羽毛状晶アルミニウム合金鋳塊及びその鋳造方法
【課題】第１に、連続鋳造法による羽毛状晶アルミニウム合金の鋳造方法の提供にあり、第２に、種結晶を用いた種付け法による羽毛状晶アルミニウム合金の鋳造方法にある。
更には、そのようにして製造された羽毛状晶鋳塊の提供を目的とする。
【解決手段】上下に貫通した鋳型の上部に溶湯を投入し、鋳型の下部から出てくる鋳塊に冷却水を噴射し、鋳塊の下端を受け型で受けるアルミニウム合金の鋳塊の連続鋳造方法であって、受け型の鋳塊受け面に溝部を形成することで羽毛状晶発生起点を出現させ、金属組織が羽毛状晶からなる鋳塊を得ることを特徴とする。
更には、そのようにして製造された羽毛状晶鋳塊の提供を目的とする。
【解決手段】上下に貫通した鋳型の上部に溶湯を投入し、鋳型の下部から出てくる鋳塊に冷却水を噴射し、鋳塊の下端を受け型で受けるアルミニウム合金の鋳塊の連続鋳造方法であって、受け型の鋳塊受け面に溝部を形成することで羽毛状晶発生起点を出現させ、金属組織が羽毛状晶からなる鋳塊を得ることを特徴とする。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、羽毛状晶組織からなるアルミニウム合金鋳塊及びその鋳造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
アルミニウム合金は、連続鋳造法（半連続鋳造を含む）にてビレットと称される鋳塊を鋳造し、押出加工等に供されている。
押出加工には直接押出と間接押出があるがいずれの場合にも熱間でビレットを押圧し、ダイス孔を通過させる塑性加工にて押出形材を得るものである。
従って、押出加工時にはダイスに大きな押出圧力が負荷されるとともにダイス孔のベアリング面をアルミニウム合金が通過する際の押出抵抗にてダイスにたわみひずみが生じる。
従来から広く使用されているＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金（ＪＩＳ６０００系合金）は比較的押出性に優れているがＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金より高強度であるＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金（ＪＩＳ７０００系合金）は押出成形性がＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金に比較して悪く、ダイス割れ等ダイス寿命が短くなり、その結果、押出製品が高価になる技術的課題があった。
また、押出圧が高いことは、押出装置の稼働に必要なエネルギーも多大になるので省エネルギーの観点からも押出性に優れたアルミニウム基合金が必要とされていた。
【０００３】
（非特許文献１）には、ＪＩＳ６０６３合金を用いて粒状晶ビレットと全羽毛状晶ビレットとの押出性比較をした実験結果を開示している。
この報告によると全羽毛状晶の方が、粒状晶よりも約３０％以上押出時間が短くなっている。
よって、押出性の悪いＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金において安定した羽毛状晶から得られれば、さらに大きな押出性改善が期待できる。
【０００４】
しかし、非特許文献１において検討された羽毛状晶合金は、ＪＩＳ６０６３合金であり、当時主流であったＤＣ鋳造法（鋳型冷却による一次冷却と直接水冷による二次冷却による鋳造方法）によるものであり、ホットトップ鋳造法（鋳型の上部に断熱ヘッダー部を有し、鋳型上部にフロートを有していない鋳造方法）に対する知見は得られていない。
【０００５】
【非特許文献１】「全羽毛状晶からなる６０６３ＤＣビレットの工業的規模押出し試験について」、室町茂雄，多々静夫，時沢貢，穴田博、軽金属、Ｐ５４５〜Ｐ５５０ Ｖｏｌ．３０、Ｎｏ．１０、１９８０
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
本発明の目的は、第１に、連続鋳造法による羽毛状晶アルミニウム合金の鋳造方法の提供にあり、第２に、種結晶を用いた種付け法による羽毛状晶アルミニウム合金の鋳造方法にある。
更には、そのようにして製造された羽毛状晶鋳塊の提供を目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
本発明は、連続鋳造法において、鋳塊の下端（鋳塊の鋳造先端部）を受ける受け型に羽毛状晶発生起点を形成すれば羽毛状晶の方が粒状晶よりも優先的に成長する特性を活かして羽毛状晶鋳塊（ビレット）を得ることができると推定して実験検討した結果、本発明に至った。
また、このような羽毛状晶の成長性を活かして、羽毛状晶の種結晶を用いた種付け鋳造方法も検討した。
【０００８】
本発明に係るアルミニウム合金の鋳造方法は、上下に貫通した鋳型の上部に溶湯を投入し、鋳型の下部から出てくる鋳塊に冷却水を噴射し、鋳塊の下端を受け型で受けるアルミニウム合金の鋳塊の連続鋳造方法であって、受け型の鋳塊受け面に溝部を形成することで羽毛状晶発生起点を出現させ、金属組織が羽毛状晶からなる鋳塊を得ることを特徴とする。
受け型の鋳塊受け面に溝部を形成したことにより、溝部からの急冷効果によって凝固ひずみが生じ、羽毛状晶が発生する。
ここで溝部の形状は直線状でも曲線状でもよい。
なお、受け型外形が円柱状の場合には同心円状の溝部が好ましい。
本発明にて羽毛状晶とは鳥の羽根に似た羽毛状の結晶組織をいい、結晶学的な特徴から成長双晶とも呼ばれ、粒状晶及び柱状晶に対比される金属組織である。
【０００９】
請求項３記載の発明は、受け型は、冷却用の溝部又は孔部若しくは中空部を設けてあることを特徴とする。
また、受け型の側部外周に沿って溝部を形成し、溝部に受け型側部を貫通する冷却孔を設けてもよく、さらには受け型に中空部を設けて中空部に冷却水を流し込んでもよい。
受け型の冷却効果を高くすることで受け面から上方に向けて一方向凝固性を確保する。
この場合に受け面直上、約２ｍｍで冷却速度６０〜７０℃／ｓｅｃにするのが好ましい。
【００１０】
アルミニウム合金は、展伸用合金であれば特に成分を限定する必要がないが、押出性向上の効果が高い点ではＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系の高強度合金に適用するのがよい。
この種の合金は特に押出性が悪く、ダイス寿命も短いからである。
Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金とはアルミニウム基に最も多く含有する成分がＺｎで次にＭｇ成分であるアルミニウム合金をいい、Ｃｕを含まない溶接構造用合金とＣｕを含む高力合金とがある。
【００１１】
粒状晶と柱状晶との中間的な鋳造条件にて鋳造すると羽毛状晶が得られ、局部的に羽毛状晶が出現すると、それを起点に全羽毛状晶が得られることから、羽毛状晶を種結晶として種付け方法にて羽毛状晶の鋳塊が得られる。
【発明の効果】
【００１２】
本発明においては、連続鋳造方法にて使用する鋳塊の受け型の鋳塊受け面に溝部を形成することで鋳塊に溝部急冷効果による凝固ひずみを形成し、安定した羽毛状発生起点となる。
また、例えば受け型の冷却水が当たる側部外周に溝部、冷却孔等を設けること等を手段にして、冷却効果を向上させると高い冷却勾配により鋳塊組織の殆どが羽毛状晶からなる鋳塊を連続的にあるいは半連続的に鋳造できる。
羽毛状晶鋳塊の一部を例えば板状に切り出し種結晶とすると、フロート式ＤＣ鋳造方法、ホットトップ鋳造方法等の連続鋳造方法にて種付けすることのみならず、少量生産の場合に適したバッチ式鋳造炉にても簡単に羽毛状晶鋳塊が得られる。
【００１３】
本発明に係る羽毛状晶鋳塊を押出ビレットとして用いて、押出試験したところ押出性が３０％以上向上した。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１４】
以下、本発明に係る羽毛状晶鋳塊の鋳造例について説明する。
試験評価に用いたＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金の化学組成を図８の表に示す。
ＪＩＳ７００３合金に相当し、溶解前の化学組成と溶解後の化学組成を示す。
【００１５】
まず、事前に冷却速度と鋳造組織の関係を把握すべく、図９に示したような一方向凝固装置を用いて実験評価した。
一方向凝固装置は外径９０φｍｍ、内径２５φｍｍ、高さ１５０ｍｍの半割可能な断熱材鋳型の底部にチルプレートを配設したものであり、鋳型をヒーターで加熱できるようになっている。
鋳型及びチルプレートには温度測定用の熱電対を挿入してある。
チルプレートの形状を図１０に示す。
なお、図１０はチルプレートの縦方向半割断面図を示す。
チルプレートはアルミ製からなり、ビレット当り面はａ１＝２５φｍｍであり、上面の中央部に深さａ４＝３ｍｍ、幅ａ２＝５ｍｍ及び幅ａ３＝３ｍｍの２本の直線溝を入れてある。
熱電対をチルプレートの下側から挿入し、ａ２，ａ３の溝底及び平坦部から２ｍｍ、４ｍｍの高さに配設してチルプレート直上の温度を測定して冷却曲線を採取できるようにした。
この装置に溶解した約２００ｇの溶湯を流し込み、溶湯温度と鋳型温度を変化させて鋳造実験をした。
なお、チルプレートは実験開始前に１００℃まで水冷し、注湯後は水冷を行った。
水量は７Ｌ／ｍｉｎであった。
図１１のグラフに熱電対の高さと冷却曲線の直線勾配から求めた冷却速度℃／ｓｅｃとの関係を示す。
この結果、チルプレートの直上２ｍｍの高さでおおむね、冷却速度が６０〜７０℃／ｓｅｃの範囲にて全羽毛状晶になっていることが明らかになった。
【００１６】
次に図１に示すようなホットトップ方式の半連続鋳造装置を用いて鋳造方法の実験を行った。
半連続装置は外径φ７８ｍｍ、内径φ５０ｍｍ、高さ６５ｍｍの上下に貫通した黒鉛鋳型１の上部に断熱材からなるヘッダー部（湯だめ部）７を配設してある。
ヘッダー部７に注湯した溶湯４は鋳型の上部から下部に向けて流れ込み、受け型１０の受け面にて初期冷却凝固し、鋳塊（ビレット）５の側部に設けた水冷ジャケット２から噴射された冷却水２ａにて冷却されながら鋳造が進行する。
この受け型１０の受け面での初期冷却にて羽毛状晶が出現すれば、これが種になりほぼ全羽毛状晶のビレットになる。
そこで初期冷却の冷却速度が６０〜７０℃／ｓｅｃとなる受け型の形状例を図２に示す。
なお、図２は受け型の縦方向半割断面図を示す。
鋳塊を受ける受け型１０の受け面１１には同心円状に深さｂ５＝３ｍｍ、幅５ｍｍ（ｂ２＝２５φｍｍ，ｂ３＝１５φｍｍ）の溝１２を形成してある。
この溝１２は、局部的な急冷凝固により凝固ひずみを生じさせることで羽毛状晶の発生起点とするものである。
【００１７】
受け型１０の側面には外周方向に沿って溝幅ｂ７＝１０ｍｍの深さ５ｍｍ（ｂ１２＝４０φｍｍ，ｂ１３＝５０φｍｍ）また外周溝１３には横方向に貫通したφ１０ｍｍの冷却孔１４ａ、１４ｂを十字状にクロス配置してある。
この外周溝１３及び冷却孔１４ａ、１４ｂは冷却水が当たる部分であり、受け型１０の冷却能を向上させるためのものである。
今回試験評価に用いた受け型１０は銅製とした。
このような半連続鋳造装置を用いて鋳造実験評価した結果、溶湯温度７３０〜７７０℃、好ましくは７５０〜７７０℃，鋳型温度５００〜６００℃，鋳造速度５０〜６０ｍｍ／ｍｉｎにて安定して全羽毛状晶ビレットが得られた。
なおこのときの水量は１５Ｌ／ｍｉｎであった。
【００１８】
この時の冷却速度を鋼線挿入探深法（鋼線を鋳型中心に垂直に挿入し時間変化とともに凝固界面の高さの基準位置からのずれ量を測定することで凝固速度を求める方法）を用いて測定した結果を図３に示す。
この結果、鋳型５００℃溶湯７７０℃のものは先に求めた羽毛状晶発生範囲に一致していた。
【００１９】
図４に全羽毛状晶ビレットのマクロ組織写真を示す。
この結果、羽毛状発生起点から約６０ｍｍで鋳塊全断面に成長し、ほぼ１００％の羽毛状晶になっていることが分かる。
また、ビレット上部に行くほど鋳塊軸に平行で微細になっていることも明らかになった。
図５にビレット高さ５００ｍｍ部分の縦断面ミクロ組織を示し、（ｂ）中央部、（ａ）左側端部、（ｃ）右側端部の組織写真である。
羽毛状晶は板状の双晶組織になっていて、中央部（ｂ）は鋳塊軸に平行であり、左側端部、右側端部も多少外側に角度がついているものの、ほぼ鋳塊軸に平行な双晶組織を有している。
【００２０】
図６は粒状晶の組織写真例（ａ）と本発明に係る羽毛状晶の組織写真例（ｂ）とを示す。
図６（ａ）は、鋳型温度５００℃，溶湯温度７１０℃，鋳造速度６０ｍｍ／ｍｉｎにて鋳造したもので、図６（ｂ）は溶湯温度７７０℃にして鋳型温度５００℃，鋳造速度６０ｍｍ／ｍｉｎで鋳造したものである。
図６（ａ）の粒状晶の平均結晶粒径は１３５．８μｍであり、図６（ｂ）の双晶間隔の平均値が８０．６μｍであることから平均結晶間隔は４０．３μｍとなり、（ａ）の粒状晶の平均粒径に比較して非常に小さいことが明らかになった。
これにより、全羽毛状晶ビレットは均質化処理時間も粒状晶ビレットに比較して短いと推定できる。
【００２１】
図７は、鋳造中に少量のスズ（Ｓｎ）を添加して凝固界面を検出して一方向凝固性を確認した結果を示す。
鋳造中に少量のスズを添加するとアルミニウムよりも比重が大きく、融点の低いスズが凝固界面まで沈み、スズの層を形成する。
鋳型温度５００℃，溶湯温度７３０℃，鋳造速度６０ｍｍ／ｍｉｎ，鋳造開始より９０ｓ，１５０ｓ後にスズを添加したもので凝固界面は極めて水平に近い状態になっていて一方向凝固性が確認できた。
【００２２】
図１に示した半連続鋳造装置を用いて得られた鋳塊から板厚１０ｍｍの種結晶となる種板を円板状に切り出し、これを、図９に示したチルプレートに載置し、鋳型温度５００℃，種板を３００℃に予備加熱した状態で上から溶湯温度７８０℃の溶湯を流し込んで鋳造した。
その鋳塊の金属組織写真を図１２に示すように鋳塊のほぼ全域にわたって羽毛状晶になっていた。
【産業上の利用可能性】
【００２３】
本発明により羽毛状晶からなる鋳塊が得られることから、このような羽毛状晶鋳塊を用いると押出圧が低下し、押出ダイスの型寿命の向上、生産エネルギーの省エネ化を図ることができ、押出材の生産性が向上する。
また、複雑な形状を有する形材の押出生産も可能になり、自動車部品等のこれまでアルミ化出来なかった製品のアルミ化も可能になることが期待される。
【図面の簡単な説明】
【００２４】
【図１】本発明に係る鋳造方法の実施に用いた半連続鋳造装置の例を示す。
【図２】本発明に係る鋳造方法に用いる受け型の形状例の半割断面図を示す。
【図３】冷却速度と鋳造組織の関係を示す。
【図４】本発明にて得られた羽毛状晶ビレットのマクロ組織写真を示す。
【図５】本発明にて得られた羽毛状晶ビレットのミクロ組織写真を示す。
【図６】粒状晶と羽毛状晶との比較写真を示す。
【図７】スズ添加にて一方向凝固性を確認した結果を示す。
【図８】試験評価に供したＪＩＳ７００３合金の化学成分組成を示す。
【図９】予備実験に用いた一方向凝固装置の構造を示す。
【図１０】一方向凝固内に用いたチルプレートの半割断面図を示す。
【図１１】冷却速度と金属組織の関係を示す。
【図１２】本発明に係る種付け方法にて得られた鋳塊の金属組織写真を示す。
【符号の説明】
【００２５】
１ 黒鉛鋳型
２ 水冷ジャケット
２ａ 冷却水
３ 昇降装置
４ 溶湯
５ ビレット
６ａ，６ｂ 熱電対
７ 断熱ヘッダー部
１０ 受け型
【技術分野】
【０００１】
本発明は、羽毛状晶組織からなるアルミニウム合金鋳塊及びその鋳造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
アルミニウム合金は、連続鋳造法（半連続鋳造を含む）にてビレットと称される鋳塊を鋳造し、押出加工等に供されている。
押出加工には直接押出と間接押出があるがいずれの場合にも熱間でビレットを押圧し、ダイス孔を通過させる塑性加工にて押出形材を得るものである。
従って、押出加工時にはダイスに大きな押出圧力が負荷されるとともにダイス孔のベアリング面をアルミニウム合金が通過する際の押出抵抗にてダイスにたわみひずみが生じる。
従来から広く使用されているＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金（ＪＩＳ６０００系合金）は比較的押出性に優れているがＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金より高強度であるＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金（ＪＩＳ７０００系合金）は押出成形性がＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金に比較して悪く、ダイス割れ等ダイス寿命が短くなり、その結果、押出製品が高価になる技術的課題があった。
また、押出圧が高いことは、押出装置の稼働に必要なエネルギーも多大になるので省エネルギーの観点からも押出性に優れたアルミニウム基合金が必要とされていた。
【０００３】
（非特許文献１）には、ＪＩＳ６０６３合金を用いて粒状晶ビレットと全羽毛状晶ビレットとの押出性比較をした実験結果を開示している。
この報告によると全羽毛状晶の方が、粒状晶よりも約３０％以上押出時間が短くなっている。
よって、押出性の悪いＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金において安定した羽毛状晶から得られれば、さらに大きな押出性改善が期待できる。
【０００４】
しかし、非特許文献１において検討された羽毛状晶合金は、ＪＩＳ６０６３合金であり、当時主流であったＤＣ鋳造法（鋳型冷却による一次冷却と直接水冷による二次冷却による鋳造方法）によるものであり、ホットトップ鋳造法（鋳型の上部に断熱ヘッダー部を有し、鋳型上部にフロートを有していない鋳造方法）に対する知見は得られていない。
【０００５】
【非特許文献１】「全羽毛状晶からなる６０６３ＤＣビレットの工業的規模押出し試験について」、室町茂雄，多々静夫，時沢貢，穴田博、軽金属、Ｐ５４５〜Ｐ５５０ Ｖｏｌ．３０、Ｎｏ．１０、１９８０
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
本発明の目的は、第１に、連続鋳造法による羽毛状晶アルミニウム合金の鋳造方法の提供にあり、第２に、種結晶を用いた種付け法による羽毛状晶アルミニウム合金の鋳造方法にある。
更には、そのようにして製造された羽毛状晶鋳塊の提供を目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
本発明は、連続鋳造法において、鋳塊の下端（鋳塊の鋳造先端部）を受ける受け型に羽毛状晶発生起点を形成すれば羽毛状晶の方が粒状晶よりも優先的に成長する特性を活かして羽毛状晶鋳塊（ビレット）を得ることができると推定して実験検討した結果、本発明に至った。
また、このような羽毛状晶の成長性を活かして、羽毛状晶の種結晶を用いた種付け鋳造方法も検討した。
【０００８】
本発明に係るアルミニウム合金の鋳造方法は、上下に貫通した鋳型の上部に溶湯を投入し、鋳型の下部から出てくる鋳塊に冷却水を噴射し、鋳塊の下端を受け型で受けるアルミニウム合金の鋳塊の連続鋳造方法であって、受け型の鋳塊受け面に溝部を形成することで羽毛状晶発生起点を出現させ、金属組織が羽毛状晶からなる鋳塊を得ることを特徴とする。
受け型の鋳塊受け面に溝部を形成したことにより、溝部からの急冷効果によって凝固ひずみが生じ、羽毛状晶が発生する。
ここで溝部の形状は直線状でも曲線状でもよい。
なお、受け型外形が円柱状の場合には同心円状の溝部が好ましい。
本発明にて羽毛状晶とは鳥の羽根に似た羽毛状の結晶組織をいい、結晶学的な特徴から成長双晶とも呼ばれ、粒状晶及び柱状晶に対比される金属組織である。
【０００９】
請求項３記載の発明は、受け型は、冷却用の溝部又は孔部若しくは中空部を設けてあることを特徴とする。
また、受け型の側部外周に沿って溝部を形成し、溝部に受け型側部を貫通する冷却孔を設けてもよく、さらには受け型に中空部を設けて中空部に冷却水を流し込んでもよい。
受け型の冷却効果を高くすることで受け面から上方に向けて一方向凝固性を確保する。
この場合に受け面直上、約２ｍｍで冷却速度６０〜７０℃／ｓｅｃにするのが好ましい。
【００１０】
アルミニウム合金は、展伸用合金であれば特に成分を限定する必要がないが、押出性向上の効果が高い点ではＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系の高強度合金に適用するのがよい。
この種の合金は特に押出性が悪く、ダイス寿命も短いからである。
Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金とはアルミニウム基に最も多く含有する成分がＺｎで次にＭｇ成分であるアルミニウム合金をいい、Ｃｕを含まない溶接構造用合金とＣｕを含む高力合金とがある。
【００１１】
粒状晶と柱状晶との中間的な鋳造条件にて鋳造すると羽毛状晶が得られ、局部的に羽毛状晶が出現すると、それを起点に全羽毛状晶が得られることから、羽毛状晶を種結晶として種付け方法にて羽毛状晶の鋳塊が得られる。
【発明の効果】
【００１２】
本発明においては、連続鋳造方法にて使用する鋳塊の受け型の鋳塊受け面に溝部を形成することで鋳塊に溝部急冷効果による凝固ひずみを形成し、安定した羽毛状発生起点となる。
また、例えば受け型の冷却水が当たる側部外周に溝部、冷却孔等を設けること等を手段にして、冷却効果を向上させると高い冷却勾配により鋳塊組織の殆どが羽毛状晶からなる鋳塊を連続的にあるいは半連続的に鋳造できる。
羽毛状晶鋳塊の一部を例えば板状に切り出し種結晶とすると、フロート式ＤＣ鋳造方法、ホットトップ鋳造方法等の連続鋳造方法にて種付けすることのみならず、少量生産の場合に適したバッチ式鋳造炉にても簡単に羽毛状晶鋳塊が得られる。
【００１３】
本発明に係る羽毛状晶鋳塊を押出ビレットとして用いて、押出試験したところ押出性が３０％以上向上した。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１４】
以下、本発明に係る羽毛状晶鋳塊の鋳造例について説明する。
試験評価に用いたＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金の化学組成を図８の表に示す。
ＪＩＳ７００３合金に相当し、溶解前の化学組成と溶解後の化学組成を示す。
【００１５】
まず、事前に冷却速度と鋳造組織の関係を把握すべく、図９に示したような一方向凝固装置を用いて実験評価した。
一方向凝固装置は外径９０φｍｍ、内径２５φｍｍ、高さ１５０ｍｍの半割可能な断熱材鋳型の底部にチルプレートを配設したものであり、鋳型をヒーターで加熱できるようになっている。
鋳型及びチルプレートには温度測定用の熱電対を挿入してある。
チルプレートの形状を図１０に示す。
なお、図１０はチルプレートの縦方向半割断面図を示す。
チルプレートはアルミ製からなり、ビレット当り面はａ１＝２５φｍｍであり、上面の中央部に深さａ４＝３ｍｍ、幅ａ２＝５ｍｍ及び幅ａ３＝３ｍｍの２本の直線溝を入れてある。
熱電対をチルプレートの下側から挿入し、ａ２，ａ３の溝底及び平坦部から２ｍｍ、４ｍｍの高さに配設してチルプレート直上の温度を測定して冷却曲線を採取できるようにした。
この装置に溶解した約２００ｇの溶湯を流し込み、溶湯温度と鋳型温度を変化させて鋳造実験をした。
なお、チルプレートは実験開始前に１００℃まで水冷し、注湯後は水冷を行った。
水量は７Ｌ／ｍｉｎであった。
図１１のグラフに熱電対の高さと冷却曲線の直線勾配から求めた冷却速度℃／ｓｅｃとの関係を示す。
この結果、チルプレートの直上２ｍｍの高さでおおむね、冷却速度が６０〜７０℃／ｓｅｃの範囲にて全羽毛状晶になっていることが明らかになった。
【００１６】
次に図１に示すようなホットトップ方式の半連続鋳造装置を用いて鋳造方法の実験を行った。
半連続装置は外径φ７８ｍｍ、内径φ５０ｍｍ、高さ６５ｍｍの上下に貫通した黒鉛鋳型１の上部に断熱材からなるヘッダー部（湯だめ部）７を配設してある。
ヘッダー部７に注湯した溶湯４は鋳型の上部から下部に向けて流れ込み、受け型１０の受け面にて初期冷却凝固し、鋳塊（ビレット）５の側部に設けた水冷ジャケット２から噴射された冷却水２ａにて冷却されながら鋳造が進行する。
この受け型１０の受け面での初期冷却にて羽毛状晶が出現すれば、これが種になりほぼ全羽毛状晶のビレットになる。
そこで初期冷却の冷却速度が６０〜７０℃／ｓｅｃとなる受け型の形状例を図２に示す。
なお、図２は受け型の縦方向半割断面図を示す。
鋳塊を受ける受け型１０の受け面１１には同心円状に深さｂ５＝３ｍｍ、幅５ｍｍ（ｂ２＝２５φｍｍ，ｂ３＝１５φｍｍ）の溝１２を形成してある。
この溝１２は、局部的な急冷凝固により凝固ひずみを生じさせることで羽毛状晶の発生起点とするものである。
【００１７】
受け型１０の側面には外周方向に沿って溝幅ｂ７＝１０ｍｍの深さ５ｍｍ（ｂ１２＝４０φｍｍ，ｂ１３＝５０φｍｍ）また外周溝１３には横方向に貫通したφ１０ｍｍの冷却孔１４ａ、１４ｂを十字状にクロス配置してある。
この外周溝１３及び冷却孔１４ａ、１４ｂは冷却水が当たる部分であり、受け型１０の冷却能を向上させるためのものである。
今回試験評価に用いた受け型１０は銅製とした。
このような半連続鋳造装置を用いて鋳造実験評価した結果、溶湯温度７３０〜７７０℃、好ましくは７５０〜７７０℃，鋳型温度５００〜６００℃，鋳造速度５０〜６０ｍｍ／ｍｉｎにて安定して全羽毛状晶ビレットが得られた。
なおこのときの水量は１５Ｌ／ｍｉｎであった。
【００１８】
この時の冷却速度を鋼線挿入探深法（鋼線を鋳型中心に垂直に挿入し時間変化とともに凝固界面の高さの基準位置からのずれ量を測定することで凝固速度を求める方法）を用いて測定した結果を図３に示す。
この結果、鋳型５００℃溶湯７７０℃のものは先に求めた羽毛状晶発生範囲に一致していた。
【００１９】
図４に全羽毛状晶ビレットのマクロ組織写真を示す。
この結果、羽毛状発生起点から約６０ｍｍで鋳塊全断面に成長し、ほぼ１００％の羽毛状晶になっていることが分かる。
また、ビレット上部に行くほど鋳塊軸に平行で微細になっていることも明らかになった。
図５にビレット高さ５００ｍｍ部分の縦断面ミクロ組織を示し、（ｂ）中央部、（ａ）左側端部、（ｃ）右側端部の組織写真である。
羽毛状晶は板状の双晶組織になっていて、中央部（ｂ）は鋳塊軸に平行であり、左側端部、右側端部も多少外側に角度がついているものの、ほぼ鋳塊軸に平行な双晶組織を有している。
【００２０】
図６は粒状晶の組織写真例（ａ）と本発明に係る羽毛状晶の組織写真例（ｂ）とを示す。
図６（ａ）は、鋳型温度５００℃，溶湯温度７１０℃，鋳造速度６０ｍｍ／ｍｉｎにて鋳造したもので、図６（ｂ）は溶湯温度７７０℃にして鋳型温度５００℃，鋳造速度６０ｍｍ／ｍｉｎで鋳造したものである。
図６（ａ）の粒状晶の平均結晶粒径は１３５．８μｍであり、図６（ｂ）の双晶間隔の平均値が８０．６μｍであることから平均結晶間隔は４０．３μｍとなり、（ａ）の粒状晶の平均粒径に比較して非常に小さいことが明らかになった。
これにより、全羽毛状晶ビレットは均質化処理時間も粒状晶ビレットに比較して短いと推定できる。
【００２１】
図７は、鋳造中に少量のスズ（Ｓｎ）を添加して凝固界面を検出して一方向凝固性を確認した結果を示す。
鋳造中に少量のスズを添加するとアルミニウムよりも比重が大きく、融点の低いスズが凝固界面まで沈み、スズの層を形成する。
鋳型温度５００℃，溶湯温度７３０℃，鋳造速度６０ｍｍ／ｍｉｎ，鋳造開始より９０ｓ，１５０ｓ後にスズを添加したもので凝固界面は極めて水平に近い状態になっていて一方向凝固性が確認できた。
【００２２】
図１に示した半連続鋳造装置を用いて得られた鋳塊から板厚１０ｍｍの種結晶となる種板を円板状に切り出し、これを、図９に示したチルプレートに載置し、鋳型温度５００℃，種板を３００℃に予備加熱した状態で上から溶湯温度７８０℃の溶湯を流し込んで鋳造した。
その鋳塊の金属組織写真を図１２に示すように鋳塊のほぼ全域にわたって羽毛状晶になっていた。
【産業上の利用可能性】
【００２３】
本発明により羽毛状晶からなる鋳塊が得られることから、このような羽毛状晶鋳塊を用いると押出圧が低下し、押出ダイスの型寿命の向上、生産エネルギーの省エネ化を図ることができ、押出材の生産性が向上する。
また、複雑な形状を有する形材の押出生産も可能になり、自動車部品等のこれまでアルミ化出来なかった製品のアルミ化も可能になることが期待される。
【図面の簡単な説明】
【００２４】
【図１】本発明に係る鋳造方法の実施に用いた半連続鋳造装置の例を示す。
【図２】本発明に係る鋳造方法に用いる受け型の形状例の半割断面図を示す。
【図３】冷却速度と鋳造組織の関係を示す。
【図４】本発明にて得られた羽毛状晶ビレットのマクロ組織写真を示す。
【図５】本発明にて得られた羽毛状晶ビレットのミクロ組織写真を示す。
【図６】粒状晶と羽毛状晶との比較写真を示す。
【図７】スズ添加にて一方向凝固性を確認した結果を示す。
【図８】試験評価に供したＪＩＳ７００３合金の化学成分組成を示す。
【図９】予備実験に用いた一方向凝固装置の構造を示す。
【図１０】一方向凝固内に用いたチルプレートの半割断面図を示す。
【図１１】冷却速度と金属組織の関係を示す。
【図１２】本発明に係る種付け方法にて得られた鋳塊の金属組織写真を示す。
【符号の説明】
【００２５】
１ 黒鉛鋳型
２ 水冷ジャケット
２ａ 冷却水
３ 昇降装置
４ 溶湯
５ ビレット
６ａ，６ｂ 熱電対
７ 断熱ヘッダー部
１０ 受け型
【特許請求の範囲】
【請求項１】
上下に貫通した鋳型の上部に溶湯を投入し、鋳型の下部から出てくる鋳塊に冷却水を噴射し、鋳塊の下端を受け型で受けるアルミニウム合金の鋳塊の連続鋳造方法であって、
受け型の鋳塊受け面に溝部を形成することで羽毛状晶発生起点を出現させ、金属組織が羽毛状晶からなる鋳塊を得ることを特徴とするアルミニウム合金の鋳造方法。
【請求項２】
溝部が同心円状に形成してあることを特徴とする請求項１記載のアルミニウム合金の鋳造方法。
【請求項３】
受け型は、冷却用の溝部又は孔部若しくは中空部を設けてあることを特徴とする請求項１又は２記載のアルミニウム合金の鋳造方法。
【請求項４】
受け型は、側部外周に沿って溝部を形成し、溝部に受け型側部を貫通する冷却孔を設けてあることを特徴とする請求項３記載のアルミニウム合金の鋳造方法。
【請求項５】
アルミニウム合金は、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金であることを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載のアルミニウム合金の鋳造方法。
【請求項６】
請求項１〜５のいずれかに記載の方法で得られた羽毛状晶鋳塊の一部を切断して種結晶として種付け法により得られたものであることを特徴とする羽毛状晶鋳塊。
【請求項１】
上下に貫通した鋳型の上部に溶湯を投入し、鋳型の下部から出てくる鋳塊に冷却水を噴射し、鋳塊の下端を受け型で受けるアルミニウム合金の鋳塊の連続鋳造方法であって、
受け型の鋳塊受け面に溝部を形成することで羽毛状晶発生起点を出現させ、金属組織が羽毛状晶からなる鋳塊を得ることを特徴とするアルミニウム合金の鋳造方法。
【請求項２】
溝部が同心円状に形成してあることを特徴とする請求項１記載のアルミニウム合金の鋳造方法。
【請求項３】
受け型は、冷却用の溝部又は孔部若しくは中空部を設けてあることを特徴とする請求項１又は２記載のアルミニウム合金の鋳造方法。
【請求項４】
受け型は、側部外周に沿って溝部を形成し、溝部に受け型側部を貫通する冷却孔を設けてあることを特徴とする請求項３記載のアルミニウム合金の鋳造方法。
【請求項５】
アルミニウム合金は、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金であることを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載のアルミニウム合金の鋳造方法。
【請求項６】
請求項１〜５のいずれかに記載の方法で得られた羽毛状晶鋳塊の一部を切断して種結晶として種付け法により得られたものであることを特徴とする羽毛状晶鋳塊。
【図１】
【図２】
【図３】
【図８】
【図９】
【図１０】
【図１１】
【図４】
【図５】
【図６】
【図７】
【図１２】
【図２】
【図３】
【図８】
【図９】
【図１０】
【図１１】
【図４】
【図５】
【図６】
【図７】
【図１２】
【公開番号】特開２００８−７７５（Ｐ２００８−７７５Ａ）
【公開日】平成２０年１月１０日（２００８．１．１０）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２００６−１７１３１７（Ｐ２００６−１７１３１７）
【出願日】平成１８年６月２１日（２００６．６．２１）
【新規性喪失の例外の表示】特許法第３０条第１項適用申請有り 平成１８年２月１６日 国立大学法人富山大学主催の「平成１７年度 富山大学大学院理工学研究科 博士前期課程（工学系） 物質生命システム工学専攻 材料工学講座 修士論文発表会」において文書をもって発表
【新規性喪失の例外の表示】特許法第３０条第１項適用申請有り 平成１８年４月１３日 社団法人軽金属学会発行の「第１１０回春期大会講演概要集」に発表
【出願人】（３０５０６０５６７）国立大学法人富山大学 (194)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成２０年１月１０日（２００８．１．１０）
【国際特許分類】
【出願日】平成１８年６月２１日（２００６．６．２１）
【新規性喪失の例外の表示】特許法第３０条第１項適用申請有り 平成１８年２月１６日 国立大学法人富山大学主催の「平成１７年度 富山大学大学院理工学研究科 博士前期課程（工学系） 物質生命システム工学専攻 材料工学講座 修士論文発表会」において文書をもって発表
【新規性喪失の例外の表示】特許法第３０条第１項適用申請有り 平成１８年４月１３日 社団法人軽金属学会発行の「第１１０回春期大会講演概要集」に発表
【出願人】（３０５０６０５６７）国立大学法人富山大学 (194)
【Ｆターム（参考）】
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