(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ａｌ合金組成の溶湯（ｍ）をスパウト（１５）内で攪拌しつつ、そのスパウト（１５）直下に配置された筒状鋳型（１３）に導入する攪拌連続鋳造法において、前記Ａｌ合金組成の溶湯（ｍ）として、Ｆｅ含有量が０．７５ｗｔ％≦Ｆｅ＜２ｗｔ％であり、またＭｎ含有量が、０．７５ｗｔ％≦Ｆｅ≦１．５ｗｔ％のときＭｎ≦［（Ｆｅ／５）＋０．２］ｗｔ％であり、一方、１．５ｗｔ％＜Ｆｅ＜２ｗｔ％のときＭｎ≦［−Ｆｅ＋２］ｗｔ％であるものを用い、前記スパウト内周面（ａ）上の溶湯攪拌領域形成部（ｂ）の上部周縁部分（ｃ）における前記溶湯（ｍ）の冷却速度ＣＲを１０℃／ｓ≦ＣＲ≦３０℃／ｓに設定することを特徴とするＡｌ合金の攪拌連続鋳造法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明はＡｌ合金の攪拌連続鋳造法、特に、Ａｌ合金組成の溶湯をスパウト内で攪拌しつつ、そのスパウト直下に配置された筒状鋳型に導入する攪拌連続鋳造法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
従来、攪拌連続鋳造法によるＡｌ合金インゴットは、例えばチクソキャスティング用鋳造材料として用いられている。チクソキャスティング法においては、固相と液相とが共存する半溶融鋳造材料の流動性を利用して成形を行うものであるから、初晶α等の高融点晶出物の微細化は必須要件である。
【０００３】
しかしながら、省資源の要請からリサイクル材を原料とした場合、そのリサイクル材におけるＣｕ、Ｍｎ、Ｔｉ等の含有量が多くなると、高融点の針状金属間化合物が粗大に晶出し、その粗大針状金属間化合物を攪拌力だけでは微細化することができない、という問題を生じた。
【０００４】
そこで、本発明者等はＡｌ合金組成の溶湯として、Ｆｅ含有量が０．７５ｗｔ％≦Ｆｅ＜２ｗｔ％であるものを用いることにより初晶αの晶出温度と同一またはそれ以上の高温下で、１次晶出物として硬質のＦｅ系金属間化合物、即ちアルファ金属間化合物（以下、α−ＩＭＣと称す）を晶出させ、そのα−ＩＭＣを攪拌力によって液相中をアトランダムに動き回らせながら初晶αおよび粗大針状金属間化合物を破砕して微細化する、といった攪拌連続鋳造法を開発した（特願平１０−１０３８９３号明細書および図面参照）。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
本発明者等は前記攪拌連続鋳造法について、さらに攻究を進めた結果、前記溶湯中のＭｎ含有量によっては、α−ＩＭＣの晶出量が増加すると共にそれが成長することによって塊状α−ＩＭＣとなり、これにより微細なベータ金属間化合物（以下、β−ＩＭＣと称す）の晶出が抑制される、ということが判明した。この塊状α−ＩＭＣはＡｌ合金部材の切削性を低下させるだけでなく、メッキ性および疲労強度の低下を招来する。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明はα−ＩＭＣの晶出量を不可避量に抑えると共に微細β−ＩＭＣの晶出量を上限値まで増加させることを可能にした前記攪拌連続鋳造法を提供することを目的とする。
【０００７】
前記目的を達成するため本発明によれば、Ａｌ合金組成の溶湯をスパウト内で攪拌しつつ、そのスパウト直下に配置された筒状鋳型に導入する攪拌連続鋳造法において、前記Ａｌ合金組成の溶湯として、Ｆｅ含有量が０．７５ｗｔ％≦Ｆｅ＜２ｗｔ％であり、またＭｎ含有量が、０．７５ｗｔ％≦Ｆｅ≦１．５ｗｔ％のときＭｎ≦［（Ｆｅ／５）＋０．２］ｗｔ％であり、一方、１．５ｗｔ％＜Ｆｅ＜２ｗｔ％のときＭｎ≦［−Ｆｅ＋２］ｗｔ％であるものを用い、前記スパウト内周面上の溶湯攪拌領域形成部の上部周縁部分における前記溶湯の冷却速度ＣＲを１０℃／ｓ≦ＣＲ≦３０℃／ｓに設定するＡｌ合金の攪拌連続鋳造法が提供される。
【０００８】
ＦｅおよびＭｎ含有量を前記のように設定すると、α−ＩＭＣの晶出量を不可避量に抑制することが可能である。また前記上部周縁部分は溶湯の冷却速度が最も遅い位置であり、この上部周縁部分における溶湯の冷却速度ＣＲを前記のように設定すると、α−ＩＭＣの成長を抑制することが可能である。これにより微細β−ＩＭＣの晶出量を上限値まで高めることができる。前記冷却速度は、上部周縁部分における冷却曲線を求め、その冷却曲線より算出される。前記α−ＩＭＣは、粗大針状金属間化合物および初晶αの破砕微細化に寄与する。
【０００９】
ただし、Ｆｅ含有量およびＭｎ含有量が前記範囲を逸脱すると、α−ＩＭＣの晶出量が増加傾向となる。また前記冷却速度ＣＲがＣＲ＜１０℃／ｓではα−ＩＭＣの成長が進行して微細β−ＩＭＣが晶出しにくくなるか、または晶出しなくなる。一方、ＣＲ＞３０℃／ｓでは冷却速度が速すぎるため、インゴットにおける初晶αの微細化が不十分となり、またインゴットのレオロジー性も低下する。
【００１０】
【発明の実施の形態】
図１，２に示す連続鋳造装置１は、軸線を上下方向に向けた胴状本体２を有する。その胴状本体２は、内周壁３と、その外周側に所定の間隔をとって配置された外周壁４と、両壁３，４の上端側に存する環状上端壁５と、両壁３，４の下端側に存する環状下端壁６とより構成される。
【００１１】
内周壁３は上部筒体７と下部筒体８とよりなり、上部筒体７の下部外周面に嵌着した環状ゴムシール９の内向き環状部１０が両筒体７，８間に挟まれてそれらの間をシールする。上部筒体７において、その下半部は、内側に環状段部１１が形成されるように、上半部１２よりも厚肉に形成されて筒状水冷鋳型１３を構成する。この水冷鋳型１３はＡｌ合金（例えば、Ａ５０５２）よりなる。
【００１２】
上半部１２内に、薄肉の筒体１４を介してスパウト１５が、水冷鋳型１３と同軸上に位置するように嵌合され、その下向きの溶湯出口１６を形成する環状下端面１７が環状段部１１に当接する。またスパウト１５の、上端壁５から突出する部分に環状抜止め板１８が嵌合され、その抜止め板１８は上端壁５に固定される。スパウト１５は、断熱耐火性を有するケイ酸カルシウムより構成される。スパウト構成材料としてはアルミナ、シリカ等も用いられる。スパウト１５の上方に、水平注湯を行うための溶湯供給樋１９が配置され、その下向きの給湯口２０がスパウト１５の上向きの溶湯受入れ口２１に連通する。
【００１３】
胴状本体２において、その内、外周壁３，４間の筒状密閉空間２２に、電磁誘導式攪拌機２３が配設され、その攪拌機２３はスパウト１５内の溶湯ｍに電磁攪拌力を付与する。攪拌機２３は筒状をなす成層鉄心２４と、その成層鉄心２４に巻装された複数のコイル２５とよりなる。成層鉄心２４は、図３に明示するように、筒状部２６と、その内周面に円周上等間隔に配置されて母線方向に延びる複数の凸条２７とよりなる。各コイル２５は、１つの凸条２７において２つのコイル２５の一部分が重なり合うように、相隣る両凸条２７に巻装される。
【００１４】
成層鉄心２４の内側に、各凸条２７の先端面が密着するように薄肉のコイル外止め用筒体２８が嵌合され、その筒体２８は内周面の一部を環状ゴムシール９に密着させて筒状密閉空間２２内に固定される。また成層鉄心２４は、下端壁６の環状支持部材２９上に載せられてその部材２９に複数のボルト３０およびナット３１により固定される。１つのコイル２５に対して２つの割合で複数の接続具３２が用意され、各接続具３２は水密手段を以て下端壁６を貫通してそれに取付けられている。
【００１５】
外周壁４に複数の給水口３３が形成され、各給水口３３を通じて密閉空間２２内に冷却水ｗが供給される。成層鉄心２４内側の筒体２８に、その上端部近傍に位置させて複数の通孔３４が形成され、これにより環状ゴムシール９の上方に冷却水溜り３５が存する。水冷鋳型１３は冷却水溜り３５により冷却されると共にその冷却水溜り３５の冷却水ｗを斜め下向きに噴出する複数の噴出孔３６を有する。通孔３４は筒体２８の下部側にも形成されている。
【００１６】
水冷鋳型１３と溶湯ｍとの間に潤滑油を供給すべく、スパウト１５周りには次のような潤滑油通路が存在する。内周壁３において、その上部筒体７の上端部には上端壁５の下部板３７が一体に設けられている。上端壁５の上部板３８および下部板３７間に、スパウト１５を囲繞する環状路３９と、その環状路３９から放射方向に延びる複数の直線路４０とが設けられる。各直線路４０の端部に、上部板３８に形成された入口４１が連通し、その入口４１は給油ポンプに接続される。図２に明示するように、上部筒体７の上半部１２内周面と筒体１４外周面間に筒状路４２が形成され、その筒状路４２および環状路３９間を連通する複数の斜め下向きの通孔４３が上半部１２と下部板３７との連設部に形成されている。また筒状路４２の下端は、環状段部１１およびスパウト１５の環状下端面１７間に放射状に配列された複数のＶ字状出口４４に連通する。
【００１７】
スパウト１５内における溶湯攪拌領域Ａは、略筒状をなす一群のコイル２５によって囲繞される空間部、したがって一群のコイル２５の上端面と同一高さ位置に在るスパウト１５内の中間部から溶湯出口１６までであり、またスパウト内周面ａ上の溶湯攪拌領域形成部ｂは湾曲面をなす。さらに、スパウト１５の溶湯出口１６の内半径をｒ1 とし、一方、水冷鋳型１３の内半径をｒ2 としたとき、両内半径ｒ1 ，ｒ2 の間に、ｒ1 ＜ｒ2 およびｒ2 −ｒ1 ＝Δｒ（但し、Δｒはスパウト１５の張出し量）の関係が成立する。即ち、スパウト１５は、その溶湯出口１６回りに環状張出し部１５ａを有する。
【００１８】
図１において、Ａｌ合金組成の溶湯ｍを溶湯供給樋１９の給湯口２０からスパウト１５内に供給すると、その溶湯ｍはスパウト１５内において攪拌機２３により電磁攪拌されつつ、スパウト１５直下に配置された水冷鋳型１３に導入され、そこで冷却されてインゴットＩが得られる。
【００１９】
Ａｌ合金組成の溶湯ｍとしては、Ｆｅ含有量が０．７５ｗｔ％≦Ｆｅ＜２ｗｔ％であり、またＭｎ含有量が、０．７５ｗｔ％≦Ｆｅ≦１．５ｗｔ％のときＭｎ≦［（Ｆｅ／５）＋０．２］ｗｔ％であり、一方、１．５ｗｔ％＜Ｆｅ＜２ｗｔ％のときＭｎ≦［−Ｆｅ＋２］ｗｔ％であるものが用いられる。またスパウト内周面ａ上の溶湯攪拌領域形成部ｂの上部周縁部分ｃにおける溶湯ｍの冷却速度ＣＲは１０℃／ｓ≦ＣＲ≦３０℃／ｓに設定される。
【００２０】
ＦｅおよびＭｎ含有量を前記のように設定すると、α−ＩＭＣの晶出量を不可避量に抑制することが可能である。また前記上部周縁部分ｃは溶湯ｍの冷却速度が最も遅い位置であり、この上部周縁部分ｃにおける溶湯ｍの冷却速度ＣＲを前記のように設定すると、α−ＩＭＣの成長を抑制することが可能である。これにより微細β−ＩＭＣの晶出量を上限値まで高めることができる。晶出したα−ＩＭＣは、粗大針状金属間化合物および初晶αの破砕微細化に寄与する。
〔実施例１〕
表１はＡｌ合金（１）〜（１２）の組成およびＭｎの上限値を示す。その上限値は、０．７５ｗｔ％≦Ｆｅ≦１．５ｗｔ％のときＭｎ＝［（Ｆｅ／５）＋０．２］ｗｔ％であり、一方、１．５ｗｔ％＜Ｆｅ＜２ｗｔ％のときＭｎ＝［−Ｆｅ＋２］ｗｔ％である。
【００２１】
【表１】
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【００２２】
各Ａｌ合金（１）〜（１２）を用いて前記攪拌連続鋳造装置１によりインゴットＩを鋳造した。鋳造条件は、溶解温度：７３０℃；スパウト１５直上の溶湯温度：６５０℃；鋳造引出し速度：１５０mm／min ；スパウト１５の張出し量Δｒ：２mm；インゴットＩの直径：１５２．４mm；溶湯攪拌領域形成部ｂにおける磁束密度：３６０Ｇｓ（４極コイル、５０Ｈｚ）；上部周縁部分ｃにおける溶湯ｍの冷却速度ＣＲ：１５．５℃／ｓ；に設定された。
【００２３】
各インゴットＩについて、α−ＩＭＣおよび微細β−ＩＭＣの存在を調べたところ、Ａｌ合金（１），（３），（４），（７），（１０），（１１）よりなる各インゴットＩにおいては多量の微細β−ＩＭＣの存在が認められたが、Ａｌ合金（２），（５），（６），（８），（９），（１２）よりなる各インゴットＩにおいては多量のα−ＩＭＣの存在が認められた。
【００２４】
図４は、Ｆｅ含有量を横軸に、またＭｎ含有量を縦軸にそれぞれとって、各Ａｌ合金（１）〜（１２）を、そのＦｅおよびＭｎ含有量で表示したものである。図中、点（１）〜（１２）がＡｌ合金（１）〜（１２）にそれぞれ該当する。
【００２５】
前記鋳造結果より、図４において点（０．７５，０）、点（１）、点（３）、点（７）、点（１０）、点（１１）、点（２．０，０）を結んで得られる四辺形の内側が微細β−ＩＭＣを多量に晶出させ得る領域であると言える。この場合、前記領域には、線Ｆｅ＝０．７５、線Ｍｎ＝（Ｆｅ／５）＋０．２および線Ｍｎ＝−Ｆｅ＋２は含まれるが、線Ｍｎ＝０は含まれない。
〔実施例２〕
表２はＡｌ合金の組成およびＭｎの上限値を示す。その上限値は、０．７５ｗｔ％≦Ｆｅ≦１．５ｗｔ％であるからＭｎ＝［（Ｆｅ／５）＋０．２］ｗｔ％である。
【００２６】
【表２】
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【００２７】
Ａｌ合金を用いて前記攪拌連続鋳造装置１によりインゴットＩを鋳造した。鋳造条件は、溶解温度：７３０℃；スパウト１５直上の溶湯温度：６５０℃；鋳造引出し速度：１５０〜２７０mm／min ；スパウト１５の張出し量Δｒ：２〜３６mm；インゴットＩの直径：１５２．４mm；溶湯攪拌領域形成部ｂにおける磁束密度：３６０Ｇｓ（４極コイル、５０Ｈｚ）；に設定され、上部周縁部分ｃにおける溶湯ｍの冷却速度ＣＲを、鋳造引出し速度およびスパウト１５の張出し量Δｒを前記範囲においてそれぞれ変更することによって変化させた。
【００２８】
各インゴットＩについて、α−ＩＭＣおよび微細β−ＩＭＣの存在率およびレオロジー性を調べたところ、表３の結果を得た。
【００２９】
α−ＩＭＣの存在率Ｄ1 および微細β−ＩＭＣの存在率Ｄ2 は、金属顕微鏡１００倍視野におけるα−ＩＭＣの面積率をｄ1 とし、β−ＩＭＣの面積率をｄ2 としたとき、Ｄ1 ＝｛ｄ1 ／（ｄ1 ＋ｄ2 ）｝×１００、Ｄ2 ＝｛ｄ2 ／（ｄ1 ＋ｄ2 ）｝×１００の式によって求められた。
【００３０】
レオロジー性については、各インゴットＩからそれぞれ直径３mm、厚さ２mmの試験片を切出し、図５に示すように天秤４５の一方の皿４６に２０ｇの分胴４７を載せ、また他方の容器４８に試験片４９を嵌め込み、そして試験片４９をヒータ５０により加熱すると共に直径１mm、長さ２mmのピン５１を試験片４９に押し付け、２０ｇの分胴４７と釣合った押圧力でピン５１が試験片４９に刺さっていくときの温度、つまりＴＭＡ温度を測定した。
【００３１】
【表３】
0003828664.tif 000004
【００３２】
表３から明らかなように、冷却速度ＣＲを１０℃／ｓ≦ＣＲ≦３０℃／ｓに設定すると、例８〜１２のごとくα−ＩＭＣの存在率を５％、つまりその晶出量を不可避量に抑制して、微細β−ＩＭＣの存在率を９５％、つまりその晶出量を上限値まで高めることができる。
【００３３】
表２と同一組成のＡｌ合金を用い無攪拌にて得られたインゴットに関するＴＭＡ温度は６００℃であり、これはレオロジー性が劣り、チクソキャスティング用鋳造材料として用いることはできない。前記冷却速度ＣＲの範囲内で鋳造された例８〜１２のＴＭＡ温度は６００℃未満であり、したがって良好なレオロジー性を有する。
【００３４】
次に例５および例８を用いてチクソキャスティング法を行い２種のＡｌ合金部材を鋳造した。鋳造条件は、鋳造材料の温度５８０℃、射出速度２．０ｍ／ｓ、金型温度２５０℃に設定された。
【００３５】
各Ａｌ合金部材から試験片を作製し、それらについて、引張圧縮疲労試験を行ったところ、図６の結果を得た。図中、例５，８はそれぞれ前記インゴットの例５，８にそれぞれ対応する。図６から明らかなように、多量の微細β−ＩＭＣを有する例８を用いると、α−ＩＭＣのみを有する例５を用いた場合に比べて、優れた疲労強度を有するＡｌ合金部材を得ることができる。
【００３６】
【発明の効果】
本発明によれば前記のような手段を採用することにより、Ａｌ合金部材の機械的特性向上の点において、有害なα−ＩＭＣの晶出量を不可避量に抑制すると同時に有益な微細β−ＩＭＣの晶出量を上限値まで高めることが可能な、Ａｌ合金の攪拌連続鋳造法を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】連続鋳造装置の縦断面図である。
【図２】図１の要部拡大図である。
【図３】成層鉄心とコイルの関係を示す要部平面図である。
【図４】各種Ａｌ合金をＦｅ含有量およびＭｎ含有量で表示したグラフである。
【図５】ＴＭＡ温度測定法を示す説明図である。
【図６】疲労試験結果を示すグラフである。
【符号の説明】
１３      水冷鋳型
１５      スパウト
ａ      スパウト内周面
ｂ      溶湯攪拌領域形成部
ｃ      上部周縁部分
ｍ      溶湯
Ａ      溶湯攪拌領域
【図１】
0003828664.tif 000005
【図２】
0003828664.tif 000006
【図３】
0003828664.tif 000007
【図４】
0003828664.tif 000008
【図５】
0003828664.tif 000009
【図６】
0003828664.tif 000010