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鋳造工学

第 91 巻（2019）第 5 号

技術報告

Sr を添加した Al-7%Si 合金における過改良組織の検討
森 中 真 行*豊 田 充 潤*2

Technical Paper
J. JFS, Vol. 91, No. 5（2019）pp. 280 ～ 286
DOI : 10.11279 / jfes.91.280

Investigation of Over-Modified Structure in Sr added
Al-7% Si Alloy
Mayuki Morinaka* and Michihiro Toyoda*2
In recent years, hypo-eutectic Al-Si alloys are generally modified by adding Sr. Excessive Sr addition is known to cause
crystallization of blocky Al2Si2Sr phase called over-modified structure, the formation mechanism of which has not yet beenclarified. In this study, ingots with different Sr contents were produced from Al-7%Si alloys without phosphorus. The causesof the crystallization of the Al2Si2Sr phase were then studied by means of observing the microstructure. The reason why thephase was mainly formed at the base of the branches of the primary α-Al phase was also considered.
In conclusion, limited Sr content taken into the eutectic Si phase is likely to have caused the crystallization of blocky
Al2Si2Sr phase. The reason why the Al2Si2Sr phase was observed at the base of the branches of the primary dendritic α-Alphase may be due to the accumulation and concentration of solute atoms, ejected from adjacent second branches, at the baseof the branches.
Keywords : Al-Si alloy, Sr modification, over-modification, fragmentation

1．緒

しかしながら，このような鋳造用合金には，体積で半分

言以上を占める共晶の第 2 相である Si 相が，粗大な板状を自動車や航空機などに使用されるアルミニウム部品には，呈しやすいという欠点がある．このため，鋳物にひずみを

例えば JIS 規格の AC4CH 及び AC2B 合金などに代表される

与えると粗大な板状の共晶 Si 相が容易に破壊，あるいはように，亜共晶型の Al-Si 系合金が多用されている．Si 量

α-Al 相との界面が優先的に剥離することが報告されていが 5 ～ 12% の Al-Si 合金は，40 ～ 100 体積 % 程度の共晶相

る 7）．よって，工業製品として要求される靭性を満たせな

1）を含んでいる ．このように共晶相を多く配合する理由の2）い場合が生じやすい．そこで，一般に改良処理が施されてひとつは，湯流れ性を向上させるためである ．もうひといる．これにより，共晶 Si 相の形態は非改良時の粗大なつの理由は，展伸材に多く使用されている α-Al 相が大部分板状から，冷却速度や Sr，Na などの改良元素の違いによを占める合金のように，初晶 α-Al 相の晶出時に準固相状

り異なるものの，シダ状（Sr）あるいは細かいシダ状（Na）

態になることを回避するためと考えられている 2, 3 ～ 6）．何に変化することが知られている 8, 9）．その結果，共晶 Si 相

故なら，展伸材はビレットやスラブのように非拘束で凝固が破壊される応力が高くなることにより，靭性が向上する

するのに対し，鋳造材はネットシェイプであることから拘ものと説明されている 7）．

束下で凝固しなければならない．このため，初晶 α-Al 相

このような改良処理時の共晶 Si 相形態の著しい変化にの晶出時に準固相状態になると，それ以降の準固相温度範関して，Chadwick 10）は微量元素の詳細な研究が絶対に必囲での収縮応力が大きくなることから，割れが生じやす要であると述べている．実際，微量の改良元素として，20くなるためと説明されている ．また，共晶相を初晶 α-Al

世紀の前半には Na 11）が使用された．しかしながら，効果相と同量以上にしておくと，内びけが形成されにくいための持続時間が短いという欠点があった．そこで 1990 年代

3）6）と考えられている ．これらより，亜共晶組成の Al-Si 系に効果の持続性に優れる Sr に多くが代替された．Sr が日合金の多くは，共晶相が半分以上を占めるように合金設計

本国内に導入され始めた当初，Sr 母合金の品質が悪いこがなされている．

とから溶解しにくくて添加後の Sr 量が変動しやすいこと

受付日：平成 30 年 12 月 10 日，受理日：平成 31 年 2 月 27 日
* （株）MRDC
MRDC Ltd.
*2 アイシン ・ エィ ・ ダブリュ（株）
AISIN AW Co., Ltd.

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Sr を添加した Al-7%Si 合金における過改良組織の検討と，水素ガスが多く吸収されるという問題が生じた．しか業界が自動車産業に追随するためには，延性ダイカストのしながら，現在も使用されている高品質なロッド状の Sr

普及が望まれる．しかしながら，そのためには，早期に改母合金が開発されるとともに，1980 年代の初めから使用

良処理の機構を解明することが必要である．

されていた回転式脱ガス装置が，より積極的な溶湯中の水

現在，延性ダイカストの生産を目的として Sr による改素脱ガスを目的として多用され始めた．それらにより，Sr

良処理を行う場合，前述したような過改良組織と呼ばれるによる改良処理が実用化され始めた．その際，日本鋳物協

塊状の Al2Si2Sr 相の晶出に留意する必要がある．これを回会による優れた協同研究 12）が実施された．すなわち，Sr

避するためには，過改良組織の形成機構を理解しておくこの歩留まりと減耗挙動，水素ガスの吸収と脱ガスおよびポとが望まれる．また，塊状の Al2Si2Sr 相はデンドライト状

ロシティの形成挙動，共晶 Si 相の微細化と過改良組織のの初晶 α-Al 相の枝の根元に多く形成される現象が知られ晶出挙動，流動性とひけ性などが高水準で調査された．特ている 7）．おそらく，周囲の初晶 α-Al 相から排出されたに，過改良組織と呼ばれる塊状の Al2Si2Sr 相が晶出する条Sr 原子が滞留しやすいためと思われるが，これまでに十件を明らかにした功績は大きいものと思われる．その結分な説明は行われていない．そこで本報告では，P を含ま

果，日本国内における Sr 改良処理が定着したと言ってもない Al-7%Si 合金を対象にして異なる Sr 量の鋳塊を作成

過言ではない．ただし，酸化物は調査の対象とされなかっ

し，それらのミクロ組織を観察した．そして，今後の研究た．酸化物は自由エネルギーの問題から，溶湯の表面で瞬のために，従来の報告との比較を行うとともに，若干の検時に生成される．特に回転式脱ガス処理を行うと，ガス討を試みた．

気泡が上部の溶湯表面を破る際に溶湯の表面積を著しく増加させることから，酸化物量が増加する 13）．さらに，Sr

2．実験方法を添加した溶湯は，顕著に酸化物（SrO）量が増加する 14）．

これまでに，Al-Si 系合金の共晶 Si 相が非改良組織を呈酸化物が鋳造製品に混入すると，伸びや耐力などの機械的する要因のひとつとして，合金中に含まれる P が関与し性質が著しく低下する 15）．このため，鋳造業者は酸化物のていることが報告されている 24 ～ 30）．すなわち，P が溶湯生成に最大限の注意を払うべきである 16）．しかしながら生中で AlP 粒子を形成し，それが初晶 Si 相としか解釈のし成したばかりの被膜状の酸化物は，回転式脱ガス処理と同ようのない塊状の Si 相 31）を核生成することが認識されて時にフッ化物が主体のフラックスを浮かべておけば，比較いる．この亜共晶 Al-Si 系合金における塊状の Si 相は，過的容易に除去できることが後年に報告された 17）．そして，共晶合金における初晶 Si 相と区別するために分離共晶 Si

フラックスを同時に添加できる回転式脱ガス装置が開発相と呼ばれている 7）．この相を生成させないため，添加さ．これらを利用することにより，アルミホイー

れた Sr は格子定数 32）と自由エネルギー 32, 33）の問題から P

ルに代表される靭性の高い鋳物を製造する技術が定着しの化合物形態を AlP ではなく，核生成能を有さない Sr3P2ていった．

に変化させる作用があるものと考えられている．この現象

された

18, 19）

最近では，自動車のボディやサブフレームなどの薄肉では従来から中和，あるいは毒殺などと呼ばれて知られてい延性が良好なダイカスト（以下，延性ダイカストと略す）

る 34）．この現象が生じる場合，添加した Sr 量の影響を一を，経済的に提供できる技術が求められるようになってき義的に考えることが困難になる．すなわち，ある量までは，た．この要求に対応するためには，Sr による共晶 Si 相のP の中和を考慮する必要が生じる．これを避けるため，本改良組織の形成機構を把握しておく必要があるものと思実験では，P を含まない溶湯を対象とした．

われる．これに関して，ヨーロッパでは歴史的に金属物

また，一般に Sr 量を変化させる実験を行う場合，最初理，材料科学などの基礎研究が極めて高い水準で継続されに Sr を多く添加した後，溶湯保持を行いながら Sr を酸化ている．現在では，例えば Clausthal 工科大学の Schmid-

減耗させることが多いようである 35）．しかしながら，Sr

Fetzer らは Al-Si-P 合金

20）および Al-Si-Sr 合金

21）

における

を添加した溶湯は，酸化被膜が著しく形成されやすいこと

凝固順序を熱力学的に導出し，Leoben 大学の Schumacherが知られている 14）．これに関連して Campbell 36, 37）は，分

22, 23）は TEM やアトムプローブトモグラフィー（以下，離共晶 Si 相を核生成する AlP が酸化被膜の上に核生成しAPT と略す）を駆使することにより，共晶 Si 相の構造をやすいことを指摘した．そこで，本実験では酸化皮膜の関ら

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原子レベルで解明している．そして，主にドイツ国におい与をなるべく避けるため，1 水準ごとに溶製を行い，合計て，高い工業力と広義のデザイン力で，世界の鋳造技術を10 回の溶解実験を行った．

席巻して牽引し続けている．具体的には，Rheinfelden 社

P の混入を避けるため，釉薬を施していない 10 番の製の Silafont 36 合金などにおいて P 量を制限するとともに，

黒 鉛 る つ ぼ を 電 気 炉 に 設 置 し た．1.2kg の Al-7%Si 合

適量の Sr を添加した延性に優れた合金が開発されている．

金 を 740 ℃ で 溶 解 し た． 使 用 し た 原 材 料 は 99.99%Al とそして，Audi 社や BMW 社などの自動車に利用されている．

99.9999%Si である．溶解後，セラミック棒を用いて静か

これに対して，日本国内においては，ADC12 合金が生産に攪拌した．この際，溶湯表面の酸化被膜の破壊が最低量の 95% を占めていることからわかるように，延性ダイ

限になるように留意した．溶湯温度を 730℃に低下させ，カストの製造は極めてわずかである．よって，今後も鋳造

ロッド状の Al-10%Sr 母合金を添加した．添加目標値は 0，

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10，30，50，70，100，200，400，1000ppm および 1% である．溶湯表面における酸化被膜の破壊の程度が最低限になるように留意しながら，再び静かに攪拌を行った．この操作により，溶湯温度は 720℃に低下した．溶湯温度の確認
後，すぐに，溶湯の表面全体の酸化被膜を除去した．そして速やかに，低い位置から静かに鋳型に注湯を行った．
鋳型は Fig. 1 の（a）に示す形状の 150℃の舟金型である．
舟金型に設置した熱電対を用いて実測した冷却曲線において，初晶と共晶の温度差を，それらが晶出した時間の差で除することにより求めた平均の冷却速度は 3℃ /s であった．また，凝固後の鋳塊における Fig. 1 の（b）の位置から，
ミクロ組織の観察用試料を切り出した．同時に，発光分光分析用の試料の採取用金型に注湯を行った．発光分光分析

Fig. 2

Microstructure of Al-7%Si-0ppmP-0ppmSr alloy.

Al-7%Si-0ppmP-0ppmSr 合金のミクロ組織．

の結果，Table 1 に示すように，添加した Sr 量は，ほぼ目標値通りであった．ただし，1% の Sr 添加を行った試料にと比較的狭かった．このように，P 量がある微量な値（数関しては，標準試料の問題から 6000ppm 以上としか表示ppm）以下 20）の共晶組織は，改良元素（Sr）を含まないにされなかった．そこで，この試料だけは目標値である 1%

も関わらず改良組織を呈することから自己改良組織 39）とと記述した．

呼ばれている．

(a)

Sr 量が 9ppm の場合，Fig. 3 に示したように，初晶 α-Al140

相の 2 次枝が退縮したと思われる箇所に，やや粗大な共晶

25

60

30
15

40
180

(b)

Si 相が存在した．ただし，他の多くの共晶 Si 相は棒状で微細なシダ状を呈していた．この組織は改良組織と認識される．Sr 量が 56ppm の場合，Fig. 4 に示したように，複Observation area
10
20

Fig. 1 Schematic drawing of permanent mold（a）andobserved area（b）of casting（mm）.
（a）金型の模式図と（b）鋳物のミクロ組織の観察位置（mm）．

Table 1 Sr content in Al-7%Si-0ppmP alloy（Emission
spectrometry）. The upper row shows the target value
and the lower row shows the analysis value.
Al-7%Si-0ppmP 合金における Sr 量（発光分光分析法）．上段は目標値，下段は分析値．
Add.

0

10

30

50

70

Sr(ppm)

0

9

30

56

72

Add.

100

200

400

1000

10000

Sr(ppm)

120

216

458

983

>6000

Fig. 3

Microstructure of Al-7%Si-0ppmP-9ppmSr alloy.

Al-7%Si-0ppmP-9ppmSr 合金のミクロ組織．

3．実験結果Sr を添加しない場合，Fig. 2 に示したように，主に薄い丸みを帯びた板状の共晶 Si 相が観察された．その共晶
Si 相のサイズ（巾）は，P を含む合金の場合に 2µm 程度とP280-286

比較的広いことが報告されている 38）．これに対し，P をFig. 4

含まない本実験における共晶 Si 相のサイズは，1µm 以下

Al-7%Si-0ppmP-56ppmSr 合金のミクロ組織．

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Microstructure of Al-7%Si-0ppmP-56ppmSr alloy.

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Sr を添加した Al-7%Si 合金における過改良組織の検討

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数の初晶 α-Al 相の 2 次枝が退縮したと考えられる箇所に，相は形状や色調などから Al2Si2Sr と考えられる．また従来やや粗大な共晶 Si 相が存在した．また，その液相側の前から，この相が晶出した組織は過改良組織と認識されてい方（図では下方）に，溶断したと考えられる 2 次枝が観察る 40）．さらに Sr 量が増加した 458ppm の場合，Al2Si2Sr 相

された．それらの周囲には，多くの粗大な共晶 Si 相が存の数がわずかに増加したように思われた．そして Sr 量が在した．このような状況は，Sr 量を 72ppm まで増加させ

1% になると（Fig. 6），多くの Al2Si2Sr 相が晶出した．拡ても同様であった．

大して観察を行ったところ（Fig. 7），従来の報告 15）と同

しかしながら，さらに Sr 量が増加して，120ppm になると，塊状の相が散見され始めた．その相を拡大して観察したところ Fig. 5 に示したように矩形を呈していた．この様に，Al2Si2Sr 相は初晶 α-Al 相の根元の近辺に偏在する傾向がみられた．

4．考察

本実験において塊状の Al2Si2Sr 相は，Sr 量が 72ppm 以
下の場合には晶出しなかったものの，120ppm 以上の場合に晶出した．また，塊状の Al2Si2Sr 相の多くはデンドライ
ト状の初晶 α-Al 相の枝の根元で観察された．これらの現象が生じる機構を説明するため，無改良組織，改良組織，
過改良組織の順に，従来の報告との比較，検討を行った．
4. 1 無改良組織
Sr を添加しない合金の場合，主に薄い丸みを帯びた板状の共晶 Si 相が観察された．その 3 次元形態も薄い丸みを帯びた板状であることは，深腐食後の SEM 観察によりFig. 5alloy.

Microstructure of Al-7%Si-0ppmP-120ppmSr

Al-7%Si-0ppmP-120ppmSr 合金のミクロ組織．

既に報告されている 39）．本供試材には P が含まれていな
いことから AlP が形成されることはない．よって，溶湯の内部において AlP による分離共晶 Si 相（塊状の Si 相）の不均質核生成は困難であったものと思われる．このために溶湯は過冷し，やがて鋳型壁の接触部における熱的過冷により，塊状の分離共晶 Si 相が核生成されたものと考えられる．実際，鋳型壁の接触部において分離共晶 Si 相が生成し，鋳型壁に沿って放射状に成長する共晶セル像が報告されている 41）．また，鋳型壁で生成した共晶セルが，鋳物の中心に向かって柱状に連続して成長した様子が報告されている 39）．これらのような場合，成長する共晶 Si 相の形
態は，主に丸みを帯びた薄い板状であることが知られている．従来から，
改良元素を添加しない場合，
共晶 Si 相がファセットである｛111｝面の沿面成長を行ったにも関わらず，連続的に成長できた機構は Twin Plane Re-entrant Edge 成Fig. 6Microstructure of Al-7%Si-0ppmP-1%Sr alloy.

Al-7%Si-0ppmP-1%Sr 合金のミクロ組織．

長機構（以下，TPRE と略す）と呼ばれている 42, 43）．すな
わち，Si 結晶はダイヤモンド構造を有していることから，
低指数面である｛100｝，｛110｝，｛111｝面における界面キ
ネティックス（kinetics）は，それぞれ異なることが知られている．Si 原子には 4 つの共有結合が生じるが，それらのうちの 2 つが固体と結合されると結晶化したものと一般に扱われている．例えば，原子ステップがない平坦な｛100｝面において，1 個の原子が界面に吸着した場合，2 つの共有結合が生じることから，結晶化したものと考えることができる．しかしながら，｛110｝面の場合，同時に吸着した2 個の原子どうしが結合し，さらに，それぞれが固体と結合された時点で結晶化したものと扱われることになる．同様に，｛111｝面では 3 個の原子が同時に吸着する必要があFig. 7Microstructure of Al-7%Si-0ppmP-1%Sr alloy.

Al-7%Si-0ppmP-1%Sr 合金のミクロ組織．

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る．このため，｛111｝面の成長が最も遅くなることが知られている．しかしながら，2 つ以上の双晶を導入すること

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により，｛111｝面どうしが形成する角度は 141° と小さく形成されたということは，新たな固液界面が生成したわなる．すると，結晶化に必要な吸着原子の数が｛111｝面けである．その駆動力は，過冷により上昇した自由エネル

における結晶化にも関わらず 2 個でよいことになる．これギーと思われる．すなわち，過冷時には，エネルギー最小

はノンファセットである｛110｝面が成長する場合と同様の原理に従ってクラスターが形成されたものと考えられである．これが TPRE により連続して成長できたことのる．また，前述したように，凝固後の共晶 Si 相には多く．

の双晶が形成されている 46）．その理由のひとつとして，例

4. 2 改良組織

えば正 4 面体や正 8 面体などの Si クラスターの存在を仮

説明である

44）

本実験において Sr 量が 9ppm ～ 72ppm の場合，共晶 Si

定すれば，必然的に帰結される．ただし，その結果として

相は棒状で微細なシダ状を呈した．すなわち，改良組織を双晶が形成されたことから，凝固後の組織はエネルギー最呈した．これに関して，共晶 Si 相がマクロ的にシダ状に小にならなかった訳である．

湾曲する理由のひとつとして，成長する共晶セルの固液界

この考えに従えば，本実験においても添加された Sr は，面から排出された Sr 原子により前方の凝固温度が低下す

ある限度の量までは共晶 Si 相内にクラスターとして取りる（組成的過冷）と思われることから，これを回避して成込まれたものと考えることが可能である．すると，Sr の長したという考えが知られている 45）．また，改良処理さ添加量がその限度よりも多い場合，次項に述べる塊状のれた共晶 Si 相には，双晶が高密度で形成されていること

Al2Si2Sr 相が晶出するものと考えることができる（過改良が従来から良く知られている．すなわち，双晶間隔は非組織）．

改良時に 400 ～ 1000nm 程度であるものの，改良処理時に

4. 3

は 5 ～ 100nm 程度に急増した例が報告されている 46）．こ本実験において，Sr 量が 120ppm 以上の場合，デンドラのような高密度に形成された双晶をともなう成長は，従来イト状の初晶 α-Al 相の枝の根元において，塊状の Al2Si2Sr

から前項に述べた TPRE，および不純物誘起双晶 Impurity

相が散見された．従来から，この相が形成されると過改Induced Twinning 成長機構（以下，IIT と略す）47）によって良組織であると認識されている．この相は平衡の Al-Si-

説明されてきた．本来，両者は異なる仮説であるものの，

Sr 3 元状態図の液相面における 3 元共晶点（Al-13.1%Si-

最近では Sr などの改良原子が吸着する場所の違いと捉え

250ppmSr，575℃）52）よりも高 Sr 側の領域に存在するもの

る試みが提唱されている 47）．すなわち，成長する共晶 Siと思われる．おそらく，多量の残留液相が濃化して，この相と共晶 α-Al 相の界面に改良原子が堆積することにより領域の濃度に到達したのであろう．

双晶が生じた場合を TPRE と捉え，成長する共晶 Si 相と

ここで，塊状の Al2Si2Sr 相がデンドライト状の初晶 α-Al

液相の界面に原子半径が Si 原子の 1.646 倍程度である改相の枝の根元で観察された理由についての検討を行う．本

良原子が吸着した場合を IIT と捉えるというものである．

実験では Sr 量が 9ppm と少ない場合，デンドライト状のただし IIT は，後に Timpel ら 47）が APT を用いて発見し初晶 α-Al 相の 2 次枝が退縮したと思われる箇所（Fig. 3）

た共晶 Si 相中の Al 原子の存在を説明することが困難な状が存在した．あるいは，Sr 量が 56ppm と比較的少ない場

況にある．何故なら，Al 原子の半径は Si 原子の 1.646 倍

合，溶断したと考えられるデンドライト状の初晶 α-Al 相

ではないからである．さらに，
Barrirero ら 23）は APT により，の 2 次枝が観察された（Fig. 4）．また，それらの箇所に共晶 Si 相中で Al 原子と Sr 原子が nm サイズのクラスター

は，やや粗大な共晶 Si 相が観察された．そして，Sr 量がを形成していることを報告した．また，そのクラスターの120ppm と比較的多くなると，同様の箇所に今度は塊状の組成を分析した結果，Al 原子と Sr 原子は 2.92±0.46 の比Al2Si2Sr 相が形成されていた（Fig. 6）．これらより，次のを示していた．この比は Al2Si2Sr 化合物における比と一致

類推が可能である．以下，Sr 量が最も多い 1%Sr（Fig. 7）

している．このような現象は，TPRE および IIT だけではを対象にして述べる．

説明することが困難である．このため，最近のヨーロッパ

Fig. 7 の右上方に明記した 3 つの枝（a）（b）（c）に着目では，共晶 Si 相内へのクラスター状態での溶質原子の取する．これらのうち，枝（b）は枝（a）（c）よりも短いこと

り込みの概念が導入されている 32, 48 ～ 50）．
クラスターの存在を示すデータとして，Srirangam ら 52）がわかる．おそらく，成長の初期に，枝（b）の成長がわずかに遅れたものと推察される．すると，図中に矢印で示は放射光施設（Argonne）のビームラインにおいて，Sr 改（c）から排出された溶質原子したように，先行する枝（a）

良を行った Al-3%Si-400ppmSr 合金の X 線吸収微細構造解

は，濃度差を駆動力として，あるいは凝固収縮を補償する

析 XAFS を行った．その結果，共晶 Si 相内における nm

溶湯補給流に沿って，成長が遅れた枝（b）に向かって拡散

サイズの Sr-Sr 結合と Sr-Si 結合の存在を認めた．また，したものと考えられる．これにより，枝（b）の固液界面のLi ら

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過改良組織（塊状 Al2Si2Sr 相）

53）

はメルトスパンした Al-5%Si-20ppmSr 合金におい濃度は上昇したものと推察される．すると，融点が低下すて，Al2Si2Sr の結晶が形成されずにクラスターを形成してることから，枝（b）の成長はさらに遅延したものと考えらいる例を報告した．よって，共晶 Si 相内に取り込まれる

れる．場合によっては，退縮が生じたかも知れない．また，物質は，クラスター状態である可能性が高いものと考えら

図中の右下方に示した枝（d）には溶断が生じたようであれている．Si のクラスターおよび Al2Si2Sr のクラスターがる．この場合，同様に拡散してきた多くの溶質原子が枝の技術報告

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Sr を添加した Al-7%Si 合金における過改良組織の検討

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根元に凝集したことにより根元が細くなり，やがて溶断しあると思われた．また，このことから考えると，おそらくたものと推察される．おそらく，前述の枝（b）の場合より

Sr 量が比較的少ない場合（72ppm 以下），溶断あるいは退も拡散した溶質原子の量が多かったものと思われる．よっ縮が生じた箇所に濃化する溶質量は少ないことから，ややて，枝（d）に隣接する枝が相対的に大きかった可能性があ

粗大な共晶 Si 相の形成に留まった可能性がある．しかし

る．いずれにしても，多くの溶質原子が排出されて，枝のながら，Sr 量が多い場合（120ppm 以上），溶断が生じた

根元に凝集したものと考えられる．やがて液相が濃化し箇所に多量の溶質が濃化することにより，塊状の Al2Si2Srて，Al2Si2Sr 相が晶出する濃度に到達したものと推察され相が形成されたものと考えることができる．このように考る．Al2Si2Sr 相は熱流に拘束されずに塊状に晶出したこと

えると，過改良組織（塊状の Al2Si2Sr 相）が晶出する理由

から，凝固潜熱は周囲のデンドライトのチャンネルに排出と，枝の根元で生成される理由を上手く説明できるようにされたものと思われる．このため，初晶 α-Al 相の溶断あ思われる．

るいは退縮が助長されたものと推察される．

4. 4 共晶 Si 相への Sr の溶解度

さらに，次の類推も可能である．合金中に Sr が添加さBarrirero ら 53）は，APT を 用 い て Al-7%Si-150ppmSr 合

れると，初晶 α-Al 相と液相の界面における組成的過冷は金における共晶 Si 相中の Sr 量を分析した．その結果，約比較的大きくなるものと推察される．そのため，固液界面120ppm であることを報告した．この値は，Al-Si-Sr 3 元共の前方の液相の自由エネルギーが上昇することにより，固晶点が Al-13.1%-250ppmSr であることから考えて首肯され液界面には摂動が生じることが容易に類推される．このたる．また，本実験における塊状の Al2Si2Sr 相は，Sr 量がめ，固液界面は不安定になり，ゆらぎが生じて，やがて枝72ppm 以下の場合には見られないものの，120ppm 以上のが形成されたものと思われる．その結果，これらは自由エ場合に観察された結果と一致する．あるいは，AC4CH 合ネルギーが低下したことにより，安定な状態にあるものと金を用いてアルミニウムホイールを鋳造している現場で考えられる．しかしながら，ここに溶断が生じると，局所は，過改良組織を避けるために Sr 量を 70ppm 程度以下に的には界面積が減少した訳である．よって，組成的過冷に留めているという経験則と矛盾しない．よって，Al-7%Siより上昇した自由エネルギーと平衡できなくなるものと合金における共晶 Si 相への Sr の溶解度は，現時点では思われる．そこで，この余剰の自由エネルギーを駆動力とBarrirero らの結果に従って 120ppm 程度と考えることが妥

して，溶断箇所に移動（濃化）して来た高濃度な溶質（Si，当かも知れない．今後，データの蓄積が期待される．

Sr）により，Al2Si2Sr 相が生成されたものと考えることが以上より，本実験の結果と従来の報告を重畳すると，Srできる．すると，新たな界面が形成されたことから，組成量が多い場合に過改良組織を呈する（塊状の Al2Si2Sr 相が的過冷により増加した自由エネルギーと平衡したものと晶出する）理由は，共晶 Si 相に取り込まれる Sr 量に限度考えられる．すなわち，Al2Si2Sr 相が形成されたことによがあるためと考えられた．また，Al2Si2Sr 相がデンドライ

り，生じていた組成的過冷はほとんど消滅したものと捉え

ト状の初晶 α-Al 相の枝の根元で観察された理由は，隣接ることができる．

して先行する 2 次枝から排出された溶質原子が枝の根元にこの現象を確認するため，1% の Sr を添加した合金溶
湯の炉冷を試みた．そして，凝固後のミクロ組織の観察を行った．その結果，Fig. 8 に示すように，2 次枝が連続して溶断していた．また，その箇所に，多くの Al2Si2Sr 相が連続して形成されていた．よって，前述の推察は妥当で堆積して濃化したためと考えられた．

5．結論

本報告では，P を含まない Al-7%Si 合金を対象にして異なる Sr 量の鋳塊を作成し，それらのミクロ組織を観察した．そして，従来の報告との比較，検討が行われた．その結果，過改良組織を呈する理由は，共晶 Si 相に取り込まれる Sr 量に限度があるためと考えられた．また，余剰のSr により形成される Al2Si2Sr 相がデンドライト状の初晶

α-Al 相の枝の根元で観察された理由は，隣接して先行する 2 次枝から排出された溶質原子が枝の根元に堆積して濃化したためと考えられた．
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Fig. 8 Microstructure of furnace cooled Al-7%Si-0ppmP1%Sr alloy.
炉冷した Al-7%Si-0ppmP-1%Sr 合金のミクロ組織．

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技術報告

森中真行.indd2853）磯部俊夫，久保田昌男，北岡山治：鋳物 50（1978）235
4）磯部俊夫，久保田昌男，北岡山治：鋳物 50（1978）425
5）磯部俊夫，久保田昌男，北岡山治：鋳物 50（1978）671

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鋳造工学

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