、ダイカストのように加圧成形を施し製品を得る方法である。半溶融加工法はセミソリッドスラリーを製造し、連続鋳造することによりビレットを作製、これを所要のサイズに切断したスラグを得る。これを再加熱することにより半溶融状態にし、加圧成形をする方法である。ダイカストの様に金型キャビティー内に充填させて成形品を得る方法と、鍛造あるいは押出しのように開放された金型に直接加圧成形する方法がある。
【０００４】
従来の半凝固スラリーの作製方法としては、固液共存状態のスラリーに対して電磁攪拌や機械的攪拌を行い、スラリーに含まれる固相のデンドライトアームを溶断して、当該固相の粒状化を図っている。例えば、現在、工業的に製造されているＡＣ４Ｃアルミニウム合金のチクソキャスト用ビレットは電磁攪拌が用いられている。しかし、この機械撹拌および電磁撹拌法は、設備の大型化、操作の複雑さおよび高コストなどの問題点が挙げられる上に、取り扱える合金の種類もＡＣ４Ｃアルミニウム合金程度であり少ないという問題点を有している。
【０００５】
そこで、これらの問題を解決する上で有効な方法として、アルミニウム合金またはマグネシウム合金などの低融点合金の融液を傾斜させた冷却板上に流下させて、多数の固相粒子を結晶遊離現象により生成させて固液共存状態のスラリーとし、その後このスラリーを温度勾配のない鋳型あるいはタンディシュ内に滞留させて固相粒子を粒状化させる技術が提案されている（非特許文献１〜３、特許文献１）。この方法により、現在までに、鍛造用７０７５アルミニウム合金をはじめ、ＡＣ４ＣＨ、６０７０アルミニウム合金においてセミソリッドスラリーを作り出すことに成功し、さらにこのスラリーを水平連続鋳造することによって微細な結晶粒を有する半溶融加工用ビレットの作製に成功している。
【０００６】
このスラリーの作製の際には、凝固シェルが一旦生成されると、シェルの厚さが増加してスラリーが得られにくくなるため、銅製傾斜冷却板の表面に窒化ボロン（ＢＮ）の膜を形成して凝固シェルの発生を防止することが提案されている（非特許文献４）。ＢＮは断熱材として機能するため厚すぎると結晶遊離が起き難くなり、微細粒状結晶が形成されずにデンドライト結晶となる。また、薄すぎると、合金が急冷されて張り付き凝固殻が形成され、この凝固殻が断熱層となって冷却が進まずに結晶遊離が起こらない。結果として、このＢＮ膜の傾斜冷却板の表面への形成は、鋳造温度８９７Ｋ、冷却板の長さが１６０ｍｍ、冷却板の角度が６０°である時のＢＮ膜厚は３０μｍが適切であり、その場合に合金溶液（溶湯）の過冷度並びに熱流束が最も大きく、初晶αＡｌの数が最大となり、微細粒状結晶が得られることを明らかにした。
【０００７】
【非特許文献１】田辺郁、茂木徹一、杉浦英二：日本金属学会誌、53(2003),290-294.
【非特許文献２】田辺郁、茂木徹一、杉浦英二：日本金属学会誌、67(2003),291-294.
【非特許文献３】矢野栄治、和田典也、西川直樹、茂木徹一：日本金属学会誌、66(2002),1131.
【非特許文献４】朴龍雲、茂木徹一：日本金属学会誌  第68巻第4号(2004)228-231.
【特許文献１】特開平１０−３４３０７
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
しかしながら、傾斜冷却板を用いたセミソリッド連続鋳造方法を用いてビレットの製作に成功したＡＣ４ＣＨ、６０７０、７０７５アルミニウム合金は、いずれも固液共存領域の温度幅が６９℃〜１５７℃と比較的広いものであり、5052Ａｌのような固液共存領域の温度幅が極端に狭い（３７℃）合金の場合には、傾斜冷却板での溶湯の急速固化による冷却板への張り付きや凝固シェルの形成により、結晶遊離が起こらず、セミソリッド鋳造が実現できなかった。このことは、電磁攪拌によってスラリーを得る手法においても同様であり、固液共存領域が狭い合金に対しては、傾斜冷却板を用いた方法よりも半凝固スラリーを作り出すことが難しいものである。
【０００９】
また、引用文献４において明らかにされた傾斜冷却板表面のＢＮ膜の膜厚もＡＣ４ＣＨ、６０７０、７０７５アルミニウム合金といった比較的固液共存領域の温度幅が広い合金において最適化されるものであって、5052Ａｌのような固液共存領域の温度幅が極端に狭い（３７℃）合金の場合には、あてはまらないものであった。
【００１０】
このように、5052アルミニウム合金のように固液共存領域の温度幅が極端に狭い合金の場合には、セミソリッド鋳造が難しいものであった。
【００１１】
一方、5052アルミニウム合金は５０００系アルミニウム合金の中でもMg含有量が中程度であり、構造用材料として、一般板金、船舶、車両、建築、缶エンド、ハニカムコア等の用途がある。また、５０００系アルミニウム合金に対して傾斜冷却板を用いたセミソリッドスラリーの作製が有効であれば、凝固温度範囲の狭い同様の合金にも適用でき、応用範囲が広がることが期待でき、これらの加工にもセミソッリドプロセスが適用できれば、新しい加工法として発展できる。そこで、固液共存温度領域の狭い合金にも傾斜冷却板を用いたセミソリッド鋳造の適用を可能とすることが望まれている。
【００１２】
本発明は、かかる要望に応えるもので、5052アルミニウム合金のように、固液共存領域の温度幅が極端に狭い合金例えば５０℃未満の合金において、微細結晶粒が得られるセミソリッド鋳造を実現可能とする鋳造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１３】
かかる目的を達成するため、本願発明者等が種々実験及び検討を重ねた結果、5052アルミニウム合金のように固液共存温度領域の狭い合金は傾斜冷却板上で凝固殻が生成しやすく、これを抑えるために他の合金の場合よりも厚い断熱機能を有する離型材の膜を塗布することが考えられるが、厚すぎると十分な冷却を行うことができず、初晶αアルミニウムの遊離にも限界があるという二律相反の関係にある。そこで、より効果的な冷却を行うために冷却板の長さ方向の膜厚を変化させる実験を行った結果、冷却板上に合金が張り付き、凝固殻が生成する現象は溶湯が冷却板に流下してから30mm程度の位置で発生しやすいことがわかった。このことから、冷却板の表面の断熱機能を有する離型材の膜厚を冷却板の上流側と下流側とで変化させることによって、どんな合金にもセミソリッド鋳造方法が適用できることを知見するに至った。また、断熱材膜の膜厚を均一とする場合にも5052アルミニウム合金のセミソリッド鋳造を可能とする膜厚が存在することを知見するに至った。
【００１４】
本発明にかかるセミソリッド鋳造方法は、かかる知見に基づくものであって、合金溶湯を傾斜させた冷却板上に流下させて該傾斜冷却板上でα初晶を生成かつ遊離させて固液共存状態のスラリーを得る工程と、このスラリーを温度勾配のないタンディッシュで固液共存領域内の温度域に保持して前記α相粒子を粒状化させる工程とを含むセミソリッド鋳造方法において、前記傾斜冷却板の表面に断熱機能を備える離型材を形成し、かつ前記離型材の膜厚を固液共存領域の温度幅が狭くなる程厚くなる関係に調整したものである。BN膜厚さは適切な厚さになると溶湯の過冷度が大きくなり、核生成が容易になり、より多くの結晶が遊離され、凝固組織が微細になる。
【００１５】
ここで、合金溶湯の固液共存領域の温度幅が５０℃以下の場合には、傾斜冷却板の表面の離型材の膜厚を傾斜冷却板の下側よりも上側が厚膜としたものであることが好ましく、より好ましくは離型材がＢＮ膜からなり、傾斜冷却板の下流側では膜厚３０μｍであり、溶湯が注がれる上流側では合金溶湯の固液共存領域の温度幅に応じて下流側膜厚よりも厚く形成されていることである。さらには、合金溶湯の固液共存領域の温度幅が５０℃以下の場合における離型材の膜厚は、傾斜冷却板の溶湯が注がれる上流側で１０５μｍ以上、それよりも下流側では膜厚３０μｍであることが好ましく、さらには傾斜冷却板の上流側の厚膜の離型材が溶湯流下方向に少なくとも３０ｍｍの長さ、下流側の薄膜の離型材が１６０ｍｍの長さで形成されていることが好ましい。
【００１６】
また、合金溶湯の固液共存領域の温度幅が５０℃以下の場合には、傾斜冷却板の表面の全長に１０５μｍの均一膜厚のＢＮ膜を形成することも好ましい。この場合にも、傾斜冷却板の表面に溶湯が貼り付いて凝固殻となるのを防ぎ、半凝固スラリーを得ることができる。
【００１７】
さらに、本発明のセミソリッド鋳造方法において、傾斜冷却板の表面での溶湯の流量は、0.018リットル／秒〜0.038リットル／秒の範囲であることが好ましい。この溶湯の流量も溶湯の冷却板上の過冷度に影響して、結晶の遊離する数に影響する。
【００１８】
さらに、本発明のセミソリッド鋳造方法によって得られたスラリーを用いてビレットを製造する連続鋳造方法においては、連続鋳造装置の鋳型のキャビティに窒化ボロンの膜を形成し、3mm/s以下の鋳造速度でビレットを連続鋳造することが好ましく、さらに好ましくはタンディシュを前記傾斜冷却板の直下のスラリー温度と同じ温度に予熱しておくことである。
【発明の効果】
【００１９】
本発明のセミソリッド鋳造方法によれば、5052Ａｌのような固液共存領域の温度幅が極端に狭い（３７℃）合金に対しても、傾斜冷却板上での溶湯の急速固化による冷却板への張り付き・凝固シェルの形成を防いで、結晶遊離・初晶析出を起こさせて、半凝固スラリーを作り出すことが可能となる。すなわち、傾斜冷却板を利用してスラリーを得るセミソリッド鋳造方法を、5052Ａｌのような固液共存領域の温度幅が極端に狭い（３７℃）合金に対しても適用可能にできる。このことは、5052Ａｌに代表される５０００系Ａｌ合金に限られず、固液共存領域の温度幅が極端に狭いその他の合金種に対しても同様である。
【００２０】
さらに、本発明において、傾斜冷却板の表面の離型材の膜厚を傾斜冷却板の下流側よりも溶湯が注がれる上流側が厚膜とした場合には、平均結晶粒径も細かい半凝固スラリーを得ることができる。加えて、BN膜厚さは適切な厚さになると溶湯の過冷度が大きくなり、核生成が容易になり、より多くの結晶が遊離され、凝固組織がより微細になる。
【００２１】
さらに、請求項７記載の発明によると、適切な範囲に調整された溶湯の流量は溶湯の冷却板上で過冷度に影響を与え、結晶遊離に影響することから、即ち傾斜冷却板上での溶湯の流量を過冷度が上がるように制御可能であることから、結晶の平均粒径を小さくすることができる。本発明者等の実験によれば、45μｍの微細結晶が得られた。
【００２２】
また、請求項８及び９の連続鋳造方法によると、タンディッシュを加熱することで結晶粒径が４５μｍまで均一かつ微細粒状組織を有するビレット作製することが可能である。そして、本発明の連続鋳造方法によって得られたビレットの外側のチル層は冷却板から遊離する結晶数の増加に従って薄くなり、本発明者等の実験によると２〜３ｍｍまで薄くなって歩留まりを大幅に改善できた。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２３】
以下、本発明のセミソリッド鋳造方法を一実施形態に基づいて詳細に説明する。尚、本実施形態では、固液共存領域の温度幅が狭い合金の一例として5052アルミニウム合金を例に挙げ、傾斜冷却板を用いたセミソリッド鋳造方法の実施の一形態を詳細に説明する。
【００２４】
本発明のセミソリッド鋳造方法は、合金溶湯を傾斜させた冷却板上に流下させて該傾斜冷却板上でα初晶を生成かつ遊離させて固液共存状態のスラリーを得る工程と、このスラリーを温度勾配のないタンディッシュで固液共存領域内の温度域に保持してα相粒子を粒状化させる工程とを含むものであり、得られた半凝固スラリーは用途に応じて半凝固加工法（Rheocasting）あるいは半溶融加工法（Thixocasting）に供される。
【００２５】
セミソリッド鋳造を行う設備としては、例えば水平連続鋳造システムの場合には、図１に示すように、合金融液を得る溶解炉１と、合金融液をスラリー化する傾斜冷却板２と、固液共存領域内の温度域でスラリーを等温保持するタンディシュ１３並びに水平連続鋳造設備１４とを備え、傾斜冷却板２で得られたスラリー１０をタンディシュ１３で所定時間等温保持されることによって傾斜冷却板２の上を流れる間にα晶を生成させてスラリーとなった溶湯を、タンディシュ１３で所定時間等温保持される間にデンドライトを種として粒状に結晶を成長させ、連接された水平連続鋳造１４の水冷鋳型で周囲から連続的に急冷凝固させながら引き抜き、柱状のビレットや板材などを製造する。また、図示していないが、タンディシュ１３の代わりに加熱鋳型などを用い、傾斜冷却板２で得られたスラリー１０を直接加熱鋳型で保持した後に急冷により鋳塊を製造することもある。尚、図中の符号５は坩堝、６はプランジャ、７は連絡路、８は合金溶液、１５注水手段である。
【００２６】
ここで、傾斜冷却板２は例えば純銅製であり、傾斜冷却板２の裏面側には、傾斜冷却板２を冷却する冷却手段としての冷却水路９が設けられている。本発明のセミソリッド鋳造方法においては、傾斜冷却板２の表面に断熱機能を備える離型材の膜３を形成し、かつ該離型材膜３の膜厚を固液共存領域の温度幅が狭くなる程厚くなる関係に調整したことに特徴を有する。すなわち、固液共存領域の温度の幅に応じて断熱機能を備える離型材の膜３の膜厚を調整することによって、さまざまな合金をセミソリッド鋳造・加工可能とするものである。5052Ａｌ合金のように、固液共存領域の温度差が極端に狭い合金の場合には、傾斜冷却板によって奪われるエネルギ（抜熱量）が過度となり、接触面で凝固殻（シェル）が形成され易い。そして、一旦凝固殻が傾斜冷却板２の上に形成されると、結晶の遊離がなくなり、セミソリッドスラリーが作れないことになる。そこで、傾斜冷却板２の表面には、流下する溶湯が冷却板上で凝固殻を形成しないように、断熱機能を備える離型材（溶湯の流れを妨げない断熱材・凝固殻生成防御剤）の膜３を、初晶αアルミニウムの遊離を妨げない範囲で形成するようにしている。
【００２７】
断熱機能を備える離型材としては、固液共存領域の温度幅が狭い溶湯の冷却を緩和して凝固殻の生成・冷却板への貼り付きを防止し得る低熱伝導率、濡れ性、耐火耐熱性などを有する物質の使用が好ましく、例えば窒化ボロン（ＢＮと略称する）の粒子の使用が好ましい。ＢＮは、冷却板の熱伝導率（３８６W/mK）に比べて桁違いに小さな熱伝導率（３０W/mK前後）の高融点（3273Ｋ）材料である。
【００２８】
このＢＮ膜３は、流下する溶湯によってＢＮ粒子が剥離したり、溶湯８が直に傾斜冷却板に接触することがないように、緻密に密着していることが好ましい。同時に、ＢＮ膜３の断面および表面は、凹凸があり、沢山の空洞が存在することが好ましい。このような表面性状は溶湯との接触面積を増やし、核生成数を増やす。また、接触面での溶湯の温度分布を不安定にし、溶湯によって閉じ込められた空気の膨張、収縮により、溶湯に揺らぎを与えて冷却板からの結晶の遊離を促進すると推測される。このような表面形状は噴射用ガスとしてのブタンガスなどの蒸発とスプレー時のＢＮ粒子がランダムに付着することによってできたものと考えられる。
【００２９】
このようなＢＮ膜３は、例えば粘結剤を含むＢＮパウダーを傾斜冷却板上に斑無く塗布して、Ａｒガスで保護しながら電気炉中で３００℃〜４００℃まで加熱することによって作製することができる。本実施形態では、表１に示す市販のＢＮスプレーを傾斜冷却板の表面にスプレーして、所定の厚みに塗布してから炉中加熱することで製作している。しかし、ガスバーナなどで加熱することによっても簡易にＢＮ膜を形成することができる。
【表１】
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【００３０】
ここで、本実施形態において用いたＢＮは六方晶系結晶構造であり、密度ρ：19.2 g/cｍ３、比熱C: 0.885J/gK、熱伝導率λ：28〜33W/mKである。なお、ＢＮパウダーの最も多い粒子径は4〜5μｍである。ブチルジルコネートは粘結剤で、BN同士をお互いに粘着させる役割をしている。シクロペンタン、プロパン、ブタンガスはBNを塗布する際、BNを噴射する役割をしている。これら粘結剤並びに噴射ガス成分は、加熱時に酸素と反応してＨ２Ｏ，ＣＯ２としてなくなってしてしまうが、ブチルジルコネートの一部はＺｒＯ２およびアモルファス状態に存在するブチルジルコネートとなってＢＮ粒子と共に膜内に残るものと推定される。
【００３１】
傾斜冷却板２の表面を被覆する断熱機能を備える離型材膜３の膜厚は、固液共存領域の温度の幅が狭くなるほど冷却を緩和して凝固殻の生成を防ぐため、固液共存領域の温度の幅に応じて調整され、温度幅に逆比例して膜厚を厚くすることが好ましい。ここで、合金溶湯の固液共存領域の温度幅が極端に狭い合金例えば温度幅が５０℃以下の合金の場合においては、凝固殻が生成され易く、かつ凝固殻が生成する現象は溶湯が冷却板に流下した直後の位置で発生し易い。他方、デンドライト結晶の成長を防ぎ粒状結晶を得るには、本発明者等の実験から単に溶湯から熱エネルギを奪うだけでなく結晶遊離を起こさせる熱流束が得られる断熱性・膜厚薄さを必要とし、さらに微細な結晶粒を得るには、凝固殻が生成されない範囲で最大の熱流束を得る膜厚であることが必要であることが判明した。そこで、固液共存領域の温度幅が極端に狭い合金例えば温度幅が５０℃以下の合金の場合においては、傾斜冷却板の溶湯が注がれる上流側の膜厚とそれよりも下流側の膜厚とを異ならせた不均一な膜厚とし、上流側の膜厚を下流側の膜厚よりも厚くなるように形成することが好ましく、この場合にはより微細な結晶粒が得られる。
【００３２】
例えば、5052Ａｌ合金のように固液共存領域の温度幅が極端に狭い合金において、断熱機能を備える離型材としてＢＮを使用する場合でかつ傾斜冷却板の表面に均一膜厚でＢＮを塗布する場合のＢＮ膜厚は、95μmよりも厚く115μmよりも薄いことが好ましく、より好ましくは100μｍから110μｍの範囲、さらに好ましくは105μｍ程度である。ＢＮ膜厚が95μm以下および115μm以上の場合には、ともにαアルミニウムのデンドライトと粒状晶の混ざった組織が観察され、セミソリッド鋳造は実現できるものの、平均結晶粒径のより微細化への効果が少ない。最も良好なＢＮ膜厚105μmの場合には、冷却板上で生成遊離した初晶αアルミニウムが金型内で多数存在し、平均粒径70μm程度まで微細化された粒状組織が得られた。
【００３３】
また、溶湯の流下方向にＢＮ膜厚を不均一とする場合には、溶湯が注がれる傾斜冷却板の上流側の膜厚は少なくとも95μmよりも厚くすること、好ましくは110μmよりも厚く、より好ましくは105μｍ以上、さらに好ましくは110μｍ以上、さらに好ましくは115μｍ以上とすることであり、より確実に溶湯が注がれる傾斜冷却板上流側での凝固殻の生成・貼り付きを防ぐには120μｍ程度とすることである。また、5052Ａｌ合金よりも固液共存領域の温度幅が狭い合金の場合には、上流側の膜厚は120μmよりもさらに厚くすることによって溶湯の貼り付き・凝固殻の生成を防ぐことができる。ここで、ＢＮ膜厚を厚くする上流域の長さは、冷却板上に合金が張り付き、凝固殻が生成する現象は溶湯が冷却板に流下してから30mm程度の位置で発生しやすいことが本発明者等の実験でわかった。そこで、冷却板上に合金が張り付き、凝固殻が生成する現象が起きうる範囲、例えば溶湯が落下する位置から30mm程度の部分のBN膜厚を120μm程度に調節して塗布することが好ましい。
【００３４】
他方、下流域においては結晶遊離を積極的に起こさせる必要があることから、ＢＮ膜厚が上流側よりも遙かに薄く形成されることが好ましい。本発明者等の実験の結果、BN膜厚の違いよる結晶粒径の差異は、冷却板上で起こる溶湯の過冷度に起因すると考えられる。そして、３０μｍ〜１２０μｍの間でＢＮ膜厚と熱流束との関係を求めた本発明者等の実験によれば、ＢＮ膜厚は３０μｍの時に最大の熱流束が得られた。ここで、３０μｍよりも薄いＢＮ膜厚でも大きな熱流束は得られるが、薄くなればなるほどＢＮ膜の表面の凹凸が溶湯の流れで剥離する可能性が加速的に高まり溶湯の流れに対する膜強度の低下による破壊の虞が生ずる。また、ＢＮ膜が薄すぎると、凝固殻が生成されて溶湯が貼り付く虞があり、結局それが断熱層となって冷却能力の低下による初晶遊離が起こらない事態が生ずる。このため、下流側の膜厚は、２０μｍよりも厚いこと、好ましくは３０μｍ程度の薄さとすることである。さらに、この下流側の冷却板長さは、結晶の遊離に影響することが本発明者等の実験によって判明した。この実験の結果、冷却板の下流側の長さは160mm程度のときに初晶αＡｌの数が最も多くなり、微細な結晶粒径が得られた。140ｍｍおよび180ｍｍの場合、ともに初晶αアルミニウムは冷却板長さが160mmよりも粗大であった。これは溶湯と冷却板の接触時間が短かすぎると熱エネルギーの移動が少ないために、初晶αアルミニウムの数が少なり、反対に接触時間が長過ぎると熱エネルギー移動が多すぎて凝固殻が生成して、初晶αアルミニウムの数が減り、結果として結晶粒径が大きくなったと考えられる。このことから、凝固殻の生成を妨げる反面、初晶αＡｌの数を増やす熱エネルギの移動を実現する傾斜冷却板の下流長さに設定することが結晶粒径の微細化に効果的であることが理解できる。このことから、冷却板の下流側の長さは140mmよりも長く180mmよりも短いこと、好ましくは145mm〜175mm、より好ましくは150mm〜170mm、さらに好ましくは160mm程度である。
【００３５】
また、傾斜冷却板上での溶湯の流速は、BN膜と溶湯との間の温度境界層に影響を与え、溶湯の過冷度に影響することが本発明者等の実験によって明らかになった。ここで、溶湯の流速は、離型材の膜例えばＢＮ膜の表面状態や溶湯の粘性などにも影響されるが、同一条件下では傾斜冷却板の傾きの大きさに影響される。そこで、傾斜冷却板の傾きが凝固組織に与える影響について本発明者等が実験した結果、初晶の生成および遊離に最適な冷却板の角度は60°前後、溶湯の流速としては１．４ｍ／ｓ前後であることが最適であることが判明した。冷却板の角度を60°よりも大きくするに従って溶湯の流速が大きくなり、BN表面と溶湯の間の温度境界層が薄くなって、BNと溶湯の間の温度勾配が小さくなり、遊離する初晶αAlも少なくなったと推定される。逆に冷却板の角度が６０°よりも小さくなるに従って、BNと溶湯の間の温度境界層が厚くなるが、溶湯の流速が小さいためにより多くの熱エネルギーが奪われ、ただちに初晶による凝固殻が生成され、そのために生成遊離する結晶が少なくなり、結晶が粗大化されると考えられる。このことから、冷却板の傾斜角度は、50°よりも急で70°よりも緩やか、好ましくは55°〜65°、より好ましくは60°程度である。
【００３６】
尚、5052Al合金の場合における鋳造温度は、本発明者の実験の結果、液相線温度＋１０〜１２Ｋ程度が好ましく、より好ましくは液相線温度＋１０〜１１Ｋ、さらに好ましくは液相線温度＋１０Ｋである。液相線温度＋１２Ｋ以上では冷却板上で生成遊離する結晶の数も少なくなり、金型内での結晶粒径が大きくなり、液相線温度＋９Ｋでは冷却板表面に凝固殻が生成して初晶αAlの遊離を妨害して粗大化したαAlとデンドライト組織が混在する虞がある。このことから、5052Ａｌ合金の場合には929Kが最適である。また、5052Al合金の場合における傾斜冷却板２の直下での溶湯温度は、液相線温度直下の−１．５〜２．０Ｋであることが好ましい。この範囲に収まる抜熱量の冷却下に傾斜冷却板上で流下させて結晶遊離を生じさせる条件とすることによって、即ち傾斜冷却板の長さや、傾斜角度、材質、冷却板上での溶湯流量などの諸条件を適宜調整することで、セミソリッド鋳造を可能とする半凝固スラリーが安定して得られる。
【００３７】
さらに、本発明者等の実験により、傾斜冷却板上での溶湯の流量も溶湯の過冷度に影響することが明らかとなった。流量が少ないとより多く過冷が起こるが、流量が0.018L/s未満では、溶湯が冷却板上に張り付く現象が起こった。また、溶湯の流量が0.038/sの場合、ビレットのミクロ組織はタンディシュの加熱あり、なしに関係なく結晶の平均粒径はいずれも６０μｍ程度まで微細化されたが、円形度係数は小さくなっていた。しかし、溶湯の流量が0.018L/sである場合、ビレットの鋳肌も綺麗であり、結晶の平均粒径は45μｍになった。これは、溶湯の流量が少なくなるに従って、溶湯の過冷が大きく発生したためたと考えられる。このことから、傾斜冷却板上での溶湯の流量は、結晶粒径を微細化する上ではより遅くして0.018L/sに近づけることであるが、過冷却を防いで溶湯が冷却板上に張り付く現象を回避する上では、あまり流量を少なくしないことが好ましい。そこで、溶湯の流量は0.018L/s〜0.038L/s、好ましくは0.02L/s〜0.034L/s、より好ましくは0.02L/s〜0.031L/s程度にすることである。尚、ビレットの外側のチル層も冷却板から遊離するαＡｌの数の増加に従って、２〜３ｍｍまで薄くなった。
【００３８】
ここで、セミソリッド鋳造方法によって得られたスラリーを用いてビレットを連続鋳造法において製造する場合には、連続鋳造装置の鋳型のキャビティに窒化ボロンを塗布し、ＢＮ膜を形成しておくことが好ましい。連続鋳造用銅鋳型にBN膜を塗布しない場合、銅鋳型の冷却能力が強すぎたり、凝固界面の移動速度が速すぎることがあり、凝固殻がタンディシュの中に侵入して、スラリーの供給通路が塞がれてしまって、鋳造速度を変化させてもビレットを作製することができなくなる場合がある。鋳造速度が3mm/sの場合、タンディシュの加熱なしの時はビレットを作製することができなかったが、それを加熱した場合はビレットの作製には成功したが、鋳造速度が2mm/sの場合、タンディシュの加熱あり、なしのいずれもビレットの作製には成功した。このことから、ビレットの連続鋳造の際の鋳造速度は、3mm/s以下、好ましくは2mm/s程度とすることである。尚、ビレットの連続鋳造の際の鋳造速度が4mm/s以上になると、ビレットの作製が困難となった。
【００３９】
尚、タンディシュは、5052Al合金の場合で６００℃程度（固相線温度−９Ｋ程度）に予熱していることが結晶の粒状化を図る上で好ましい。タンディシュのスラリー温度と同じ温度への加熱は、ビレット作製が困難であった鋳造速度でのビレット作製を可能とする。タンディシュを加熱することによって、その中の初晶αアルミニウムの成長が抑制され、スラリーの流動性が改善され、充填性がよくなるためと考えられる。さらに、タンディシュの予熱は、固相率を変化させる。さらに、タンディシュでのスラリー１０の等温保持も、固相率を変化させるので、保持時間を調整することによってもタンディシュ内での固相率を調整できる。これらの調整によって、具体的には４０％〜５５％の固相率範囲とすることが好ましい。この場合には、ビレットのチル層の厚さを２〜３ｍｍに薄くすることができる。タンディシュの予熱は、固液共存領域の温度幅が狭くなるほど高い温度とすることが好ましい。また、傾斜冷却板の直下でスラリーを金型に鋳造して鋳塊を作製する場合には、金型の予熱は傾斜冷却板の直下のスラリー温度とほぼ同じ温度例えば９１６Ｋ（液相線温度−３Ｋ）程度にして、鋳造したセミソリッドスラリーの熱移動を少なくすることが結晶の粒状化を図る上で好ましい。
【００４０】
以上のようにして、断熱機能を備える離型材の膜を固液共存領域の温度幅が狭くなる程厚くなる関係に調整して表面に形成した傾斜冷却板に、合金溶湯を流下させて該傾斜冷却板上でα初晶を生成かつ遊離させて固液共存状態のスラリーを得ると共に、このスラリーを温度勾配のないタンディッシュあるいは鋳型で固液共存領域内の温度域に保持してα相粒子を粒状化させることにより、従来実現できなかった5052Al合金のセミソリッド鋳造が可能となった。そして、本方法により得られた半凝固スラリーは用途に応じて半凝固加工法（Rheocasting）あるいは半溶融加工法（Thixocasting）に供される。
【実施例】
【００４１】
（実施例１）
表２に示す化学組成の市販の5052Ａｌ合金を溶解して図１に示す溶解炉、傾斜冷却板および連続鋳造装置を用いてセミソリッド水平連続鋳造によってビレットを製造した。
【００４２】
【表２】
2006305618.tif 000004
このセミソリッド水平連続鋳造において、鋳造条件の一つである鋳造温度は極めて重要である。そこで、まず鋳造温度を決定するために選定した供試材の熱分析実験を行った。この熱分析実験では、断熱材を巻いた3号黒鉛るつぼに約500ｇの5052合金を入れ、電気炉で1073Kまで加熱し、溶解させた。電気炉からるつぼを取り出し、溶解させた5052合金にあらかじめ温度補正を行ったシースK型熱電対を挿入し、温度測定を行った。冷却曲線を記録して、液相線温度および固相線温度を決定した。この結果、液相線温度は919K、固相線温度は882Kであり、凝固温度範囲は37Kであることが確認できた。
【００４３】
ビレットの製作は以下のようにして行った。まず、30号黒鉛るつぼに約8ｋｇの5052アルミニウム合金インゴットを入れ、シリコニット電気炉にて溶解させ所定の温度で保持した。次に溶湯の温度低下防止のためにヒーターで加熱してある湯面制御棒を一定速度で降下させて湯面を上昇させ、るつぼの側面に接続した給湯管を通して溶湯を傾斜冷却板上に流下させた。そして、傾斜冷却板の直下で水平連続鋳造装置のタンディシュにより半凝固スラリーを受けた。そして、溶湯が一定量溜まった後、ダミーバーを水平方向に移動させて連続鋳造を開始してφ６０ｍｍの円柱状のビレットを作製した。得られたビレットをダミーバーから２００ｍｍのところで高さ１０ｍｍの円柱を切り出して研磨を行い、光学顕微鏡で写真を撮影し、結晶粒径を計測した。溶湯の流量は湯面制御棒の降下速度で調節し、ビレットの引き抜き速度はモーターの回転数で調節した。尚、傾斜冷却板へのBN膜塗布方法はBN入りスプレーを用いて所定膜厚の±5μｍになるように膜厚計を用いて測定しながら行った。塗布後にはガスバーナーで焼き付けた。
【００４４】
(Ｉ)均一 BN膜厚の粒状結晶化と微細化に与える影響
(1)BN膜厚の影響
まず、予備実験に基づいて溶湯がスムーズに流れるBN膜厚を調べ、その膜厚を中心にBN膜厚が凝固組織に与える影響を表３に示す実験条件で調べた。以後の実験は得られた最適BN膜厚を適用し他の鋳造条件を変化させて実験を行った。尚、予備実験では、融液の流れが凝固殻を形成しないで、スムーズに流れるＢＮ膜厚を調べるために、その膜厚を０μｍから１１５μｍまで、１０μｍずつ増加しながら実験を行った。その結果、１０５μｍの場合に融液がスムーズに流れることがわかった。そこでＢＮ膜厚を１０５μｍを中心として凝固組織を調べることとした。ここで、半凝固スラリーはそのまま連続鋳造せずに、冷却板直下に設置した金型に鋳造して、そこで１０ｓ等温保持した後、氷水を用いて急冷を行って鋳塊を作製した。金型は傾斜冷却板の直下のスラリー温度（液相線温度直下−１．５〜２．０Ｋ）とほぼ同じ温度例えば９１６Ｋ（液相線温度−３Ｋ）程度に予熱し、鋳造したセミソリッドスラリーの熱移動を少なくした。その金型の予熱は当該金型にあらかじめ断熱材を巻いて加熱した。そして、断熱材は水冷する前に取り除いた。
【００４５】
【表３】
2006305618.tif 000005
傾斜冷却板の表面に均一膜厚でＢＮを塗布する場合における膜厚と金型鋳造組織との関係は、図２に示す通りである。またそれらの結晶粒径とBN膜厚の関係は図３に示す通りである。
【００４６】
図２から明らかなように、ＢＮ膜厚が95μmおよび115μmの場合は、ともにαアルミニウムのデンドライトと粒状晶の混ざった組織が観察された。その理由はＢＮ膜厚が95μｍの時は105μｍより冷却板の熱伝導が大きいため、冷却板の表面に凝固殻が生成して、冷却板からの結晶の遊離が妨害されるために結晶の数が少なくなり、初晶αアルミニウムが粗大化し、一部はデンドライト組織となったと考えられる。反対に115μｍの場合には冷却板の熱伝導が小さくなったために、同様に遊離した結晶の数が少なくなり、金型内に液相が多く存在してデンドライト状に成長し、粗大化したものと推定される。最も良好なＢＮ膜厚105μmの場合には、冷却板上で生成遊離した初晶αアルミニウムが金型内で多数存在し、平均粒径70μm程度まで微細化された粒状組織が得られた。
【００４７】
このことから、傾斜冷却板の表面に均一膜厚でＢＮを塗布する場合のＢＮ膜厚は、95μmよりも厚く115μmよりも薄いことが好ましく、より好ましくは100μｍから110μｍの範囲、さらに好ましくは105μｍ程度であることが明らかとなった。
また、ＢＮ膜厚が95μｍでは凝固殻の生成の虞があるが、105μｍでは冷却板上で多数の初晶αＡｌが生成され遊離していることから、少なくとも95μmよりも厚くすること、好ましくは110μmよりも厚く、より好ましくは105μｍ以上、さらに好ましくは110μｍ以上、さらに好ましくは115μｍ以上とすることであり、より確実に溶湯が注がれる傾斜冷却板上流側での凝固殻の生成・貼り付きを防ぐには120μｍ程度とすることであるものと推定される。
【００４８】
(2) 鋳造温度の影響
次ぎに、均一膜厚の場合に最適と判断された105μｍのＢＮ膜を施した傾斜冷却板を用いて、鋳造温度を液相線温度＋９Ｋ，１０Ｋ，１２Ｋ，１４Ｋの４温度（928、 929、931、933K）に変化させて実験を行い、凝固組織に与える影響を表４に示す実験条件で調査した。
【００４９】
【表４】
2006305618.tif 000006
実験結果を図４に示す。鋳造温度が931K 以上では鋳造温度が高いために冷却板上で生成遊離する結晶の数も少なくなり、金型内での結晶粒径が大きくなったと推定される。鋳造温度が低い928Kでは粗大化したαAlとデンドライト組織が混在したが、これは冷却板に凝固殻が生成して初晶αAlの遊離を妨害した結果であると推定される。このことから本実験では、最適鋳造温度は929K（液相線温度＋１０K）であることが分かった。
【００５０】
(3) 冷却板長さの影響
また、傾斜冷却板の長さを140mm、160mm、180mmと変化させて実験を行い、凝固組織に与える影響を表５に示す実験条件で調査した。
【００５１】
【表５】
2006305618.tif 000007
図５に凝固組織に及ぼす冷却板長さの影響を調べた結果を示す。冷却板長さが140ｍｍおよび180ｍｍの場合、ともに初晶αアルミニウムは冷却板長さが160mmよりも粗大であることが分かる。これは溶湯と冷却板の接触時間が短かすぎると熱エネルギーの移動が少ないために、初晶αアルミニウムの数が少なり、反対に接触時間が長過ぎると熱エネルギー移動が多すぎて凝固殻が生成して、初晶αアルミニウムの数が減り、結果として結晶粒径が大きくなったと考えられる。
【００５２】
(4) 冷却板角度の影響
さらに、傾斜冷却板角度を50°、60°、70°と変化させて実験を行い、凝固組織に与える影響を表６に示す実験条件で調査した。
【００５３】
【表６】
2006305618.tif 000008
【００５４】
(5)溶湯の流速測定
さらに、表６に示す実験条件でアルミニウム溶湯の傾斜冷却板上での平均流速を測定した。平均流速は、冷却板の上下に熱電対を設定して、冷却板上を流れる溶湯の先端が熱電対に当たる時間差を計測して算出した。ここで使用した記録計の応答速度は0.02ｓである。熱電対は直径0.5mmのシースK型熱電対を用いた。
【００５５】
冷却板角度と冷却板上を流下する溶湯の流速の関係を調べた結果を図６に示す。また結晶粒径と冷却板角度の関係を調べた結果を図７に示す。これらの図から明らかなように、溶湯の流速は角度が大きくなるにしたがって大きくなった。冷却板角度が70°の場合、溶湯の流速が大きくなるとBN表面と溶湯の間の温度境界層が薄くなって、BNと溶湯の間の温度勾配が小さくなり、遊離する初晶αAlも少なくなったと推定される。逆に冷却板の角度が50°の場合、BNと溶湯の間の温度境界層が厚くなるが、溶湯の流速が小さいためにより多くの熱エネルギーが奪われ、ただちに初晶による凝固殻が生成され、そのために生成遊離する結晶が少なくなり、結晶が粗大化されたと考えられる。このことから、平均結晶粒径を小さくするには、傾斜冷却板の角度を６０°に近づけること、換言すれば傾斜冷却板上における溶湯の流速を約1.4ｍ／ｓに近づけることが好ましい。
【００５６】
(6) 冷却板裏面の温度測定
さらに、溶湯の流速が結晶の遊離および冷却板の熱伝達に与える影響を調べるために、表６に示す実験条件で、冷却板裏面の下端から10mm、30mm、60mm、90mm、120mm、150ｍｍのところに設置して温度測定を行った。
【００５７】
図８は角度が50°、60°、70°の場合、冷却板裏面の温度を示したものである。図から明らかなように傾斜角度が小さいほど溶湯の流速が小さくなり、冷却板裏面の温度は高くなっていることを示している。これは溶湯が冷却板上を流れる間に初晶の生成から遊離して移動する速度が冷却板と溶湯の熱移動にも影響されるものと推測される。この結果から初晶の生成および遊離に最適な冷却板の角度は60°、換言すれば傾斜冷却板上における溶湯の流速を約1.4ｍ／ｓにすることであることが明らかになった。
【００５８】
(7)  以上の結果から、均一膜の塗布による結晶粒微細化条件としては、ＢＮ膜厚さ105μm、鋳造温度929K、冷却板長さ160ｍｍ、冷却板角度60°であり、その場合の結晶の平均粒径が70μmであることが明らかになった。
【００５９】
（II）不均一 BN膜厚の粒状結晶化と微細化に与える影響
(1) 冷却板の塗布長さの影響
5052アルミニウム合金は傾斜冷却板上で凝固殻が生成しやすく、これを抑えるためには他の合金の場合と比べて、厚いBN膜を塗布しなければならない。しかし、これにより十分な冷却を行うことができず、初晶αアルミニウムの遊離にも限界がある。そこで、より効果的な冷却を行うために冷却板の長さ方向の膜厚を変化させる実験を行った。冷却板上に合金が張り付き、凝固殻が生成する現象は溶湯が冷却板に流下してから30mm程度の位置で発生しやすいことがわかった。これを防ぐためには冷却板上端から30mmの部分（以下冷却板上部と表記する）のBN膜厚を120μmに調節して塗布し、それ以下の部分（以下冷却板下部と表記する）を30μmの厚さにした。この条件で冷却板下部の長さは 140 mm、 150 mm、 160mmと変化させ実験を表７に示す実験条件で行った。
【００６０】
【表７】
2006305618.tif 000009
傾斜冷却板の120μｍのＢＮ膜を形成した上流側の長さは３０ｍｍ一定とし、３０μｍのＢＮ膜を形成した下流側の長さを変更するようにして、不均一にBN膜を塗布した場合における傾斜冷却板下流側長さの影響を調べた結果を図９に示す。これらの結果から明らかなように、鋳造温度および冷却板長さは均一膜と同じように結晶の遊離に影響すると考えられる。結晶が微細になる条件は鋳造温度929K、冷却板角度60°、冷却板下方の長さ150mmにＢＮ膜厚を30μm塗布した場合であり、この時の結晶粒の平均粒径は60μmで、粒状かつ微細な組織が得られた。
【００６１】
(2) 冷却板上の溶湯の温度分布測定
表８の示す実験条件における冷却板上の溶湯の温度分布を求めた。温度分布は、溶湯を傾斜冷却板上に流下させ、熱電対を冷却板端部のBN膜から2mm突出させた所と冷却板直下に設置した断熱鋳型の中にもセットして、温度測定を行い、二つの値から、溶湯の平均温度を算出した。また冷却板の長さは60mm、100ｍｍ、160mm、200mmに変化させた。
【００６２】
【表８】
2006305618.tif 000010
冷却板上の溶湯の温度分布を膜厚の違いにより比較した結果を図１０に示す。鋳造温度は929Kで同じであるが、膜厚105μmは均一に塗布した場合であり、30μmは不均一塗布のものである。この図から明らかなように、BN膜厚が薄いほど、溶湯の過冷度が大きく起こっている。したがって、BN膜厚の違いよる結晶粒径の差異は、冷却板上で起こる溶湯の過冷度に起因すると考えられる。なお、溶湯の流量も溶湯の過冷度に影響すると考えられる。流量が少ないと図に示すようにより多く過冷が起こるが、流量が0.018L/sを下回ると、溶湯が冷却板上に張り付く現象が起こった。
【００６３】
(3) 冷却水の温度測定
傾斜冷却板の冷却水の温度測定を行なうために、まず溶湯を流さずに冷却水のみを流して冷却水の温度を測定した後、溶湯を傾斜冷却板上に流下させて冷却水の上昇温度を測定した。なお、温度を測定するための熱電対は、水冷管の中心に設置した。熱電対は直径0.5mmのシースK型熱電対を用いた。実験条件は表７に示す通りである。
【００６４】
冷却水の上昇温度およびそれによる熱流束の計算を行って、温度冷却板の冷却能力を求めた。その結果を図１１および図１２に示した。冷却板から抜熱された熱エネルギー量は冷却水の上昇温度から、Ｑ＝Cm△Ｔにより計算して求めた。ここでＣは水の比熱、ｍは水の流量よって計算した冷却水の質量、△Ｔは冷却水の上昇温度である。熱流束qはq＝Q/(n×Ｓ)によって計算した。ｎは冷却管の本数、Ｓは溶湯と冷却管が接触する面積である。この計算は冷却板の裏面および表面の温度が定常状態と考えて行なったものである。計算結果から分かるように、BN膜厚が薄いとき、熱流束が最も大きいことを示している。
【００６５】
(III)ビレットの水平連続鋳造とサンプ形状の観察
水平連続鋳造を行った場合のビレットが、どのような凝固過程を経て形成されるかを調べるために、ビレットの凝固界面、すなわちサンプ形状の観察を行った。実験方法はビレットの連続鋳造中に5052 アルミニウム溶湯の供給を止め、トレーサーであるAl−33％Cu溶湯をタンディシュ内に注ぎ込んで、連続鋳造を再開し、ビレットを作製した。作製されたビレットのトレーサーが鋳造されている部分を長さ10ｃｍの円柱状に切り出し、さらに、長手方向に切断し、エメリー紙により研磨を行った後、腐食液0.5％フッ酸によりマクロ腐食を行った。
【００６６】
ここで、5052アルミニウム合金の連続鋳造は金型鋳造実験にて得られた結晶粒が最も微細になる条件を用いた。またタンディシュは加熱(873K)あり、なしを用いた。タンディシュは電気炉中で加熱して、鋳造直前に連続鋳造設備に取り付けた。鋳造速度は2、3、4mm/sとし、溶湯の流量は0.034L /s、0.018L/s両条件で行った。実験条件は表９に示す通りである。
【００６７】
【表９】
2006305618.tif 000011
【００６８】
(1) タンディシュ加熱の有無の影響
連続鋳造用銅鋳型にBNを塗布なしの場合、鋳造速度を変化させてもビレットを作製することができなかった。それは銅鋳型の冷却能力が強すぎて凝固界面の移動速度が速すぎ、凝固殻がタンディシュの中に侵入して、スラリーの供給通路が塞がれてしまったためである。銅鋳型にBNを塗布した際の鋳造速度とビレットの形状の写真を図１３（ａ）〜（ｄ）に示す。鋳造速度が4mm/sの場合（（ａ），（ｂ））、タンディシュの加熱あり、なしに関わらず、ビレットの作製に成功することができなかった。鋳造速度が3mm/sの場合（（ｃ），（ｄ））、タンディシュの加熱なしの時はビレットを作製することができなかったが、それを加熱した場合はビレットの作製には成功した。しかし、成功率は50％であった。これに対して、鋳造速度が2mm/sの場合、ビレットの表面形状を示す図１４（ａ）〜（ｃ）に明らかなように、タンディシュの加熱あり、なしにかかわらずいずれの場合でもビレットの作製には成功したが、加熱なしの場合（ａ）にはビレットの表面に凹凸ができて粗くなった。これに対し、タンディシュの加熱ありの場合（（ｂ），（ｃ））、表面が綺麗なビレットを作製することができた。これは、タンディシュを加熱することによって、その中の初晶αアルミニウムの成長が抑制され、スラリーの流動性が改善され、充填性がよくなったためと考えられる。
【００６９】
(2) タンディシュ加熱の有無と溶湯流量の結晶組織に与える影響
上述の実験条件で製作されたビレットのミクロ組織を図１５に示す。溶湯の流量が0.034/sの場合、ビレットのミクロ組織はタンディシュの加熱あり、なしに関係なく結晶の平均粒径はいずれも６０μｍ程度（まで微細化されたが、円形度係数は小さくなっていた）であった。しかし、溶湯の流量が0.018L/sである場合、（ビレットの鋳肌も綺麗であり、）結晶の平均粒径は45μｍになった。これは、溶湯の流量が少なくなるに従って、溶湯の過冷が大きく発生したためだと考えられる。（尚、ビレットの外側のチル層も冷却板から遊離するαＡｌの数の増加に従って、２〜３ｍｍまで薄くなった）
【００７０】
(3) ビレットの冷却速度およびサンプ形状
ビレットのサンプ形状を図１６に示す。図から明らかなように5052アルミニウム合金の凝固界面の深さはかなり浅く17mmになっている。これはスラリーが鋳型に注入されてから、鋳型の中で17mm移動するとビレットが中心部まで凝固されていることを意味している。鋳造速度が2mm/sであることから、中心まで凝固するのに8.5sかかると考えられる。ビレットの直径が60mmであることから、ビレットの凝固速度が3.53mm/sであることが分かる。ビレットの冷却曲線を図１７に示す。図に示すようにビレットの中心部がスラリー（916K）状態から固相線温度（910K）まで下がるのに8sかかることからビレットの冷却速度が0.75K/sであると考えられる。
【００７１】
(IV)  以上、冷却板へのＢＮ塗布の条件や鋳造条件を変化させて実験を行った結果、次のことが明らかとなった。
(1)  傾斜冷却板は固液共存領域が狭い合金のセミソリッド鋳造に対しても有効であり、平均粒径が４５μm程度に微細化されたビレットを作製することができる。
(2)  BN膜厚さは適切な厚さになると溶湯の過冷度が大きくなり、核生成が容易になり、より多くの結晶が遊離され、凝固組織が微細になる。
(3) 溶湯の流速はBNと溶湯との間の温度境界層に影響を与え、溶湯の過冷度に影響する。
(4) 溶湯の流量も溶湯の冷却板上の過冷度に影響して、結晶の遊離する数に影響する。
(5) 傾斜冷却板に塗布するBN膜厚を板の長さ方向に沿って変化させるとより微細な結晶粒が得られる。
【００７２】
（実施例２）
表２に示す組成の5052アルミニウム合金を用いて、傾斜冷却板を用いたセミソリッド鋳造を行った。このセミソリッド鋳造は、実施例１の装置の水平連続鋳造装置の代わりに重力鋳造するための温度勾配のほとんど無い鋳型を用いたものである。尚、実験に使う合金は超音波洗浄するとともに、融液と直接接触するすべての実験用器具には、不純物の混入を防ぐために、特級試薬のＴｉＯ２を塗布した。
【００７３】
実施例１と同様の方法で得た5052アルミニウム合金の溶湯を、傾斜冷却板上に流下させた。この融液を冷却板直下に設置した金型に鋳造して、そこで１０ｓ等温保持した。金型は傾斜冷却板の直下のスラリー温度とほぼ同じ温度例えば９１６Ｋ（液相線温度−３Ｋ）程度に予熱し、鋳造したセミソリッドスラリーの熱移動を少なくした。その後、氷水を用いて急冷を行い、鋳塊を作製した。金型の予熱は当該金型にあらかじめ断熱材を巻いて加熱した。そして、断熱材は水冷する前に取り除いた。組織観察のために、鋳塊の底部より１０ｍｍの位置から１０×１０×１０ｍｍ３の大きさの試料を切り出して研磨を行い、光学顕微鏡で写真撮影をして結晶粒径を計測した。なお、試料の他にも、鋳造条件、傾斜冷却板の材質、冷却方法、冷却速度、ＢＮ膜の組成、計測装置などにおいて実施例１と同じものを用いた。また膜厚は実施例１と同じ予備実験から得た膜厚情報に基づいて、１０５μｍ均一膜厚と、長さ方向で膜厚を変化させた不均一膜（上流側長さ３０ｍｍの膜厚は１２０μｍ、下流側長さ１６０ｍｍの膜厚は３０μｍ）との２種類に分けて、実施例１と同様の実験を行った。
【００７４】
その結果、均一膜の塗布による結晶粒微細化条件としては、ＢＮ膜厚さ１０５μｍ、鋳造温度９２９Ｋ、冷却板長さ１６０ｍｍ、冷却板角度６０°であり、結晶の平均粒径が７０μｍであることが明らかになった。また、不均一膜の塗布による結晶微細化条件としては、冷却板上方の長さ３０ｍｍにＢＮ膜厚を１２０μｍ、冷却板下方の長さ１５０ｍｍにＢＮ膜厚を３０μｍ塗布し、鋳造温度９２９Ｋ、冷却板角度６０°であり、このときの結晶粒の平均粒径は６０μｍで、粒状かつ微細化された組織が得られるという結果が得られた。ＢＮ膜厚が薄いとき、熱流束が最も大きくなり傾斜冷却板の上で生成される初晶αＡｌの数が多くなるという実施例１と同じ実験結果が示すように、ＢＮ膜厚さは適切な厚さになると融液の過冷度が大きくなり、核生成が容易になり、より多くの結晶が遊離され、凝固組織が微細になる。
【００７５】
以上の実験結果から、傾斜冷却板を用いたセミソリッド鋳造法は、固液共存領域が狭い合金のセミソリッド鋳造に対しても有効であり、水平連続鋳造によりビレットを製造する場合も、重力鋳造によりインゴットを製造する場合も、同じ結果が得られることが明らかとなった。
【００７６】
（実施例３）
表１０に示す5052Ａｌアルミニウム合金を用いてセミソリッド水平連続鋳造によりビレットを作製し、表１１に示す実験条件即ち実施例１において得られた傾斜冷却板とＢＮ膜厚に関する最適な条件下でのタンディシュ加熱の有無、引き抜き速度並びに傾斜冷却板上における溶湯の流量の変化が結晶の微細化に与える影響について検討した。
【００７７】
【表１０】
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【００７８】
【表１１】
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実施例１と同じ手順により、市販の5052アルミニウム合金インゴットを溶解させ所定温度で保持してから溶湯を傾斜冷却板上に流下させ、さらにタンディシュ内に溜めた。溶湯が一定量溜まった後、ダミーバーを水平方向に移動させて連続鋳造を開始してφ６０ｍｍの円柱状のビレットを作製した。得られたビレットをダミーバーから２００ｍｍのところで高さ１０ｍｍの円柱を切り出して研磨を行い、光学顕微鏡で写真を撮影し、結晶粒径を計測した。溶湯の流量は湯面制御棒の降下速度で調節し、ビレットの引き抜き速度はモーターの回転数で調節した。
【００７９】
まず、溶湯の流量を0.038リットル／秒に一定し、ビレットの引き抜き速度を４ｍｍ／秒、３ｍｍ／秒、２ｍｍ／秒と変化させ、タンディッシュの加熱有無による実験を行った。その結果、タンディッシュの加熱の有無にかかわらず、引き抜き速度が４ｍｍ／秒の場合にはビレットが破断して作製することができなかった。しかし、引き抜き速度が３ｍｍ／秒の場合にはタンディッシュの加熱の有無にかかわらずビレットが作製できたが、成功率が５０％であった。この原因は5052アルミニウム合金の固液共存領域が狭いためにサンプの深さが浅くて凝固界面の移動速度と引き抜き速度の釣り合いが合わなかったためと考えられる。さらに、引き抜き速度が２ｍｍ／秒の場合、タンディッシュの加熱の有無にかかわらず、ビレットの成功率がほぼ１００％だった。この際、ビレットの冷却速度は５．５℃／秒である。また、タンディッシュを加熱しなかった場合、溶湯の流量が0.038リットル/秒の場合には、ビレットの表面に溝があることが観察できた。それは冷却板から遊離した初晶αＡｌがタンディシュ中で成長して、スラリーの固相率が高くなって、流動性が悪くなったことに原因があると推測される。しかし、ビレットの組織は丸くなって、平均粒径が６０μｍ程度であった。同じ溶湯流量でも、タンディシュを６００℃（固相線温度−９Ｋ）まで加熱した場合には、ビレットの鋳肌は綺麗になり、結晶組織も６０μｍまで微細化されたが、円形度係数が小さくなっていることが分かった。これは冷却板から遊離した初晶αＡｌが鋳型の中で急冷されて形成した組織だと考えられる。このことから、タンディシュの加熱の有無は、タンディシュ内での固相率を変動させて鋳肌に影響を与えるが、平均結晶粒径の微細化には影響ないことが判明した。
【００８０】
さらに、タンディッシュを加熱した場合、流量が0.018  リットル/秒のビレットの鋳肌は綺麗であり、平均結晶粒径も４０μｍまで微細化された。これは溶湯の流量が少なくなるに従って、溶湯の過冷度がより大きくなり、より多くの初晶αが遊離され、鋳型の中で凝固され微細化したと考えられる。この場合、ビレットの外側のチル層も冷却板から遊離するαＡｌの数の増加に従って、２〜３ｍｍまで薄くなることが判明した。このことから、傾斜冷却板上での溶湯流量は小さくするほど、結晶粒径が微細化することが明らかとなった。
【００８１】
つまり、固液共存領域が狭い合金に対しても傾斜冷却板は有効であり、ダンディッシュを加熱することで結晶粒径が４５μｍまで均一かつ微細粒状組織を有するビレット作製することが可能であること、溶湯の流量は溶湯の冷却板上で過冷度に影響を与え、結晶遊離に影響すること、更にはビレットの外側のチル層は冷却板から遊離する結晶数の増加に従って薄くなることが明らかになった。
【００８２】
なお、上述の実施形態は本発明の好適な実施の一例ではあるがこれに限定されるものではなく、本発明の要旨を逸脱しない範囲において種々変形実施可能である。本実施形態並びに実施例では５０５２Ａｌ合金を例に挙げて主に説明しているが、これに特に限定されるものではなく、固液共存領域の温度幅が狭い他の合金種においても適用可能である。例えば、本発明者等の実験によると、合金元素０．３質量％を含む９９．７％ＡｌのＡｌ合金でもセミソリッド鋳造が可能であった。また、本実施形態並びに各実施例において明らかにされた好適な傾斜冷却板の長さや、傾斜角度、材質、冷却板上での溶湯流量などの諸条件は、４〜８kg/minまでは同一条件で成立することを本発明者等の実験によって確認したが、さらに生産規模を拡大する場合あるいは他の合金に適用する場合にも、傾斜冷却板２の直上での溶湯の温度（鋳造温度）を液相線温度＋１０〜１５Ｋ程度、傾斜冷却板２の直下での溶湯温度を液相線温度直下の−０．１〜５．０Ｋの範囲に収まる抜熱量の冷却下に傾斜冷却板上で流下させて結晶遊離を生じさせる条件とすることによって、セミソリッド鋳造を可能とする半凝固スラリーが安定して得られる。さらに、傾斜冷却板２に注ぐときの溶湯の断面を自然放出による円形とせずに、厚みが薄く幅広の扁平な断面とすることにより比表面積を増大させることで、冷却板・ＢＮ膜にかかる単位面積当たりの熱容量を少なくすることでＢＮ膜厚を限界のままでも微細化を可能とすることができる。
【図面の簡単な説明】
【００８３】
【図１】本発明のセミソリッド鋳造方法を実施する水平連続鋳造システムの概略構成を示す模式図である。
【図２】凝固組織に及ぼすＢＮ膜厚の影響を示す金属組織を示す写真である。
【図３】ＢＮ膜厚と結晶粒径との関係を示すグラフである。
【図４】結晶粒径に及ぼす鋳造温度の影響を示すグラフである。
【図５】結晶粒径に及ぼす冷却板長さの影響を示すグラフである。
【図６】冷却板角度と流速の関係を示すグラフである。
【図７】冷却板角度と結晶粒径の関係を示すグラフである。
【図８】溶湯の流速と冷却板裏面の温度のの関係を示すグラフである
【図９】不均一膜における鋳造温度と結晶の粒径の関係を示すグラフである。
【図１０】冷却板上の溶湯の温度分布を示すグラフである。
【図１１】ＢＮ厚さと冷却板の冷却水の上昇温度関係を示すグラフである。
【図１２】ＢＮ膜厚と熱流束との関係を示すグラフである。
【図１３】ビレット表面形状に及ぼす鋳造速度の影響を示す図で、（ａ）は４ｍｍ／ｓ時におけるタンディシュ加熱有り、（ｂ）は４ｍｍ／ｓ時におけるタンディシュ加熱なし、（ｃ）は３ｍｍ／ｓ時におけるタンディシュ加熱有り、（ｄ）は３ｍｍ／ｓ時におけるタンディシュ加熱なしの状態をそれぞれ示す。
【図１４】鋳造速度が２ｍｍ／ｓ時におけるビレット表面形状に及ぼす影響を示す図で、（ａ）は傾斜冷却板上での溶湯流量０．０３４Ｌ／ｓにおけるタンディシュ加熱なし、（ｂ）は傾斜冷却板上での溶湯流量０．０３４Ｌ／ｓにおけるタンディシュ加熱あり、（ｃ）は傾斜冷却板上での溶湯流量０．０１８Ｌ／ｓにおけるタンディシュ加熱有りの状態をそれぞれ示す。
【図１５】ビレットのミクロ組織を示す写真であり、（ａ）ビレットの上部、（ｂ）中心から上方２０ｍｍ、（ｃ）中心、（ｄ）中心から下方へ２０ｍｍ、（ｅ）下部のそれぞれについて、傾斜冷却板上での溶湯流量０．０３４Ｌ／ｓにおけるタンディシュ加熱なし、溶湯流量０．０３４Ｌ／ｓにおけるタンディシュ加熱あり、溶湯流量０．０１８Ｌ／ｓにおけるタンディシュ加熱有りの状態をそれぞれ示す。
【図１６】ビレットのサンプ形状を示す図である。
【図１７】ビレットの冷却曲線を示す図である。
【符号の説明】
【００８４】
１  溶解炉
２  傾斜冷却板
３  ＢＮ膜（断熱機能を有する離型材）
８  合金融液
１０  スラリー
１３  タンディシュ
１４  水平連続鋳造機
【図１】
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【図１７】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図８】
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【図９】
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【図１０】
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【図１１】
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【図１２】
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【図１３】
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【図１４】
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【図１５】
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【図１６】
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