Iビーム鋳型に鋳造したAl-Mg-Si系合金の鋳造割れおよび凝固組織

I ビーム鋳型に鋳造した Al-Mg-Si 系合金の鋳造割れおよび凝固組織
研究論文
39
Iビーム鋳型に鋳造した Al-Mg-Si 系合金の
鋳造割れおよび凝固組織
才川清二*　前田裕樹** 池野進***
太田宗貴****　折井晋****
Research Article
J. JFS, Vol. 87, No. 1（2015）pp. 039 ～ 045
Hot Tearing and Solidification Structures of
Al-Mg-Si Alloys Cast in I-beam Shaped Mold
Seiji Saikawa*, Yuki Maeda**, Susumu Ikeno***
Kazuki Ota**** and Shin Orii****
The behavior of hot-tearing and solidification structures in Al-2~6mass%Mg-0~3mass%Si alloys cast in I-beam shaped
mold was investigated by XRD, DSC measurements and OM, SEM-EDS observations. In the as-cast state of all alloys, solidification structures mainly consisted of primary crystallized α-Al and secondary crystallized eutectics, such as Al8Mg5,
Mg2Si, and Si phases. The shape of α-Al phase changed from celler to dendritic when Mg and Si contents increased. The
area fraction of the hot-tearing region decreased with increasing amount of crystallized eutectic phases with increasing Mg
and Si contents, due to the healing effects on cracks at the hot-tearing regions. The temperature range between the liqidus
and solidus phases and the cell size of the α-Al phase had more or less no influence on the hot-tearing.
Keywords : Al-Mg-Si alloy, casting, I-beam test, hot tearing, eutectic
しかしながら，本系合金には鋳造時に割れが生じ易いと
１．緒　言
6 ～ 8）
いう実製造上の大きな課題を残しているため
，自動車
アルミニウムに主溶質として 2 ～ 6mass%（以下 % と略
分野における部品適用は未だ極めて限定的となっている．
す）程度のマグネシウムを含有した Al-Mg 合金は古くか
そこで本研究においては Al-Mg-Si 系合金の主溶質である
ら実用合金として用いられており，例えば JIS の鋳造用規
Mg，Si を種々変化させることにより，鋳造時における割
格合金としては AC7A，ADC5 並びに ADC6 がこれに相当
れ性並びに凝固組織を検討した．
し，また，展伸用の規格合金としては 5052 などが知られ
1）
ている．これらの合金は鋳放しのままあるいは均質化処
2．実験方法
理を施すことにより，比較的高い延性と強度を兼ね備えて
調査した組成，合金名称並びに略記号を Table 1 にあ
おり，加えて実用アルミニウム合金の中で最も優れた耐食
わせて示す．調査した組成範囲は，実用の鋳造合金の主
性も有することから，例えば船舶用外板，部品及び輸送車
要組成を網羅する Mg 並びに Si 含有量とした．すなわち，
2）
両用の構造部品などに使用されている．さらに近年では，
ADC5，ADC6 並びに magsimal-59 合金
4）
の Mg 及び Si 含
ダイカスト用合金として，Si を従来よりも多く含有した
有量を含む Al-2 ～ 6%Mg-0 ～ 3%Si 合金の 12 組成を調査対
非熱処理型合金が欧米で開発され，自動車のフレームや内
象とした．いずれの合金とも不可避不純分として Zn，Cu，
板材として適用されることにより，車体の軽量化が従来に
Sr，Ca，及び Na をごく微量含んでおり，ここに Mg の酸
3 ～ 5）
もましてより進展しつつある
．
化減耗を防止することを目的として Be を 0.0025% 添加し
受付日：平成 26 年 6 月 11 日，受理日：平成 26 年 10 月 2 日（Received on June 11, 2014; Accepted on October 2, 2014）
* 富山大学　University of Toyama
** 富山大学大学院理工学教育部（現；シロキ工業（株））
Graduate School of Science and Engineering for Education, University of Toyama（Present address; Shiroki Corporation,
Aichi）
*** 北陸職業能力開発大学校　Hokuriku Polytechnic College
**** （株）アーレスティ　Ahresty Corporation
40
鋳造工学　第 87 巻（2015）第 1 号
た．合金は純 Al，Al-10%Mg，Al-20%Si 及び Al-2.5%Be の
度とすることで，鋳造時の溶湯温度を過熱度一定とした．
インゴットを目標組成となるように秤量して鋳造に供した．
鋳造割れ性の評価には雄谷ら
Al-2 ～ 6%Mg 合金における液相及び固相線温度の断面状
造法を用いることとした．Fig. 2 に鋳型の模式図を示す．
態図を，DSC 測定結果及び P. Villars らの三元状態図
9）
を
10）
が考案した I ビーム鋳
I ビーム形状の凝固収縮部分である長手方向の長さが 70，
基に作成した．この結果を Fig. 1 に示す．ここで示される
95，及び 140mm の 3 種類の鋳型を使用した（以下，70
各合金の液相線温度より 50℃高い温度をそれぞれの注湯温
mm 鋳型，95 mm 鋳型並びに 140mm 鋳型と略す）．鋳型
Table 1 Chemical composition, mass%.
は幅 5mm，140mm 鋳型は幅 7mm，縦 25mm の断熱材を
の長手方向の中央部に 70mm 鋳型は幅 3mm，95mm 鋳型
接着し，最終凝固部が鋳物中央部となるようにした．この
化学組成．
部分で凝固途中で鋳物の収縮応力がその時の熱間強度を
Mg
Si
Fe
Mn
Al
Code
上回ると鋳造割れが発生する．
Al-2Mg
1.802.54
0.43
0.08
<0.01
bal.
2Mg
秤量した材料を 700℃の電気炉で溶解し保持後，溶湯中
Al-2Mg-1Si
1.92
0.86
0.08
<0.01
bal.
2Mg-1Si
Al-2Mg-2Si
2.02
1.66
0.08
<0.01
bal.
2Mg-2Si
Al-2Mg-3Si
1.951.97
2.873.22
0.12
<0.01
bal.
2Mg-3Si
Al-4Mg
3.764.28
0.50
0.11
0.01
bal.
4Mg
Al-4Mg-1Si
3.80
0.95
0.11
<0.01
bal.
4Mg-1Si
Al-4Mg-2Si
4.12
2.14
0.11
<0.01
bal.
4Mg-2Si
Al-4Mg-3Si
4.28
3.47
0.11
<0.01
bal.
4Mg-3Si
Al-6Mg
6.126.13
0.07
0.15
0.01
bal.
6Mg
Al-6Mg-1Si
60.8
0.81
0.15
<0.01
bal.
6Mg-1Si
Al-6Mg-2Si
5.99
1.95
0.15
<0.01
bal.
6Mg-2Si
Al-6Mg-3Si
5.966.76
2.342.79
0.16
0.02
bal.
6Mg-3Si
へ黒鉛パイプを挿入してアルゴンガスによるバブリング
を約 120 ～ 180s 行い脱ガスした．約 15 分間の鎮静後，各
30
55
55mm
cavity
(depth：25mm)
Temperature, ℃
(a)
(b)
Liquidus
650
L
Fig. 2 Schematic drawing of “I-beam” tested mold. L is
distance between flanges, 70, 95, and 140mm were chosen.
I-ビーム試験鋳型の模式図．Lはフランジ間の距離であり，
70, 95 並びに140mmが選択される．
(b)
(a)
Zn,Cu and Ti:0.01>, Sr:0.0001, Ca:0.0007>,
Na:0.0004～0.0007, Be:0.0016～0.0047
700
insulator
35 20
15
Alloy
(c)
Liquidus
Liquidus
50μm
(c)
600
Solidus
Solidus
550
Solidus
500
0
1
2
3
0
1
2
3
0
1
2
3
Si, mass%
Fig. 1 Cross-section diagrams of（a）Al-2%Mg-0~3%Si,
（b）Al-4%Mg-0~3%Si, and（c）Al-6%Mg-0~3%Si alloys.
● means results of DSC in this study and symbols ■
means derived from ref. 9.
（a）Al-2%Mg-0 ～ 3%Si,（b）Al-4%Mg-0 ～ 3%Si 及び（c）
Al-6%Mg-0 ～ 3%Si 合金の各断面状態図．●印は本研究
８）
でのDSCによる測定結果であり，■は参考文献
引用である．
からの
5mm
50μm
Fig. 3 Observation results of I-beam castings.
（a）Appearance of fractured surface.
（b）Hot-tearing region observed by SEM-SEI in（a）.
（c）Non-torn region observed by SEM-SEI in（a）.
I-ビーム鋳物の観察結果．
（a）破面の外観．
（b）
（a）においてSEM-SEIにより観察した鋳造割れ．
（c）
（a）においてSEM-SEIにより観察した非鋳造割れ．
I ビーム鋳型に鋳造した Al-Mg-Si 系合金の鋳造割れおよび凝固組織
合金毎に液相線温度より 50±5℃高い過熱度を注湯温度と
(a)
して I ビーム鋳型に鋳造した．鋳型温度はいずれの注湯温
6
度においても 200±5℃にて鋳造を行った．
4
鋳造した I ビーム鋳物の評価は 2 通りの方法で行った．
1 つは雄谷らの方法
10）
と同様に目視による割れの有無の確
認である．もう 1 つは鋳造割れ面積率の測定による評価
2
11）
Al
とした．すなわち，I ビーム鋳物の割れ破面は Fig. 3 に示
すように多くの場合，凝固途中の鋳造割れと凝固後に生じ
の面積を 100% とした場合，鋳造割れによる破面の面積率
6
の割合を鋳造割れ面積率と定義し求めた．これら破面の観
4
察は SEM の二次電子像観察により行った．
2
晶出組織の同定は SEM-EDS による元素分析及び XRD
による結晶構造解析により行った．XRD の測定は Cu-Kα
Al
1
線を用い，40kV，40mA の条件で測定した．SEM-EDS は
加速電圧 15kV の条件で実施した．
6
3. 1　鋳造割れ性に及ぼす初晶 α-Al 相の影響
4
拘束長さ 70mm，95mm 及び 140mm における各合金鋳
2
物の Si，Mg 含有量別の鋳造割れ発生の有無を Fig. 4 に
Al
示す．Fig. 4（a）に示した拘束長さ 70mm の場合，各合金
1
鋳物において割れは発生しなかった．Fig. 4（b）に示した
割れが発生した．Fig. 4（c）に示した拘束長さが最も長い
140mm の場合は，その長さと共に収縮応力も最も高まっ
たため，全ての合金鋳物で割れが発生したと考えられた．
Fig. 5 に拘束長さ 140mm における各合金鋳物の鋳造割
れ面積率を示す．最も低溶質である 2Mg 及び 2Mg-1Si 合
2
3
Si, mass%
(c)
3．結果及び考察
Al-2 ～ 4%Mg-0 ～ 2%Si の低溶質の合金鋳物において主に
3
2
Si, mass%
1
(b)
た熱間割れの 2 種類が混在した状態である．この破面全体
拘束長さ 95mm の場合は，収縮応力が高まることにより，
41
2
3
Si, mass%
Fig. 4 Hot tearing tendencies of Al-Mg-Si ternary
alloys. Length between flanges are（a）70,（b）95 and
（c）140 mm. ● and ▲ show non-torn and completelytorn regions, respectively.
Al-Mg-Si 三元合金の鋳造割れ傾向．フランジ間の長さは
（a）70,（b）95 及び（c）140mm．●及び▲印は，それぞ
れ鋳造割れ無しと完全な鋳造割れを示す．
金では鋳造割れ面積率が 100% の完全破断であり最も割
れやすかった．溶質濃度が高まるにつれて鋳造割れ面積
率が減少する傾向を示し，とくに 4Mg-3Si，6Mg-2Si 及び
6Mg-3Si 合金においては鋳造割れ面積率が 70 ～ 75% の最
６
も低い値を示した．
Fig. 6 に拘束長さ 140mm における各合金鋳物の割れ破
面近傍のミクロ組織を示す．溶質 Si 及び Mg 濃度の低い
2Mg 並びに 4Mg 合金の場合，白色で示される初晶 α-Al 相
の晶出形状はセル状であった．溶質濃度の増加に伴い初晶
α-Al 相の形状が変化しており，2Mg-1Si，2Mg-2Si，2Mg3Si，4Mg-1Si，4Mg-2Si 及び 6Mg の 6 合金においては，初
晶 α-Al 相が幾分伸長したいわゆるセルラーデンドライト
へと形状変化した．これらに比べてさらに溶質濃度の高い
6Mg-1Si，6Mg-2Si，6Mg-3Si 及び 4Mg-3Si の 4 合金におい
ては，初晶 α-Al 相のセル間隙に共晶相が比較的多く晶出
した，いわゆるデンドライト状へと形状変化したことが示
４
２
Al
98
99
100
１
91
92
100
70
92
98
２
Si, mass%
75
74
88
３
Fig. 5 Area fraction of hot-tearing region on fractured
surface in Al-Mg-Si I-beam castings（L=140mm）.
Al-Mg-Si 系Iビーム鋳物（L=140mm）の破面上の鋳造割
れ面積率．
された．前述 Fig. 5 の 4Mg-3Si，6Mg-2Si 及び 6Mg-3Si の
3 合金において鋳造割れ面積率が最小となった一因として
一般に亜共晶型アルミニウム合金においては，例えば
以上のような α-Al デンドライト形状と共晶相の組織変化
Al-Si 系合金並びに Al-Cu 系合金等における鋳造割れ性の
が考えられた．
検討が以前よりなされている．すなわち，溶質濃度の増加
42
鋳造工学　第 87 巻（2015）第 1 号
Fig. 7 には各合金鋳物における初晶 α-Al 相のセルサイズ
や微細化元素の添加に伴う初晶 α-Al 相の形状変化等に加
えて，凝固途中の固液共存領域における α-Al 相のデンド
を測定した結果並びに 2Mg-2Si 及び 6Mg-2Si 合金鋳物の鋳
ライトネットワーク形成時期とこれらを構成する結晶の
造割れ破面をそれぞれ示す．Mg 含有量が 2%，4% 並びに
1, 10, 12）
大きさが鋳造割れ性に大きく影響するとされる
．本
研究においては α 単相領域の比較的大きい Al-Mg 合金で
6%Mg であり，これらに Si を無添加及び 1 ～ 3% 添加した
場合，Si 添加によるセルサイズの変化は明瞭に認められな
かった．一方，Mg 含有量が 2% から 4% ～ 6% へ増加する
あったこともあり，とくに低溶質側の結晶粒径は測定困難
であった．そこで比較的測定が容易であった初晶 α-Al 相
ことによりいずれの Si 含有量においてもセルサイズは小さ
のセル幅を測定し，検討することとした．
くなる傾向を示し，約 24μm から約 20μm へと減少した．こ
のことは図の上部に示した 2Mg-2Si 並びに 6Mg-2Si 合金鋳
6Mg-1Si
6Mg
物の鋳造割れ破面の SEM による二次電子像からも推察され
6Mg-3Si
6Mg-2Si
る．しかしながら，前述したように割れ面積率が 70 ～ 75%
であり最も割れが減少した 4Mg-3Si，6Mg-2Si 及び 6Mg-3Si
合金鋳物のセルサイズが，割れ面積率が 98 ～ 99% と大きい
4Mg 並びに 6Mg とほぼ同じ値であることから，鋳造割れ性
4Mg
4Mg-1Si
4Mg-2Si
4Mg-3Si
へのセルサイズの影響はほとんどないと考えられた．
3. 2　鋳造割れ性に及ぼす共晶相の影響
前述の 3. 1 項で述べたように固液共存領域で発生する鋳
造割れにおいては，構成相である初晶 α-Al 相に加え，凝
2Mg
固末期の共晶相の晶出が大きく影響する
2Mg-3Si
2Mg-2Si
2Mg-1Si
1, 10）
．そこで本項
では共晶の影響について検討することとした．
Fig. 8 には 6Mg，6Mg-3Si，2Mg 及び 2Mg-3Si 合金鋳物
の二次電子像と EDS による点分析結果をそれぞれ示す．
40μm
Fig. 6 Optical micrographs of central portion between
flanges of I-beam castings（L=140mm）.
Iビーム鋳物（L=140mm）のフランジ間の中央部におけ
る光学顕微鏡組織．
2Mg-2Si
α-Al cell size, μm
2Mg
4Mg
6Mg
30
点分析結果 1 及び 5 において測定された Mg 量の値が母相
6Mg
6Mg-3Si
1
6Mg-2Si
50μm
40
先ず Si を含有しない 6Mg 及び 2Mg の両合金とも非平衡
晶出したと思われる α-Al 相の間隙及び粒界上の共晶相は，
2Mg
4
3
2
2Mg-3Si
5
7
8
2Mg-2Si
9
6
20
20μm
6Mg-2Si
Results of EDS ,at%
10
-1
0
1
2
3
4
Si, mass%
Fig. 7 Change in α-Al cell size with Mg and Si contents
in Al-Mg-Si I-beam castings.
Al-Mg-Si 系Iビーム鋳物におけるMg, Si 含有量に伴うα-Al
セルサイズの変化．
portion
1
2
3
4
5
Mg
5.6
3.2
8.9
2.5
2.5
Al
94.4
96.8
87.7
96.5
97.5
Si
0.0
0.0
3.4
1.1
0.0
portion
6
7
8
9
Mg
1.3
1.4
25.5
1.0
Al
98.7
72.2
59.2
97.9
Si
0.0
26.6
15.3
1.1
Fig. 8 SEM-EDS analysis results of crystallized phases
in as-cast I-beam castings.
鋳放ししたIビーム鋳物における晶出のSEM-EDS分析結果．
I ビーム鋳型に鋳造した Al-Mg-Si 系合金の鋳造割れおよび凝固組織
Intensity
100 CPS
○-Al, □-Al₈Mg₅, ▲-Mg2Si, ▽-Si
○
○
43
-Mg2Si,
○ □
○
○
○
-Al8Mg5,
-Si
Mg2Si
６
2Mg
2Mg-3Si
○ ○
▲
▽
○
○▲ ○
○
30
40
50
２
▲
▽
6Mg-3Si
４
○
Al
▲
60
▲
▲
70
１
80
2 θ, Degree
２
Si, mass%
３
Fig. 10 Crystallized phase diagram in Al-Mg-Si ternary
alloys cast by I-beam mold.
Iビーム鋳型で鋳造した Al-Mg-Si 系三元合金の晶出相状
Fig. 9 X-ray diffraction patterns of as-cast I-beam
castings.
態図．
鋳放しした I ビーム鋳物の X 線回折結果．
れた．第 1 のグループは 2Mg，4Mg 及び 6Mg に代表され
の 2 及び 6 の値よりも高いことから，これらの相は Al-Mg
る Al8Mg5 相のみが共晶晶出した場合，第 2 のグループは
系であると推定された．2Mg-3Si においては母相の点分析
2Mg-2Si，2Mg-3Si 及び 4Mg-3Si に代表される Mg2Si 相と
結果 9 に比べて，晶出相を点分析した 7 及び 8 の結果が異
Si 相が晶出した場合，並びに第 3 のグループは 2Mg-1Si，
なっており，点分析 7 においては Si 量が 26.6at% と非常
4Mg-1Si，4Mg-2Si，6Mg-1Si，6Mg-2Si 及び 6Mg-3Si の 6
に高く，点分析 8 においては Mg 量が 25.5at% と最も高い
合金に代表される Mg2Si 相のみが共晶として晶出した場
値を示すとともに Si 量も 15.3at% と比較的高い値が測定
合である．ここで第 3 のグループの合金群が Mg2Si 相の
された．このことから点分析 7 で示される晶出相は Al-Si
みを晶出したことは，Fig. 10 の図中に破線で示した Al-
系並びに点分析 8 で示される晶出相は Al-Mg-Si 系の共晶
Mg2Si の擬二元共晶の平衡濃度にそれら合金の組成が近い
相である可能性が高いと判断された．6Mg-3Si においては
ことによる．前述の Fig. 5 鋳造割れ面積率の結果と Fig. 10
母相の点分析結果 4 に比べて，晶出相を点分析した 3 では
の晶出相同定結果を比較すると晶出相の種類と割れ面積
Mg 及び Si が 8.9at% 及び 3.4at% と比較的高い値が測定さ
率には明瞭な相関が認められないことが明らかであった．
れた．このことから点分析 3 で示される晶出相は Al-Mg-
Fig. 11 には鋳造割れ面積率と前述 Fig. 1 の結果から求
Si 系の共晶相である思われた．
めた固液共存領域の温度幅の関係を示す．図中には最も割
Fig. 9 には，Fig. 8 で示した中の 3 合金，すなわち 2Mg，2Mg3Si 及び 6Mg-3Si 合金鋳物を XRD で測定した結果を示す．
えて，Al8Mg5 と思われる回折ピークが確認された．この
ことから前述の Fig. 8 の結果を併せて考えると，2Mg 及
び溶質濃度の高い 6Mg の 2 合金における晶出相は Al8Mg5
であると同定された．これと同様にして，2Mg-3Si 合金の
測定結果から Mg2Si 相及び Si と同定される回折ピークが
測定されたことから，前述 Fig. 8 の SEM-EDS において Si
が高く検出された点分析 7 の晶出相は Si 相であり，Si 及
び Mg が高く検出された点分析 8 の晶出相は Mg2Si 相であ
るとそれぞれ同定された．6Mg-3Si 合金の場合，母相以外
110
Area fraction of Hot-tearing
region on fractured surface, %
Si を含有しない 2Mg では母相である Al の回折ピークに加
100
90
80
70
60
6Mg-3Si
6Mg-2Si
4Mg-3Si
50
-5 0 5 10 15 20 25 30 35 40 45 50 55 60 65 70 75 80
Range between solidus and liquidus temp, ℃
には Mg2Si 相の回折ピークが測定されたことから，前述の
Fig. 8 において Mg 及び Si が高く検出された点分析 3 の晶
出相は Mg2Si 相と同定された．
以上のような解析を全ての合金に対して実施し，Al-MgSi の三元組成図上にまとめた結果を Fig. 10 に示す．今
回検討した組成範囲，すなわち全 12 合金においては初
晶 α-Al 相の晶出後，3 つに大別される晶出状態が確認さ
Fig. 11 Effect of range between solidus and liquidus
temperatures on area-fraction of hot tearing region in
Al-Mg-Si I-beam castings. The value of the horizontal
axis was calculated from Fig. 1.
Al-Mg-Si 系Iビーム鋳物の鋳造割れ面積率に及ぼす固相
と液相の温度幅の影響．横軸の値はFig. 1より算出した
ことに注意されたい．
44
鋳造工学　第 87 巻（2015）第 1 号
れ難かった 4Mg-3Si，6Mg-2Si 及び 6Mg-3Si の 3 合金のプ
が多い合金であることが明らかとなった．Al-Cu 並びに Al-
ロットの位置も示した．鋳造割れ面積率が約 75% と低い
Si 合金において共晶晶出量が比較的多くなると，凝固末
ことから，本研究の中でも最も鋳造割れが生じ難いと言え
期における割れの発生初期においてこれらの共晶成分で
る 6Mg-3Si 合金は，固液共存領域の温度幅が約 13℃と最
あった残存融液が初期の割れ発生部に流れ込み，癒着させ
も狭い．しかしながら，6Mg-3Si 合金と同様に鋳造割れ面
ることで割れを低減するという現象が報告されている．
積率が約 71 ～ 74% と低い 6Mg-2Si 及び 4Mg-3Si 合金にお
本研究の Al-Mg-Si 系合金の中でも，とくに Al-Mg2Si の擬
いては，固液共存領域の温度幅が約 23℃と約 54℃が測定
二元共晶組成に近く，かつ溶質 Mg 並びに Si 含有量が高
され，温度幅が比較的広いことが測定された．さらには，
い 4Mg-3Si，6Mg-2Si 及び 6Mg-3Si 合金において，とくに
10）
これら以外の合金も含めて全体的な分布を観ると，今回検
鋳造割れが低減したことは，以上のことにより主に説明さ
討した 12 合金においては固液共存領域の幅と割れ性には
れると考える．
明瞭な相関がないことが明らかとなった．一般に亜共晶型
の Al 合金の鋳造割れ性には，固液共存領域内における準
固相領域の存在の有無とその温度幅が強く影響するとい
う報告がある
1, 7）
．すなわち，デンドライトの成長が途中
4．結　言
Al-2 ～ 6%Mg-0 ～ 3%Si 合金において，I ビーム鋳造法を
用いて Si 及び Mg の含有量の変化に伴う鋳造割れ性を検
まで進みかつその間隙に残存融液が存在する領域である
討した．
為，これが凝固末期に存在した場合，母相強度が極めて低
1）　合金の溶質濃度が高まるにつれて鋳造割れ面積率
い状態で凝固時の収縮応力が加わる事となり，鋳造割れが
は減少する傾向を示し，とくに 4Mg-3Si，6Mg-2Si 及
容易に生じ易くなる現象であり，例えば Al-Si 系合金の亜
び 6Mg-3Si 合金においては鋳造割れ面積率が 70 ～
共晶領域付近の鋳造割れ性の変化がこのメカニズムによ
75% の低値を示し最も割れ難い組成であることが示
り過去に説明されている．本研究の Al-Mg-Si 系合金にお
された．
いても，Al-Si 系と同様なメカニズムにより鋳造割れが影
2）　初晶 α-Al 相の晶出形状は，溶質濃度の増加に伴い
響されている可能性があるとも考えており，今後検討して
変化し，最も低溶質の 2Mg 及び 4Mg 合金がセル状で
行く予定である．
あるのに対して，2Mg-1Si，2Mg-2Si，2Mg-3Si，4Mg-
Fig. 12 には鋳造割れ面積率と各合金において晶出した
1Si，4Mg-2Si 及び 6Mg の 6 合金においては，セルラー
共晶相の面積率の関係を示す．この関係においては比較
デンドライト形状へ変化した．さらに溶質濃度の高
的明瞭な傾向が示されており，共晶面積率が約 10% 以下
と低くその晶出量が少ない場合，鋳造割れ面積率はほぼ
い 6Mg-2Si，6Mg-3Si 及び 4Mg-3Si の 3 合金は，初晶
α-Al 相がさらに伸長し晶出した，いわゆるデンドラ
100% であり非常に割れ易い．これに対して共晶面積率が
イト状へと形状変化し，このことが鋳造割れ面積率が
約 10% から約 20% 強へと増加すると鋳造割れ面積率は約
70 ～ 75% 付近まで減少し，その後，共晶面積率の増加に
最小となった一因と思われた．
3）　今回検討した合金の組成範囲において，共晶相は
伴い漸近した．最も割れの少なかった 4Mg-3Si，6Mg-2Si
3 種類に大別され，α-Al 相に加えて Al8Mg5 相のみ，
及び 6Mg-3Si の 3 合金はいずれもそのような共晶の晶出量
Mg2Si 相のみ，並びに Mg2Si 相と Si 相の共存の場合
Area fraction of Hot-tearing
region on fractured surface, %
がそれぞれ存在した．これらの種類の違いが鋳造割れ
110
性へ及ぼす影響は少ないと思われた．
4）　各合金の初晶 α-Al 相のセルサイズ並びに固液共存
100
領域の温度幅の差異は，これら合金の鋳造割れ性変化
と明瞭な相関を持たないことが明らかとなった．
90
5）　鋳造割れ面積率と各合金において晶出した共晶相
80
の晶出面積率には比較的明瞭な相関が認められ，この
70
4Mg-3Si
6Mg-2Si
60
6Mg-3Si
ことが鋳造割れ性に強く影響していると考えられた．
おわりに，合金の化学組成分析を行っていただいた株式
50
-5
0
5
10 15 20 25 30 35 40 45 50
Area fraction of crystallized eutectic phase, %
Fig. 12 Effect of area-fraction of crystallized eutectic
phase on area-fraction of hot tearing region in Al-Mg-Si
I-beam castings.
Al-Mg-Si 系 Iビーム鋳物の鋳造割れ面積率に及ぼす共晶
晶出相の面積率の影響．
会社アーレスティの熊谷工場の皆様に感謝申し上げます．
また，本研究の一部に協力いただいた富山大学工学部素
形制御工学研究室・学生の青島剛士君，池谷拓哉君に感謝
します．
参考文献
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I ビーム鋳型に鋳造した Al-Mg-Si 系合金の鋳造割れおよび凝固組織
技術」：（2001）
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