Al-7%Si 合金の共晶 Si 相の微細化機構の検討

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技術報告

Al-7%Si 合金の共晶 Si 相の微細化機構の検討
森 中 真 行*豊 田 充 潤*Technical Paper
J. JFS, Vol. 90, No. 1（2018）pp. 017 ～ 022

Investigation of Modification Mechanism of Eutectic Si
Phase in Al-7%Si Alloy
Mayuki Morinaka* and Michihiro Toyoda*
Currently, castings and die-castings with ductility are needed. For this reason, modification treatment is necessary. However, no theory of modification mechanism has been established to date. Therefore, in the present study, Al-7%Si molten
alloy added with Sr was water quenched as the starting point for developing the technique for improving the Si phase of theeutectic crystal. Furthermore, we summarized information on conventional representative theory and recent knowledge
about the growth mechanism of the eutectic crystal.
Keywords : Al-Si alloy, eutectic solidification, modification, rapid cooling, cluster

1．緒

このため，共晶 Si 相の微細化及び棒状化のひとつの目安と言して，1µm 程度以下のサイズにする技術が求められている

現在，自動車部品を鉄からアルミニウム合金に置換すると言える．

ことによる軽量化の対象は，エンジンブロックやシリンダ

従来から，成長速度を上昇させれば，共晶の相間隔ととヘッド及びトランスミッションケースなどの段階から，ボもにサイズが小さくなることが知られている 10）．しかし

ディやサブフレームなどの段階に遷移しているものと認識ながら，単に冷却速度を増加させても，共晶凝固の核生成されている 1）．このため，今後は高延性のアルミニウム合物質である P（AlP）量が多い場合，結晶（共晶セル）の成

金鋳物，ダイカストが求められるようになる可能性がある．

長速度の増加は緩慢になることが報告されている 11）．そ実際，トランスミッションの内部に使用されるような強度の理由は，著者らのこれまでの研究 12 ～ 16）から，次のよう部材にも，高延性のダイカストが使用され始めている 2）．

に考えられる．すなわち，亜共晶 Al-Si 合金中に P が存在

そこで，このような需要に対応するアルミニウム合金としする場合，AlP 粒子が形成されて分離共晶 Si 相 17）と呼ばて，亜共晶 Al-Si 系及び亜共晶 Al-Mg2Si 系合金が開発されれる塊状の相が数多く核生成される．すると，その相を中た 3, 4）．

心として，共晶セルが成長する．その結果，共晶 Si 相の

ただし，これらの合金を使用した場合，共晶の第 2 相と成長速度が上昇することを期待して冷却速度を増加させして晶出する共晶 Si 相あるいは共晶 Mg2Si 相は脆性であたにも関わらず，ひとつの共晶セルの成長速度の増加は緩る 5）．これを緩和するためには，第 2 相の粒子を微細にす

慢になるものと考えられるからである．この場合，共晶る必要がある．何故なら，共晶 Si 相などの粒子が損傷しSi 相は微細にならない可能性がある 18）．あるいは，亜共ない応力は，そのサイズが微細であれば高くなるものと説晶 Al-Mg2Si 擬 2 元合金中に P が存在する場合，AlP 粒子の6）

明されているからである ．また，冷却速度の増加や改良（220）面と Mg2Si 結晶の（311）面の原子間距離の不整合度処理などにより共晶 Si 相の形態を板状から棒状に変化さが 6.5% であることから 19），塊状の共晶 Mg2Si 相 20）を核生せると延性になるためである 7）．これらの微細化と棒状化

成し得るものと考えられる．よって，両合金とも共晶凝固

は同時に生じるようである．この現象に関して Lu ら 8）は，の核生成物質である P（AlP）量を低減する必要が生じる．

成長速度が 1mm/s 以上の場合に微細化と棒状化が生じる

その上で，冷却速度を増加させることが望ましい．

ことを報告した．このような場合，共晶 Si 相のサイズの多これを実現するためには，合金地金の製造業者がアルミ

くは 1µm 程度以下であることが数多く報告されている 8, 9）．

ニウムの精錬業者に低 P の地金を求める必要がある．また，受付日：平成 29 年 7 月 27 日，受理日：平成 29 年 10 月 6 日* アイシン・エィ・ダブリュ（株）
AISIN AW Co., Ltd.

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金属 Si の精錬業者に対しても，低 P の製品を求める必要がある．その上で，P が混入しにくい耐火物

21）

を用いた

炉を使用して，合金地金を溶製することが望まれる．さ
MPa

MPa

10

8

添加合金

凝固後の試料について，Fig. 1 の（b）に示す位置におけるミクロ組織を観察した．SEM 観察時には，10%NaOH

混入しにくい耐火物を用いた溶解炉，保持炉を使用する必水溶液を用いて適当量の α-Al 相を除去した．同時に発光要がある．しかしながら，それらの努力を払っているヨー

分光分析用の金型に採取した試料を発光分光分析した結

ロッパにおいても，工業的には 5ppm 程度の P が混入する

果，Si 量は 7.1%，Sr 量は 65ppm であった．また，P 量は例が報告されている．よって，不可避的に 5 ～ 10ppm 程

検出下限の 1ppm 以下であった．

微細化するために，Sr などを添加する改良処理が必要と

gue test
d alloys.

に達した瞬間に氷水中に焼入れを行った．

らに，合金地金を使用する我々のような鋳造業者も，P が度が混入した P を中和するために，さらには共晶 Si 相をe)

ダの冷却曲線を観察しながら，577℃（Al-Si 2 元共晶温度）

3．実験結果なる．しかしながら，改良処理の発明 22）から 100 年近く

Al-Si 2 元共晶温度で焼入れを行った Al-7%Si-65ppmSrが経過しているにも関わらず，現在までに改良機構の定説は得られていない．それにも関わらず，今後，軽量化のた合金のミクロ組織を観察した結果を Fig. 2 に示す．初晶
α-Al 相はデンドライト状であった．その 2 次枝の間隔はめに，共晶 Si 相の微細化技術を開発する必要がある．

50µm 程度と広かった．これは鋳型が砂型であることから，

そこで本報告では，共晶 Si 相の微細化技術を開発する

冷却速度が比較的遅いためである．Fig. 3 は同じ試料を拡ための手始めとして，Sr を添加した Al-7%Si 合金を水焼大して観察した結果である．共晶組織は，識別が困難なほ入れした．そして，得られた微細な共晶 Si 相の形態を観どに微細であった．これは，Al-Si 2 元共晶温度で焼入れ察し，その成長機構に関する従来の代表的な理論及び最近を行ったためである．このような組織を Apelian らが提唱の知見をまとめることを試みた．

する Modification Rating 23）により分類すると，最も微細なランク（No.6）に該当し，スーパ改良組織（super modified

2．実験方法
電気炉内に設置した釉薬を施さない 10 番の黒鉛るつぼ
内で，1kg の Al-7%Si 合金を 740℃で溶製した．溶解原料は 99.99%Al，99.9999%Si である．溶湯温度が 740℃に達した直後，ロッド状の Al-10%Sr 母合金を用いて Sr を添加した．BN で被覆した後に 740℃に予熱した攪拌具を用いて，溶湯の攪拌を行った．この際，溶湯上部の酸化膜の中央を破って攪拌具を静かに挿入した．攪拌具の下端を溶湯
深さの下から 1/3 の位置で停止させた．溶湯表面の酸化膜を余分に破らないように留意しながら，攪拌具を静かに 5
回転させ，すぐに静かに引き上げた．この時，溶湯温度は730℃であった．電気炉の設定温度を 720℃に切り替えた．
10 分後，溶湯温度は 720℃に低下した．すぐに，溶湯表面の酸化被膜を静かに除去した．その直後，Fig. 1 の（a）に示す砂型の熱分析容器に，低い位置から静かに注湯を行っ

50μm

Fig. 2 OM image of Al-7%Si-65ppmSr alloy quenched ateutectic temperature.
共 晶 温 度 で 焼 入 れ を 行 っ た Al-7%Si-65ppmSr 合 金 のOM 像．

た．熱分析容器に具備された熱電対に接続されたレコー

( a)

( b)

32

Thermocouple(K-type)50

Quartz tube
Shell moldObservation
position
14

3
20μm

F i g . 1 Shape of thermal analysis cup （a） andobservation position of microstructure（b）.
a）熱分析容器の形状と，b）ミクロ組織の観察位置．

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Fig. 3 OM image of Al-7%Si-65ppmSr alloy quenched ateutectic temperature.
共 晶 温 度 で 焼 入 れ を 行 っ た Al-7%Si-65ppmSr 合 金 のOM 像．

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structure）などと呼ばれている．Fig. 4 は腐食後に SEMである微細化現象だけを対象とすることができる．この場観察を行った結果である．ひとつの共晶セルのサイズは破合，共晶 Si 相の核生成は，鋳型接触面において生じたも線で示したように 10 ～ 15µm 程度であった．大きな矢印のと考えられる 25）．そして，鋳型への温度の拡散に拘束さは共晶セルの間隙を示している．共晶セル内には，共晶 Si

れながら，試料の中心部に向かって連続的に成長したもの

相がシダの葉を重畳したような状態にあった．小さな矢と捉えられる 26）．その途中において水焼入れを行ったこと

印は，それらの間隙を示している．これを共晶 Si 相間隔λ と考えれば，1µm 程度と狭いことから速い成長速度で成から，共晶セルは極めて速い速度で成長したものと捉えら長したものと推察される．Fig. 5 は同じ視野の共晶セルの固を行うことから，このような大きな温度の拡散に対応で間隙部を拡大して観察した結果である．共晶 Si 相の形態

きるものとされている．しかしながら，第 2 相である共晶

は棒状で，直径 300nm 程度と思われる．それらが紙面にSi 相は，通常ファセット凝固を行うことから，大きな温垂直方向に成長したようである．通常，共晶 Si 相はファ度の拡散に対応することは容易でないように考えられてセット凝固を行うとされるが，この形態からは，Hellawell

きた．しかしながら本実験によると，直径 300nm 程度とら

9, 24）

が報告したように，ノンファセットな凝固が行われれる．共晶セルのうち，共晶 α-Al 相はノンファセット凝

微細な棒状（ノンファセット）で成長していた．今後，共晶 Si 相の微細化技術を開発するに際しては，このようなたものと推察される．

成長機構を理解しておくことが望ましい．そこで以下に，
その成長機構に関する従来の代表的な理論，及び近年並びに最近の知見をまとめた．
4. 1

TPRE 成長機構（従来の成長機構）

Si 結晶はダイヤモンド構造を有していることから，固液界面の異方性が強いことが知られている．すなわち，Fig.
6 27）に示すように，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

Eutectic cell boundary

5μm

Fig. 4 SEM image of Al-7%Si-65ppmSr alloy quenchedat eutectic temperature.
共 晶 温 度 で 焼 入 れ を 行 っ た Al-7%Si-65ppmSr 合 金 のSEM 像．

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．同様に，{111} 面では 3 個の原子が同時に吸着する必要がある．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．よって，成長速度の速い {100}，{110}
面が優先的に成長することから，結晶の形態は主に成長速
度の遅い {111} 面で囲まれた正 8 面体を呈しやすいことが知られている 28）．
[001]
[110]
[110]

1μm

(110)
(111)

Fig. 5 SEM image of Al-7%Si-65ppmSr alloy quenchedat eutectic temperature.
共 晶 温 度 で 焼 入 れ を 行 っ た Al-7%Si-65ppmSr 合 金 のSEM 像．

4．考察

本実験においては，共晶 Si 相の核物質である P を添加していない．よって，Sr の第 1 の作用である P の中和現象の検討を除外することができる．そして，第 2 の作用

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(100)

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Fig. 6 Crystallization process in {100} plane, {110}27）plane, {111} plane of Si phase .
Si 相の {100} 面，{110} 面，{111} 面における結晶化の過
程

27）

．

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しかしながら，実際には {111} 面であっても比較的速い

わらず 2 個でよいことになる．よって，速い速度による成速度でも成長できる現象が知られている．この現象の説明長が可能と考えられる．逆に，219°（凸角）の {111} 面では，Hamilton ら 29），及び Wagner 30）により 1960 年に行わの 2 次元核生成は困難であると思われる．この結果，6 つれた．よく知られた説明であるが，重要な理論であることの <211> 方向のうち，3 つの 141°（凹角）の方向に優先から引用しておく．Fig. 7 の（a）示すように，原子ステッ

的に成長するものと考えられる．すると，やがては Fig. 8

プがない {111} 面で囲まれた正 8 面体を考える．結晶のの（a）の下側に示したように，ほとんどが凸角（219°）で内部に示した 6 角形の {111} 面において，60° の面内回転覆われた形態になり，成長は止まることになる．以上は，をさせて双晶を導入すると Fig. 7 の（b）となる．この時，双晶が 1 つだけの場合の説明である．

Fig. 7 の（c）に示したように，結晶内に導入した双晶の次に，双晶を 2 つ導入する（Fig. 8 の（b））．図中にⅠと{111} 面の 6 つの辺に垂直な方向は，すべて <211> 方向

明記した場所は凹角である．この位置において 2 次元核生である．次に，Fig. 8 の（a）は，Fig. 7 の（b）の結晶の幅成が生じ，下側の図に示したように沿面成長したものとす

を狭くして書き直したものである．6 つの <211> 方向をる．図中にⅡと明記した場所は，最初に凸角であった場所

考えると，それぞれの大きさは異なるものの，両側に {111}である．しかし，前述の沿面成長により，今度は 109.5° の面が存在していることがわかる．その両側の {111} 面が凹角に変化したわけである．同様の関係が生じる場所をなす角度は，1 つおきに 141°（凹角）と 219°（凸角）であⅰ，ⅱで示した．これらより，双晶が 2 つ以上導入される．これらのうち，141°（凹角）の部分においては，結晶

たならば，結晶は凸角に囲まれることがなく，連続的に化に必要な吸着原子の数が {111} 面における結晶化にも関

(a)
{111}

(b)

(c)

Twin

-[211]<211> 方向に成長できることが理解できる．このような双晶により形成される凹角に基づく成長機構は twin plane[121]

re-entrant edge 成長機構（以下，TPRE と略す）と呼ばれ-[112]ている．1980 年代まで，Si 結晶はこの TPRE によってのみ成長するものと考えられていた．

[211]

[112]

- [121]

これに対して，1987 年に Lu ら 8）は，Na 原子あるいはSr 原子が Si 相の成長面に吸着されると仮定することにより，ステップやキンクで不純物誘起双晶が生じるとする

Fig. 7 （a）Octahedral crystals formed only by {111}faces.（b）Crystal with twin crystal introduced in 60 ° inplane rotation in the {111} plane in the crystal indicatedby the dotted line.（c）（111）plane of twin crystal
introduced at the crystal center.
（a）{111} 面のみにより形成される 8 面体結晶．（b）点線で示された結晶内の {111} 面において，60°面内回転させて双晶を導入した結晶．（c）結晶中心に導入された双晶の（111）面．

impurity induced twinning 成長機構（以下，IIT と略す）を提唱した．その詳細な説明は割愛するが，Si 原子の 1.646
倍程度の大きさの原子（Na 原子や Sr 原子など）が吸着することにより，その後の Si 結晶は双晶を形成するという理論である．これに従えば，双晶密度が増加することから，速く成長できる可能性があるとされる．
以上に述べた TPRE 及び IIT は {111} 面の沿面成長であることから，キネティックスに律速されるものと思われる．よって，本実験で行った水焼入れのような著しく速い

(a)

219�

(b)
-[211]-[211]

219�

141�

219�
� �

141�

141�

Twin plane

Twin plane

成長により，ノンファセットを呈した結果を，これらの理論だけにより説明することには疑問の余地がある．
4. 2

成長速度の上昇による成長面の遷移（近年の知見）

1987 年，Devaud ら 31）は大きく過冷させた Ge において4 回対象性を有する <100> デンドライトを発見した．これは双晶を含まないことから，金属のように連続成長した

�

219�

�

�

141�

109.5�

�
219�

219�

Twin plane（a）1 つの双晶を含んだ {111} 面のみに囲まれた結晶．
（b）2 つの双晶を含む場合．

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20より，急冷凝固を行った Si 結晶における <100> デンドラ
イトのファセット面の粗さを測定した．すると，原子レベ
ルでは平坦ではなく，多くの島状（突起状）の組織が集合

Twin plane

Fig. 8 （a）Crystal surrounded only by {111} planes
containing one twin crystal.（b）When it contains two
twin crystals.

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ものと考えられた．後に，Si においても同様の結果が得られた 32）．2005 年，長汐ら 33）は原子間力顕微鏡 AFM に-[211]

していることが判明した．
これらの現象を説明するために結晶の成長過程を考えると，2 つの律速過程があることが知られている．ひとつ
は，原子が固液界面に取り込まれる過程（キネティックスが律速）であり，もうひとつは凝固時に生じる潜熱を除去する過程（熱拡散が律速）とされている．金属の凝固にお2017/12/22

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いては，固液界面が原子レベルで荒れている（ノンファ

Si
Sr
Al

セット）ことから，原子の取り込みは速いものとみなされる．よって，キネティックスは律速にならずに，潜熱を除去する過程が律速になるものと考えられている．他方，Siの成長面を Jackson の α パラメータで示せば，{111} 面は
α=2.71 と平坦（ファセット）であり，{110} 面は α=1.80，
及び {100} 面は α=0.90 であることから荒れた面（ノンファセット）となる．よって非改良の場合，成長速度が比較的遅いことから，平坦な {111} 面における沿面成長が生じているものと思われる．しかしながら，本実験の場合，成長速度が速いことから平坦な {111} 面における沿面成長
では間に合わず，荒れた {110} 面及び {100} 面の連続成

10nm長に遷移したものと推察される．この場合，金属の凝固の場合と同様に，熱拡散が律速することになるものと考えられる．このような変化は，成長速度の上昇に対応して，固液界面での原子の取り込みを促進させるため，Si 結晶が自ら成長方向や成長形態を変化させて成長界面を遷移させた結果と捉えることができる．ただし，これらの面でのFig. 9 Distribution of Al atoms and Sr atoms in eutectic
35）
Si phase by atom probe tomography（APT） .
アトムプローブトモグラフィー（APT）による共晶 Si 相
35）
内の Al 原子と Sr 原子の分布 ．

成長は不安定であることから，大きな結晶を成長させることが容易でないものと思われる．このため，クラスタが結い温度におけるクラスタはゆらぎにより偶然に形成される

合したような，凹凸の激しい形態であるものと推察されものの，すぐに消滅すると考えられている．ただし，融点る．そのため，前述の長汐らによる急冷凝固の Si 結晶には，の直上であれば，残存するクラスタ数が増加することによ多くの島状の結晶が連結されていたものと考えられる．おり，粘度が上昇する現象が報告されている 37）．また，融点

そらく共晶 Si 相には，多くの格子欠陥が存在しているも以下の過冷状態におけるクラスタはエンブリオと呼ばれてのと推察される．これは，Si 結晶の成長面がファセット

いる 38）．そのサイズが臨界核半径に達すると，均質核が生である {111} 面から，ノンファセットである {110} 面及びじるという Becker の理論 39）は一般によく知られている．

{100} 面に遷移し得ることを説明したものである．しかしDonnelly ら 40）は，Xe の固液界面の液相側の数 nm 上方にながら，この成長面の遷移だけにより，本実験結果に示さ形成されたクラスタを TEM により観察した．伊丹ら 41）は，れた極めて微細な共晶 Si 相の形態を説明することは，や融点以下の過冷度が共晶組成から離れるほど大きくなりやや困難のように思われる．

すい現象を見出した．あるいは，Si 薄膜を真空蒸着法で作

4. 3 Al-Si-Sr クラスタとともに成長する共晶 Si 相（最2012 年，Timpel ら

34）

はアトムプローブトモグラフィー（APT）と TEM を用いて，Al-10%Si-200ppmSr 合金におけが知られている 42）．これらのように，近年では，クラスタの挙動が注目されている．

る共晶 Si 相の詳細な観察を行った．その結果，共晶 Si 相

ところで，Al-Si-Al2Si2Sr 3 元共晶温度は 575℃ 43, 44）での双晶面において，Sr 原子だけでなく多くの Al 原子の存あることから，Al-Si 2 元共晶温度（577℃）よりも 2℃だ

在も認めた．Al 原子の半径は Si 原子の 1.646 倍でないこ

け低い．また，Al-Si-AlSiNa 3 元共晶温度は 576℃ 45）であとから，前述した IIT が疑問視されることになる．2016

ることから 1℃だけ低い．さらに Al-Si-AlSiCa 3 元共晶温

年 に は，Barrirero ら 35）も APT と TEM を 用 い て，Al-

度は 576.5℃ 46）あるいは 576℃ 47）とされることから 0.5℃

7%Si-150ppmSr 合金における共晶 Si 相の詳細な観察を行っあるいは 1℃だけ低い．これらのように，改良元素であた．その結果，Fig. 9 に再掲したように，多くの双晶の存る Sr，Na，Ca の 3 元共晶温度は，Al-Si 2 元共晶温度より

在とともに，共晶 Si 相中に多く存在する 10nm 程度の Al-

も 0.5 ～ 2℃だけ低いという共通した特徴がある．ここで，Si-Sr のクラスタを観察した．そのクラスタの組成を分析

本実験の供試溶湯（Al-7%Si-65ppmSr）の Al-Si 2 元共晶がした結果，Al/Sr=2.92±0.46 の量比を示していた．この比577℃でセル成長している際の固液界面の様子を原子レベ

は Al2Si2Sr 化合物の比とほぼ一致する．このため，Al-Si-

ルで考える．共晶 Si 相の固液界面の液相側の前方には，Al2Si2Sr 3 元共晶のクラスタが共晶 Si 相中に取り込まれた

共晶 Si 相及び共晶 α-Al 相から排出された Sr 原子が濃化ものと考察した．

して，拡散境界層と呼ばれる層を形成しているものと思わ

ここで，クラスタについて簡単に述べる．近年，固体状P017-022

製する際，基板結晶の方位の影響を受けたクラスタが基板
結晶の数 nm 上部に形成される方位近接現象が生じること

近の知見）

れる．拡散境界層と平衡する固相の界面温度は，577℃よの原子集団であるクラスタの概念は，例えば金属ガラスのりも低下するものと考えられる．すると，Al-Si-Al2Si2Sr 3

製造時などに用いられているようである 36）．融点よりも高元共晶温度（575℃）に近づくことから，Al，Si，Al2Si2Sr

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鋳造工学

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が 3 元共晶として凝固する準備段階として 10nm 程度のク20）加古博紀，才川清二，深谷勝巳，堀川宏：日本鋳造工

ラスタを形成している可能性がある．そして，Sr 濃度が学会第 168 回全国講演大会講演概要集（2016）88

上昇して Al-Si-Al2Si2Sr 3 元共晶の濃度に到達すると，Al-

21）豊田充潤，森中真行，福武直人，長谷川豊：日本鋳造

Si-Al2Si2Sr 3 元共晶として基板結晶である共晶 Si 相に取り

工学会第 167 回全国講演大会講演概要集（2015）80込まれた（凝固した）ものと思われる．Al2Si2Sr クラスタ

22）A. Pacz: U. S. Patent No.1387900（1921）とノンファセットの共晶 Si 相との間隙には，原子が適当

23）D. Apelian, G. K. Sigwor th, K. R. Whaler: AFSに充填されたものと推察される．しかしながら，その直後に，拡散境界層の Sr 濃度が Al-Si-Al2Si2Sr 3 元共晶として不十分になるものと考えられる．すると，再び Al-Si 2 元Transactions 92（1984）297
24）H. A. H. Steen, A. Hellawell: Acta Metallurgica 20（1972）363

共晶として数 10nm 程度成長しながら，拡散境界層の Sr

25）森中真行，豊田充潤：鋳造工学 85（2013）147

濃度を増加させた可能性がある．このような 2 元共晶と 326）森中真行：鋳造工学 75（2003）325

元共晶の凝固が原子レベルで繰り返された結果，Fig. 9 に27）R. Drosd, J. Washburn: J. Appl. Phys. 53（1982）397

一例を示したような Al-Si-Al2Si2Sr 3 元共晶のクラスタが共28）中村春香，岩崎 出，門井浩太，中江秀雄：日本鋳造工晶 Si 相中に取り込まれたものと類推される．

5．結学会第 159 回全国講演大会概要集（2011）132
29）D. R. Hamilton, R. G. Seidensticker: J. Appl. Phys. 31

論（1960）1165

本報告では，共晶 Si 相の微細化技術を開発するための

30）R. S. Wagner: Acta Materialia 8（1960）57

手始めとして，Sr を添加した Al-7%Si 合金を水焼入れし31）G. Devaud, D. Turnbull: Acta Materialia 35（1987）765

たところ，極めて微細な共晶 Si 相が得られた．そこで，

32）K. K. Leung, H. W. Kui: J. Appl. Phys. 75（1994）1216

その成長機構に関する従来の代表的な理論及び最近の知33）長汐晃輔，栗林一彦：日本結晶成長学会誌 32（2005）
314

見をまとめた．

34）M. Timpel, N. Wanderka, R. Schlesiger, T. Yamamoto, N.
参考文献
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技術報告

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