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鋳造工学

技術報告

第 89 巻（2017）第 10 号

Sr 改良した Al-8%Si-0.4%Cu-0.4%Mg 合金溶湯の熱分析
技術
森 中 真 行*豊 田 充 潤*Technical Paper
J. JFS, Vol. 89, No. 10（2017）pp. 638 ～ 644

Thermal Analysis Technique of Al-8%Si-0.4%Cu-0.4%Mg
Alloy Modified by Sr
Mayuki Morinaka* and Michihiro Toyoda*
Al-Si alloys are excellent in castability. However, the crystalized eutectic Si phase of this alloy is coarse and brittle. Therefore, modification treatment such as addition of Sr is carried out to enhance toughness. In this report, a thermal analysis
technique to measure the degree of undercooling is introduced as a method to analyze the pre-casting process in order toconfirm the effects of modification treatment. In the case of Al-8%Si-0.4%Cu-0.4%Mg alloy, which is one of the analyzed
materials, it is determined to have been modified if the eutectic temperature shown by thermal analysis is 566˚C or less, andnot modified if 568˚C or higher. In addition, if the temperature ranges between 566 and 568˚C, Sr is added within an amountwhich will not cause over-modification of the structure, after having confirmed the values of P and Sr by spectro emission
analysis.
Keywords : Al-Si alloy, Sr modification, thermal analysis, eutectic temperature, undercooling

1．緒いるからである．

言=（1/q）（6Ev/d）1/2（1）

高強度アルミニウム合金の歴史は，Wilm 1）により発明

ここで，q は応力集中係数，E は粒子のヤング率，v は粒されたジュラルミンから始まったものとされている 2）．こ子の表面エネルギー，d は粒子のサイズである．よって，の合金は展伸材であることから，鋳型の拘束がないスラブ

共晶 Si 相の合計の体積が同じであっても，それらが微細やビレットに鋳造された後に形状を付与される．そして，な場合には損傷しにくいものと理解される．

優れた機械的性質が発揮されている．しかし，この合金を共晶 Si 相を微細にするためには，P 量の低い溶湯を用

ネットシェイプの鋳型に鋳造した場合，熱間割れや内びけ

意した上で，Sr などの改良元素 4）を添加する必要がある．

などの鋳造欠陥が生じやすい．そこで，なるべく鋳造欠陥

このため，既報 5）では低 P 溶湯の製造技術を述べるとともを回避しながら優れた機械的性質を得るため，AC4CH 合に，Sr を添加する溶湯処理と，その効果（改良 / 非改良）金に代表される亜共晶 Al-Si 合金が開発された．この合金を確認するための炉前分析の概要を紹介した．その中で，のミクロ組織は，初晶 α-Al 相と共晶 α-Al 相および共晶 Si

凝固時の冷却曲線を観察して過冷の程度を測定する熱分相により形成されている．この合金に応力を与えた場合，

析法（以下，単に熱分析法と記す）は，発光分光分析法よ初晶および共晶の α-Al 相は塑性変形能を有することから，りも迅速性に優れていることを述べた．炉前分析が迅速性

容易に変形することができる．しかしながら，共晶 Si 相に劣ると，添加した Sr は酸化して減耗するため 6），極端は塑性変形能に極めて乏しいことから変形することがでに言えば結果が判明した頃には，改良効果が無くなってい

きない．このため，共晶 Si 相は容易に破壊，あるいは共る可能性がある．また，P は Sr，Na，Ca などの複数の改晶 α-Al 相との界面で剥離する．要するに脆性である．こ

良元素との間に相互作用が存在する．このため，改良 / 非れを緩和するためには，共晶 Si 相を微細にする必要があ

改良は発光分光分析法などによる分析値だけでは決まりる．何故なら，共晶 Si 相などの粒子が損傷しない応力にくい現象と考えられている 7）．よって，炉前においては，は（1）式 3）で示されることから，粒子のサイズ d が微細で熱分析法を上手く利用することが望まれる．

あれば，損傷しない応力は高くなるものと説明されてところで，熱分析法は古くから用いられている手法であ

受付日：平成 29 年 4 月 24 日，受理日：平成 29 年 8 月 4 日* アイシン・エィ・ダブリュ（株）
AISIN AW Co., Ltd.

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Sr 改良した Al-8%Si-0.4%Cu-0.4%Mg 合金溶湯の熱分析技術
る．その比較的初期の段階から，共晶温度と改良処理の
8）晶セルの成長速度は遅くなるものと推察される．また，Si関係に興味が持たれた．1966 年の Crosley ら の報告によ原子が拡散できる時間が長くなることから，共晶 Si 相間

ると，共晶組織が非改良の場合，共晶凝固時の過冷が小隔は広くなることが報告されている 18）．そして，共晶 Si

さいとともに，AlP 粒子が観察された．他方，共晶組織が相のサイズ（巾）は 2 ～ 4 µm 程度と大きくなりやすい 19）．

改良の場合には，共晶凝固時の過冷が 6 ～ 8℃と大きくな

一方，この合金に Sr などの改良元素が添加されると，Pるとともに，AlP 粒子は観察されなかった．1984 年にはは AlP ではなく，Sr3P2 を優先的に形成するものと報告されGallons ら 9）が，改良処理は先ず AlP の核生成能を中和し，ている 20）．この場合，Sr3P2 は Si 相と格子定数が大きく異次に共晶の成長機構を変化させていると考え，共晶温度はなることから，Si 相を核生成しないものとされている 21）．

成長機構の変化を示していると述べた．すなわち，非改良

このため，鋳型壁の接触面などにおいて，熱的過冷により時には共晶の過冷が小さいのに対し，改良時には Crosley

核生成された共晶セルが，内部に向かって並んで柱状に成8）ら の報告と同様に 6℃以上の大きな過冷を示すと述べた．
Whaler10）長するものと考えられている 21）．この際，凝固潜熱は主には，P 量 が 4 ppm の A356（AC4CH）合 金 に，Sr

柱状の共晶セル自身を通じて，直接的に鋳型壁に伝えられ量を変化させながら共晶温度を測定するとともに共晶組

るものと思われる．よって，共晶セルは比較的速く成長す織を調査した．その結果，共晶温度がやはり 6℃以上と大るものと推察される．このような場合，過冷が大きくなる

きな過冷を示した場合，共晶組織は改良されていることをことが知られている 22）．また，自由エネルギー ∆G は過冷報告した．さらに，P 量を増加させた場合についても調査∆T に比例することが知られている（∆G = –∆Sf∆T）．するを行った．それらより，Sr/P 比が 3.6 の場合には非改良でと，過冷が大きくなり，やがて増加した自由エネルギーがあるものの，5.2 になると改良であることを報告した．そ界面エネルギーと平衡するものと推察される．すると，共して，Sr と P の化学量論比 4.2 がしきい値になる可能性が晶 Si 相の表面は必ずしも界面エネルギーの低い（111）面高いと考察した．また，Apelian ら

11）は，Mg 量により変でなくてもよいものと類推される．このため，Si 原子の化するものの，A356 合金においては共晶温度がおおよそ付着が容易な（110）面あるいは（100）面が優先的に成長

568℃以下の場合に改良組織を示すことを報告した．1990

するものと推察される 23）．これらの面はノンファセットで年代以降も改良処理と共晶温度の関係
Menk ら12）に興味が持たれ，

13）

はポイントを抑えれば，共晶温度から共晶組織を判定することは可能であると述べた．

あることから，付着する Si 原子は隣り合うよりも，離れる方が安定であると思われる．すると，容易に枝分かれが生じて数百 nm 程度に微細化されるとともに，棒状化しや

以上より，熱分析法による改良 / 非改良の判定は可能とすくなるものと考えられる．共晶 Si 相が微細化した場合，思われるが，次の 3 つの問題点が指摘される．すなわち，（1）

共晶 Si 相と共晶 α-Al 相の界面積は増加している．この増共晶凝固時に生じる 6℃程度の過冷の意味が説明されてい加した界面エネルギーは，過冷により増加した自由エネルない．（2）実用の技術として抑えるべきポイントが開示さ

ギーと平衡したものと考えることができる．以上より，6℃れていない．（3）A356（AC4CH）合金におけるしきい値は程度と比較的大きな過冷により，改良組織が得られるもの

経験的に示されているものの，それ以外の合金のしきい値と解釈される．

が検討されていない．そこで本報告では，改良 / 非改良の

この解釈をもとにして，過冷の程度により改良 / 非改良判定原理（過冷）の仮説を述べた後，技術ポイントを紹介しを判定することが本技術の原理である．また，炉前で過冷ながら，対象とする合金のしきい値の検討を行った．最後に，の程度を判定するためには，判定のためのしきい値を設定

鋳造現場での運用方法と実績について簡単に紹介した．

する必要がある．そして，共晶温度がしきい値よりも低い

2．改良 / 非改良の判定原理（過冷の解釈）
改良 / 非改良の判定を行う際の過冷の解釈について，著者の考え方を述べる．通常の合金には 7 ppm 程度の P が含まれている 14）．P は溶湯中で AlP を形成しているものと報告されている 15）．AlP は Si 相と格子定数が酷似してい場合には，過冷が大きいことから改良組織を呈し，逆に高い場合には，過冷が小さいことから非改良を呈すると判定するものである．このように，明確なしきい値を設定したことが本技術の最大のポイントである．

3．対象とした合金ることから，共晶セルの核物質になるものと認識されてい一般に，オートマチックトランスミッションのケース

る 16）．このため，小さな過冷でも共晶凝固時に多くの共晶には特別な機能が求められないことから，最も安価なセルが容易に核生成されることが知られている．核生成しADC12 合金を普通ダイカストすることにより製造されてた共晶セルは液相中に浮遊しているような状態で存在しいる．それに対して，内部に収蔵される多くの機能部品に

17），等軸状に成長する際に凝固潜熱

は，いくつかの高機能アルミニウム合金が使用されていは周囲の過冷した液相に排出されて，その液相を介して鋳る．本合金はそのひとつである．当該部品の場合，生産ているものと推察され

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型壁に伝えられるものと考えられる．このように，凝固潜量が比較的多いことから層流ダイカストにより製造され熱の伝達は間接的である．よって，共晶凝固時の過冷は，る．また，構造部品として使用されることから，T5 処理

比較的小さいものと考えられる．この場合，ひとつの共後に伸びと耐力が求められている．これに対応できる JIS

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規格の合金として AC4CH 合金がある．しかしながら，伸びを確保しながら耐力を安定的に得るため，P 量を 10ppm
以 下 に 制 限 し た Al-8%Si-0.4%Cu-0.4%Mg-Sr 合 金 を 設 計

Thermocouple(K-type)

した．なお，類似品として Silafont®-38 合金 24）（Al-8.5 ～50

10%Si-0.1 ～ 0.4%Cu-0.1 ～ 0.5%Mg-0.5 ～ 0.8%Mn-0.1 ～0.4%Zn-Ti-Sr）が知られている．

Quartz tube
28

Shell mold

4．実験方法4. 1 溶解と鋳造および熱分析の方法
電気炉内において，釉薬を施していない 10 番の黒鉛るつぼ内で，1 kg の合金地金を 720℃で溶解した．溶解しFig. 1

た地金は，P 量が 2 ppm の Al-8%Si-0.4%Cu-0.4%Mg 合金

Schematic drawing of thermal analysis cup.
熱分析容器の模式図．

である．Cu-8%P 合金を用いて P を添加した．P 量の社
内規格を 10ppm 以下と定めたことから 5），無添加の水準

置（ニッサブ社製）に接続することにより冷却曲線を得に加えて，5 ppm および 10ppm の水準についても溶製をた．この装置は，金属部品どうしで起電力が生じて誤差を行なった．Sr 量に関しては，120ppm 程度以上の場合に発生させる可能性もあるものの，メーカーにおいて使用環．そこで，境を想定した恒温室（0 ～ 50℃）に入れられて校正がとら

無添加の水準に加えて，50ppm および 100ppm を目標にれていることにより，ほぼ 0.3℃以内の精度が保たれていして，Al-10%Sr（ロッド状）を用いて Sr を添加した．化る．一方，Fig. 1 に示した熱分析容器の技術的な特徴は次過改良組織を呈する可能性が示唆されている

25）

学成分の分析は，OBLF 社製の発光分光分析装置（型式：の通りである．具備されている K 熱電対（±）の起電力に

QSN750）により行った．その結果，Table 1 に示すよう関して，大量のロット（製造個数は年間 600 万個程度）のに，P 量は 3 ppm，6 ppm，10ppm の 3 水準であった．また，中から，500 ～ 600℃間で誤差がなるべくゼロになる ± の

Sr 量は 0 ppm，36 ～ 38ppm，82 ～ 115ppm の 3 水準であっ

組み合わが選択されている．また，測温部の接点は，化合た．Cu 量は 0.42% ～ 0.59% の範囲，
Mg 量は 0.35% ～ 0.42%物が形成される可能性のある溶接ではなく，ねじりによりの範囲であった．

形成されている．熱電対と溶湯の絶縁材料としてセラミック管を使用すると，体積が大きくなりやすいことから，熱Table 1 Chemical analysis result of specimens（emission spectroscopic analysis method）.

容量が大きくなりやすく，それを回避するために薄肉で小径の石英ガラスが使用されている．容器の下部を長くする

供試材の化学分析結果（発光分光分析法）．

ことにより，容器の保持具との接触部品の温度上昇が抑制

Cu-Mn:%, P-Sr:ppm

されている．また，接触部品は熱電対と同じ合金で製造さ

No.

Cu

Si

Fe

Zn

Mg

Mn

P

Sr

1

0.42

7.66

0.07

0.04

0.40

0.19

3

0

2

0.42

7.64

0.07

0.04

0.39

0.19

3

82

3

0.47

7.65

0.07

0.04

0.35

0.18

6

0

4

0.42

7.65

0.07

0.04

0.42

0.18

6

36

5

0.47

7.70

0.07

0.04

0.42

0.19

6

110

6

0.55

7.48

0.07

0.04

0.41

0.17

10

0

4. 2

7

0.58

7.46

0.07

0.04

0.41

0.18

10

38

本合金におけるしきい値を求めるため，共晶温度を測定

8

0.59

7.66

0.07

0.04

0.39

0.18

10

115

した試料において，熱電対の測温部近傍のミクロ組織をれている，などである 26, 27）．そして最終的に，熱電対の組
み合わせロットごとに，99.99% アルミニウムの溶湯を注湯することにより融点が確認されている．本報では便宜上，冷却曲線における共晶の再輝最高温度を共晶温度として測定した．
しきい値の決定方法（過冷程度の判定基準の作成）

観察した．改良 / 非改良の識別は，提唱されている改良ク
して，電気炉内において，10 番の黒鉛るつぼ内の溶湯を，ライテリア 19）に従った．これは，共晶 Si 相間隔 λ と初晶
α-Al の 2 次枝間隔 d2 の比（λ/d2）が（2）式に示されるように，

あらかじめ同じ炉内に入れておいた 1 番の黒鉛るつぼで0.05 以下の場合に改良とみなすものである．

鋳造操作の直前に，溶湯温度を 725℃に上昇させた．そすくい取った．そこにシース熱電対を浸漬したまま，1 番（2）の黒鉛るつぼを炉外に取り出した．溶湯温度が 720℃に低この改良クライテリアは経験的に得られたもので，物理学下した瞬間に，Fig. 1 に示すニッサブ社製の熱分析容器

的な意味はまだ不明である．しかしながら，冷却速度（d2）（シェル製，室温）に注湯を行った．この際，わずかに山が異なる鋳物に対して，改良 / 非改良の識別が行えるとさ盛りに注湯を行った．そして，予熱した耐熱板を用いてすれている．そこで，この識別を全ての試料（No. 1 ～ No. 8）

り切ることにより，溶湯量を一定にした．これらは本技術について実施した．すなわち，各試料について，改良の程における重要なポイントである．

度は問わず，単に改良か非改良かの結果を得た．その結果

熱分析容器に具備されている熱電対を市販の熱分析装

P638-644（λ/d2）≦ 0.05

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640を元にして，共晶温度のしきい値による判定方法の検討を

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5. 2 6 ppmP 合金における共晶組織と Sr 量の関係行った．

Fig. 4 は P 量が 6 ppm と中間的な場合の冷却曲線である．

5．実験結果Sr を添加しない場合の共晶温度は 570.7℃と高かった．その5. 1 3 ppmP 合金における共晶組織と Sr 量の関係

λ/d2 は 0.08 であることから非改良と識別された（Fig. 5 のFig. 2 は P 量が 3 ppm と少ない合金の冷却曲線である．

No. 3）．組織中には AlP と思われる痕跡が観察された．そSr を添加しない場合（0 ppmSr）の共晶温度は 565.7℃でこから放射状に板状の共晶 Si 相が成長していた．しかしあった．また，共晶 Si 相間隔 λ と初晶 α-Al の 2 次枝間隔ながら，36ppm の Sr を添加すると，共晶温度は 565.3℃にd2 の比（以下，λ/d2 と略す）は 0.05 であることから，改良低下した．そして，λ/d2 は 0.04 であることから改良に変化と識別された（Fig. 3 の No. 1）．従来から P 量が低い場合していた（Fig. 5 の No. 4）．また 110ppm の Sr を添加すると，には，Sr などの改良元素を添加しないにも関わらず改良

共晶温度はさらに低い 563.1℃を示した．そして，
λ/d2 は 0.04

組織を呈する現象が報告されている 27, 28）．この現象に関しであることから改良されていた（Fig. 5 の No. 5）．

て，Lian ら 18）は熱力学計算により，Al-Si 2 元共晶の核物

620

質（AlP）となり得る P 量を求めた．その結果，本供試材

Al-8%Si-0.4%Cu-0.4%Mg-6ppmPと同じ Al-8%Si 合金の場合，おおよそ 5 ppm 以上であれば核物質になり得ることを報告した．すると，本供試材は，えることができる．これに 82ppm の Sr を添加した場合，共晶温度はさらに低い 563.8℃に低下した．また，
λ/d2 は 0.04であることから改良と識別された（Fig. 3 の No. 2）．
620

580
0ppmSr560

36ppmSr

Al-8%Si-0.4%Cu-0.4%Mg-3ppmP

540

600
Temperature T,�

600
Temperature T,�

P 量が 3 ppm と少ないことから自己改良 27）されたものと考

0

50

100

110ppmSr

150

200

250

time t, sFig. 4 Change of cooling curves with Sr content（6ppmP alloy）.

580

Sr 量による冷却曲線の変化（6ppmP 合金）．
560

540

0ppmSr

0

50

100

82ppmSr

150

No.3 (6ppmP, 0ppmSr), λ/d2=0.08

200

250

No.4 (6ppmP, 36ppmSr), λ/d2=0.04

AlP

time t, sFig. 2 Change of cooling curves with Sr content（3ppmP alloy）.
Sr 量による冷却曲線の変化（3ppmP 合金）．

No.1 (3ppmP, 0ppmSr), λ/d2=0.05

No.2 (3ppmP, 82ppmSr), λ/d2=0.04
No.5 (6ppmP, 110ppmSr), λ/d2=0.04

50μm
50μm

Fig. 3 Micro structure of Al-8%Si-0.4%Cu-0.4%Mg3ppmP alloy..
Al-8%Si-0.4%Cu-0.4%Mg-3ppmP 合金のミクロ組織．

Fig. 5 Micro structure of Al-8%Si-0.4%Cu-0.4%Mg6ppmP alloy.
Al-8%Si-0.4%Cu-0.4%Mg-6ppmP 合金のミクロ組織．

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以上のように，P 量が 6 ppm と中間的な場合，Sr を添加

ロシティは，P を含む合金（改良処理なし）において観察しない状態では，共晶温度は比較的高い温度を示すとともされやすいことが報告されている 29）．また，形成されるに非改良組織を呈した．しかしながら，Sr を少量（36ppm）

場所は，溶湯補給が困難な共晶セルどうしの隙間であるこ

添加することにより，共晶温度は比較的低くなるとともにとが指摘されている 30, 31）．次に，先程（6 ppmP 合金）とほ改良組織に転じた．

ぼ同様の 38ppm の Sr を添加した．しかしながら，共晶温

5. 3 10ppmP 合金における共晶組織と Sr 量の関係

度は 6 ppmP 合金の場合と異なり，比較的高い 567.9℃をFig. 6 は，P 量が 10ppm と多い（社内規格では上限）合示した．そして，λ/d2 も 6 ppmP 合金の場合と異なり，0.08

金の冷却曲線である．Sr を添加しない場合の共晶温度はと非改良のままであった（Fig. 7 の No. 7）．これらに対し

569.9℃と高かった．また，λ/d2 は 0.07 であることから非て，Sr 量を 115ppm（過改良組織と考えられる直前）と多改良であった（Fig. 7 の No. 6）．その一部にシュリンケー

く添加した場合，共晶温度は 563.2℃に低下した．また，
λ/d2 は 0.05 であることから改良組織に転じていた（Fig. 7

ジポロシティが観察された．このようなシュリンケージポの No. 8）．

620

以 上 の よ う に，P 量 が 10ppm と 多 い 場 合，Sr が ゼ ロ

Al-8%Si-0.4%Cu-0.4%Mg-10ppmPおよび 38ppm の状態では，共晶温度が比較的高くなる
とともに非改良組織を呈した．しかしながら，Sr を多量

Temperature T,�

600（115ppm）添加することにより，共晶温度は比較的低くな
るとともに，改良組織を得ることができた．

580

0ppmSr 38ppmSr
560

6．しきい値の検討
Fig. 8 は本実験結果（P 量と Sr 量および共晶温度と改良 /115ppmSr

非改良）をまとめたものである．図中，白抜きのプロット
540

は，共晶組織が非改良であった試料，黒塗りのプロットは
0

50

100

150

200

250

改良であった試料を示している．また，測定された共晶温度を明示するとともに，それらを基にして作成した等温度

time t, s

曲線を記入した．等温度曲線の間隔は，改良の領域（564
Fig. 6 Change of cooling curves with Sr content（10ppmP alloy）.
Sr 量による冷却曲線の変化（10ppmP 合金）．

～ 566℃）および非改良の領域（568 ～ 570℃）に比較して，ハッチングを施したそれらの中間の領域（566 ～ 568℃）
において比較的狭くなっているようである．改良 / 非改良のしきい値は，このハッチングの領域内にあるものと思わ

No.6 (10ppmP, 0ppmSr), λ/d2=0.07

No.7 (10ppmP, 38ppmSr), λ/d2=0.08

れる．また，P 量が多いほど，改良組織を得るための Sr
量が多くなるものと思われる．参考として，Sr は原子状
あるいはクラスター状で共晶 Si 相内に 120ppm 程度が取り込まれるという Barrirero 25）の測定結果にもとづく過改良の領域を図の右下側に示した．

Shrinkage

15

Al-8%Si-0.4%Cu-0.4%Mg
Eutectic temperature TE(�)Un-modification

No.8(10ppmP, 115ppmSr), λ/d2=0.05

P, ppm10

Modification

569.9

567.9

570

568 566

570.7

5

564

565.3

50μm

Fig. 7 Micro structure of Al-8%Si-0.4%Cu-0.4%Mg10ppmP alloy.
Al-8%Si-0.4%Cu-0.4%Mg-10ppmP 合金のミクロ組織．

563.1

563.8

565.7

0

563.2

Over
modification

050

Sr, ppm

100

150

Fig. 8 Effects of P content and Sr content on eutectic
temperature and eutectic structure（modified/ notmodified）.
P 量と Sr 量および共晶温度と組織（改良 / 非改良）の関係．

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次に，Sr/P 比と共晶温度の関係を Fig. 9 に示す．先程と同様に，白抜きのプロットは非改良，黒塗りのプロッ

643

7．鋳造現場での運用方法と実績

トは改良であったことを示している．ここで，Sr と P の現在，前章において決定されたしきい値を用いる熱分析

化合物を Sr3P2 と仮定すると，その化学量論比は 3Sr/2P =法が，ダイカストの鋳造現場において運用されている．そ262.86/61.9476 = 4.2/1 となる．この化学量論比に対応するの際，なるべく溶湯中の Mg 量が目標値に近づくように，共晶温度を同図において求めたところ 567℃であった（破保持炉における調整（添加）を試みている．これも本技術

線）．このように，Sr（改良元素）と P の化学量論比に対のポイントである．他方，Si 量と Cu 量の調整は容易では応する共晶温度が，改良 / 非改良のしきい値を傾向的にない．そのため，合金地金の製造業者に，なるべく目標値示す現象は，緒言に述べた Whaler 10）による Sr/P に加え，に近い組成のものを要求している．また，本合金専用の標

AC2B 合金における Na/P 31），および ADC12 合金における準試料を作製するとともに，合金地金の製造業者との間で

Ca/P

32）

においても観察されている．また，自己改良を示

発光分光分析値の相互チェックを行っている．要するに，した試料の共晶温度も 567℃以下（565.7℃）であった．こ

しきい値が運用できるように，合金組成と分析技術を調整

れらより，本技術では，改良 / 非改良のしきい値を化学両している．
それにも関わらず，本合金における規格範囲内での組成論比に対応する共晶温度（567℃）と定めた．

の違いは，（3）式に従うと ±1℃の共晶温度の違いをもた

Eutectic temperature TE, �

575

らす可能性がある．このため，鋳造現場には ±1℃の余裕

Al-8%Si-0.4%Cu-0.4%Mgを持たせている．すなわち，共晶温度が 566℃以下であれば改良と判別し，568℃以上であれば非改良と判別してい570

る．そして，566 ～ 568℃の間であれば，少々時間を要す

Un-modification

るものの発光分光分析法により P と Sr の値を確認した後，過改良組織にならない範囲で Sr を追加している．

567

本熱分析法は発光分光分析法，減圧凝固法，介在物測定565

法とともに，開発された連続炉における Sr の減耗程度にModification

もとづく頻度で運用されている 34）．現在，量産を開始して(Sr3P2)560

0から 1 年以上が経過した．この間，本報に述べた内容に矛

5

10

15
Sr/P

20

25

30

盾する現象は生じていない．
なお，本報で検討したしきい値は，合金種や改良元素の種類，あるいは熱分析容器の材質や形状，および溶湯温度

Fig. 9 Relationship between Sr/P ratio and eutectic
temperature and eutectic structure（modified/ notmodified）.
Sr/P 比と共晶温度および組織（改良 / 非改良）の関係．

や溶湯量などの影響を受ける可能性がある．よって，使用される条件下において決定されることが望ましい．

8．結言

熱分析法は溶湯の凝固特性を知るために，古くから用いところで，従来から AC4CH 合金を炉前で熱分析する際，られている手法である．そのため，鋳鉄の鋳造現場では上経験的に 568℃をしきい値とすると，必ずしも正確ではな

手く利用されている 35）．しかしながら，日本国内におけるいものの，おおよそ改良 / 非改良の判別ができることが経

アルミニウム合金鋳物の鋳造現場では，あまり利用されて験的に知られている

11, 33）．しかしながら，AC4CH 合金にいないようである．そこで，本報ではダイカストにおける比較すると，本合金には 0.4% 程度の Cu が含まれている．

改良処理の効果を確認するための熱分析技術を紹介した．

この差異に関して，Apelian ら 11）は A356（AC4CH）合金に

具体的には，改良 / 非改良の判定原理（過冷）の仮説を述おける共晶温度に及ぼす化学成分の影響を（3）式により示

べた後，特定の合金を対象として，技術ポイントを紹介ししている．

ながら，しきい値の検討を行った．最後に，鋳造現場でのTE = 577–12.5（4.43Mg+1.93Cu+1.43Fe+1.7Zn+3.0Mn+4.0Ni）/Si

運用方法と実績について簡単に紹介した．

（3）

この式を用いて，代表的な組成の AC4CH 合金の共晶温度

参考文献を算出したところ 573℃であった．また，0.4% の Cu を含

1）A. Wilm: Metallurgie 8（1911）225

む本合金の共晶温度は，AC4CH 合金よりも 1℃低い 572℃

2）小山克己：古川スカイレビュー 6（2010）6，7と算出された．よって，改良 / 非改良の判別するための

3）J. Gurland, J. Plateau: Trans. ASM 56（1963）442

しきい値に関しても，AC4CH 合金の場合よりも 1℃低い

4）A. Pacz: U. S. Patent No. 1387900（1921）

567℃は妥当であるものと思われる．

5）豊田充潤，森中真行：鋳造工学 89（2017）182
6）上野博志，萩野谷生郎：鋳物 66（1994）205

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鋳造工学

第 89 巻（2017）第 10 号

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8）P. B. Crosley, L. F. Mondolfo: AFS Transactions 74（1966）20）J. H. Li, P. Schumacher: International Journal of Cast
Metals Research 25（2012）347
21）森中真行，豊田充潤：鋳造工学 88（2016）332

53
9）B. Gallons, G. K. Sigworth: Proceedings of the conference
on thermal analysis of molten aluminum（AFS/CMI）22）W. Kurz, D. J. Fisher: Fundamentals of Solidification（Trans Tech Publications）（1984）
23）K. K. Leung, H. W. Kui: J. Appl. Phys. 75（1994）1216（1984）101
10）K. R. Whaler: Proceedings of the conference on thermal
analysis of molten aluminum（AFS/CMI）（1984）189
11）D. Apelian, G. K. Sigworth, K. R. Whaler: AFS Trans. 9224）http://rheinfelden-alloys.eu
25）J. Barrirero, M. Engstler, N. Ghafoor, N. de Jonge, M.
Odén, F. Mücklich: J. Alloys Compd. 611（2014）410
26）森中真行：鋳造工学 74（2002）103（1984）297
12）軽金属協会：アルミニウム鋳鍛造技術便覧（1991）（カ27）森中真行：鋳造工学 75（2003）325
28）T. H. Ludwig, P. L. Schaffer, L. Arnberg: Metallugical and

ロス出版）13）W. M. Menk, M. O. Speidel, R. Döpp: Gießerei 79（1992）

Materials Transactions A 44A（2013）5796
29）森中真行：鋳造工学 85（2013）508

125
14）森中真行：鋳造工学 74（2002）383

30）森中真行，豊田充潤：鋳造工学 86（2014）703

15）S. M. Liang, R. Schmid-Fetzer: Acta Materialia 72（2014）31）森中真行，豊田充潤：鋳造工学 89（2017）563

4132）森中真行，下村勇一，豊田充潤，茜谷宗明：鋳造工学

16）C. R. Ho, B. Canter: Acta Metall. 43（1995）3231
17）C. M. Dinnis, A. K. Dahle, J. A. Taylor: Materials Scienceand Engineering A 392（2005）440
18）K. A. Jackson, J. D. Hunt: Trans. Met. Soc. AIME 236

83（2011）125
33）森中真行：アルミニウム合金の熱分析の手引き（2008）（（株）ニッサブ）834）福武直人，浅 井 真 一： 日 本 ダ イ カ ス ト 会 議 論 文 集
JD-16 -19（2016）97（1966）1129
19）森中真行，豊田充潤：鋳造工学 84（2012）81

35）菅野利猛，森中真行，中江秀雄：鋳造工学 74（2002）
305

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