特開 2025-138863 過共晶材料の製造方法

(19)【発行国】日本国特許庁(JP)

(12)【公報種別】公開特許公報(A)

(11)【公開番号】P2025138863

(43)【公開日】2025-09-25

(54)【発明の名称】過共晶材料の製造方法

(51)【国際特許分類】

   B22D 27/02 20060101AFI20250917BHJP

   B22D 21/04 20060101ALI20250917BHJP

   C22C 21/00 20060101ALI20250917BHJP

   C22C 21/02 20060101ALI20250917BHJP

   C22F 1/043 20060101ALI20250917BHJP

   C22F 1/04 20060101ALI20250917BHJP

   C22C 1/02 20060101ALI20250917BHJP

   C22F 1/00 20060101ALN20250917BHJP

【ＦＩ】

B22D27/02 U

B22D21/04 A

C22C21/00 M

C22C21/02

C22F1/043

C22F1/04 A

C22C1/02 503J

C22F1/00 611

C22F1/00 681

【審査請求】未請求

【請求項の数】7

【出願形態】ＯＬ

(21)【出願番号】P 2025114755

(22)【出願日】2025-07-07

(62)【分割の表示】P 2023552974の分割

【原出願日】2022-10-07

(31)【優先権主張番号】63/253,131

(32)【優先日】2021-10-07

(33)【優先権主張国・地域又は機関】US

(71)【出願人】

【識別番号】598163064

【氏名又は名称】学校法人千葉工業大学

(71)【出願人】

【識別番号】503332824

【氏名又は名称】株式会社ヂーマグ

(74)【代理人】

【識別番号】100165179

【弁理士】

【氏名又は名称】田▲崎▼ 聡

(74)【代理人】

【識別番号】100188558

【弁理士】

【氏名又は名称】飯田 雅人

(74)【代理人】

【識別番号】100175824

【弁理士】

【氏名又は名称】小林 淳一

(74)【代理人】

【識別番号】100152272

【弁理士】

【氏名又は名称】川越 雄一郎

(74)【代理人】

【識別番号】100181722

【弁理士】

【氏名又は名称】春田 洋孝

(72)【発明者】

【氏名】田村 洋介

(57)【要約】

【課題】本発明は、従来にはない新たな金属組織を有する過共晶材料の製造方法を提供することにある。
【解決手段】本発明の過共晶材料の製造方法は、過共晶Ａｌ－Ｆｅ合金または過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金を共晶点の温度以上かつ液相線以上の温度まで加熱する加熱工程と、前記加熱工程により生成された溶湯を冷却しつつ前記溶湯に電磁力を印加することで、前記過共晶Ａｌ－Ｆｅ合金または過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金の初晶を前記過共晶材料の表層部に偏析させる冷却工程と、を含むことを特徴とする。
【選択図】図４

【特許請求の範囲】

【請求項1】

過共晶材料の製造方法であって、
過共晶Ａｌ－Ｆｅ合金または過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金を共晶点の温度以上かつ液相線以上の温度まで加熱する加熱工程と、
前記加熱工程により生成された溶湯を冷却しつつ前記溶湯に電磁力を印加することで、前記過共晶Ａｌ－Ｆｅ合金または過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金の初晶を前記過共晶材料の表層部に偏析させる冷却工程と、を含むことを特徴とする、過共晶材料の製造方法。

【請求項2】

前記冷却工程では、５１．５ｋＮ／ｍ^３以上２６０ｋＮ／ｍ^３以下の電磁力密度の電磁力を前記溶湯に印加することを特徴とする、請求項１記載の過共晶材料の製造方法。

【請求項3】

過共晶材料の製造方法であって、
過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金を共晶点の温度以上かつ液相線以上の温度まで加熱する加熱工程と、
前記加熱工程により生成された溶湯を冷却しつつ前記溶湯に電流を作用させることで、前記過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金の初晶を前記過共晶材料の表層部に偏析させる冷却工程と、を含むことを特徴とする、過共晶材料の製造方法。

【請求項4】

前記冷却工程では、２５５ｋＡ／ｍ^２以上６３７ｋＡ／ｍ^２以下の電流密度の電流を前記溶湯に印加することを特徴とする、請求項３記載の過共晶材料の製造方法。

【請求項5】

前記加熱工程により生成された溶湯を冷却しつつ前記溶湯に電磁力を印加することで、 過共晶材料の表層部にのみ初晶Ａｌ_１３Ｆｅ_４を偏析させ、過共晶材料の内部及び表層部に前記初晶Ａｌ_１３Ｆｅ_４よりも微細な共晶Ａｌ_１３Ｆｅ_４を晶出させることを特徴とする請求項１または２に記載の過共晶材料の製造方法。

【請求項6】

過共晶材料の表層部にのみ初晶Ｓｉを偏析させ、過共晶材料の内部及び表層部に前記初晶Ｓｉよりも微細な共晶を晶出させることを特徴とする請求項３または４に記載の過共晶材料の製造方法。

【請求項7】

前記冷却工程では、１７２ｋＮ／ｍ^３以上２２３ｋＮ／ｍ^３以下の電磁力密度の電磁力を前記溶湯に印加することを特徴とする、請求項１に記載の過共晶材料の製造方法。

【発明の詳細な説明】

【技術分野】

【0001】

本発明は、過共晶材料の製造方法に関する。
本願は、２０２１年１０月７日に、米国に仮出願された６３／２５３，１３１に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。

【背景技術】

【0002】

溶湯の凝固過程で晶出する硬質の金属間化合物等(以下、固相粒子と記す)は、凝固過程により生成される金属材料の諸特性に様々な影響を及ぼす。所望の材料特性を得るために不可欠な場合もあれば、除去が必要なケースもある。一般に前者においては、その分布や形態が重視され、後者においては、固相粒子を分離除去するためのプロセス技術の確立が必要とされる。

【0003】

溶湯中に遊離している固相粒子は、電磁力の印加によって分離可能であると報告されている（非特許文献１）。これは溶融金属に作用する電磁力の反作用を利用するものである。電磁分離理論によると、電気伝導率の小さい固相粒子は、電磁力と反対方向に移動する。そして、固相粒子は溶湯の表層部まで移動するので、固相粒子を除去することができる。あるいは、所望の材料特性を得るために、表層部に移動した固相粒子をそのまま溶湯内に保持することも考えられる。したがって、電磁分離理論の利用は、凝固組織制御および溶湯清浄化において興味深いと言える。しかし実際に理論通りの効果が得られるか否かついては不明な点も多い。

【先行技術文献】

【非特許文献】

【0004】

【非特許文献1】朴▲俊▼杓、佐々健介、浅井滋生：日本金属学会誌、５９（１９９５）、３１２－３１８、１０．２３２０／ｊｉｎｓｔｍｅｔ１９５２．５９．３＿３１２

【非特許文献2】Ｐ．Ｄ．Ｄｅｓａｉ， Ｈ．Ｍ．Ｊａｍｅｓ ａｎｄ Ｃ．Ｙ．Ｈｏ：ＣＩＮＤＡＳ Ｒｅｐｏｒｔ ６５ Ｍａｒｃｈ １９８３，９－３８．

【非特許文献3】Ａ．Ｋｏｆｌｅｒ： Ｚ．Ｍｅｔａｌｌｋｄｅ， ４１ （１９５０）、 ２２１－２２６．

【非特許文献4】Ｅ．Ｓｃｈｅｉｌ： Ｚ．Ｍｅｔａｌｌｋｄｅ， ４５ （１９５４）， ２９８－３０９．

【非特許文献5】Ｌ．Ｍ．Ｈｏｇａｎ： Ｊ．Ａｕｓｔ． Ｉｎｓｔ． Ｍｅｔ．， ９ （１９６４）， ２２８－２３９．

【非特許文献6】Ｅ．Ｔａｌａａｔ ａｎｄ Ｆ．Ｈａｓｓｅ： Ｍａｔｅｒ． Ｔｒａｎｓ．， ＪＩＭ， ４１ （２０００）， ５０７－５１５， １０．２３２０／ｍａｔｅｒｔｒａｎｓ１９８９．４１．５０７．

【非特許文献7】茂木徹一、大野篤美： 軽金属 ３８ （１９８８）， ９６－１０１， １０．２４６４／ｊｉｌｍ．３８．９６．

【発明の概要】

【発明が解決しようとする課題】

【0005】

ところで、金属材料の一種である過共晶材料として、過共晶Ａｌ－Ｆｅ合金または過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金を含む過共晶材料が知られている。これらの過共晶材料には様々な材料特性が求められている。過共晶材料の材料特性を決定づける要因の１つとして、過共晶材料の金属組織が挙げられる。金属組織としては、例えば表層部組織、内部組織が挙げられる。表層部の組織を制御する方法として、上述した電磁分離理論の利用が挙げられるが、過共晶材料が電磁分離理論に従った挙動を示すとは限られない。

【0006】

そこで、本発明は、上記課題を解決するためになされたものであり、その目的とするところは、従来にはない新たな金属組織を有する過共晶材料の製造方法を提供することにある。

【課題を解決するための手段】

【0007】

「１」上記課題を解決するために、本発明のある観点によれば、過共晶材料の製造方法であって、過共晶Ａｌ－Ｆｅ合金または過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金を共晶点の温度以上かつ液相線以上の温度まで加熱する加熱工程と、前記加熱工程により生成された溶湯を冷却しつつ前記溶湯に電磁力を印加することで、前記過共晶Ａｌ－Ｆｅ合金または過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金の初晶を前記過共晶材料の表層部に偏析させる冷却工程と、を含むことを特徴とする過共晶材料の製造方法が提供される。

【0008】

「２」本発明の他の観点によれば、前記「１」に記載の過共晶材料の製造方法において、前記冷却工程では、５１．５ｋＮ／ｍ^３以上２６０ｋＮ／ｍ^３以下の電磁力密度の電磁力を前記溶湯に印加することが好ましい。

【0009】

「３」本発明のある観点によれば、過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金を共晶点の温度以上かつ液相線以上の温度まで加熱する加熱工程と、前記加熱工程により生成された溶湯を冷却しつつ前記溶湯に電流を作用させることで、前記過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金の初晶を前記過共晶材料の表層部に偏析させる冷却工程と、を含むことを特徴とする過共晶材料の製造方法を提供できる。
「４」前記「３」に記載の過共晶材料の製造方法において、前記冷却工程では、２５５ｋＡ／ｍ^２以上６３７ｋＡ／ｍ^２以下の電流密度の電流を前記溶湯に印加することが好ましい。

【0010】

「５」前記「１」または「２」に記載の過共晶材料の製造方法において、前記加熱工程により生成された溶湯を冷却しつつ前記溶湯に電磁力を印加することで、過共晶材料の表層部にのみ初晶Ａｌ_１３Ｆｅ_４を偏析させ、過共晶材料の内部及び表層部に前記初晶Ａｌ_１３Ｆｅ_４よりも微細な共晶Ａｌ_１３Ｆｅ_４を晶出させることが好ましい。

【0011】

「６」前記「３」または「４」に記載の過共晶材料の製造方法において、過共晶材料の表層部にのみ初晶Ｓｉを偏析させ、過共晶材料の内部及び表層部に前記初晶Ｓｉよりも微細な共晶を晶出させることが好ましい。
「７」前記「１」に記載の過共晶材料の製造方法において、前記冷却工程では、１７２ｋＮ／ｍ^３以上２２３ｋＮ／ｍ^３以下の電磁力密度の電磁力を前記溶湯に印加することが好ましい。

【発明の効果】

【0012】

本発明の上記観点によれば、従来にはない新たな金属組織を有する過共晶材料の製造方法を提供することができる。

【図面の簡単な説明】

【0013】

【図1】各合金の平衡状態図と試験温度との関係を示す説明図である。

【図2】試料の配置を示す説明図である。

【図3】（ａ）は試料を永久磁石（Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂ）の磁極間に静置した状態を示す斜視図である。（ｂ）の左図は試料に磁場を印加した際の磁束密度Ｂの大きさの分布を示すグラフである。（ｂ）の右図は磁束密度Ｂの大きさを示すグラフである。

【図4】試料Ｆ_{９５０－［１］}、Ｆ_{９５０－［２］}、およびＦ_{９５０－［３］}の長手方向断面のマクロ組織を示す画像である。

【図5】試料Ｆ_{７５０－［２］}、Ｆ_{８５０－［２］}、およびＦ_{９５０－［２］}の長手方向断面のマクロ組織を示す画像である。

【図6A】試料Ｆ_{９５０－［１］}のＸ線ＣＴ像である。

【図6B】試料Ｆ_{９５０－［１］}のＸ線ＣＴ像である。

【図7A】試料Ｆ_{９５０－［２］}のＸ線ＣＴ像である。

【図7B】試料Ｆ_{９５０－［２］}のＸ線ＣＴ像である。

【図8A】試料Ｆ_{９５０－［３］}のＸ線ＣＴ像である。

【図8B】試料Ｆ_{９５０－［３］}のＸ線ＣＴ像である。

【図9】試料Ｆ_{９５０－［１］}、Ｆ_{９５０－［２］}およびＦ_{９５０－［３］}で観察された組織の形成過程を示す概念図である。

【図10】試料Ｓ_{９５０－［１］}、Ｓ_{９５０－［２］}、Ｓ_{９５０－［３］}の長手方向断面および任意の横断面におけるマクロ組織を示す画像である。

【図11】試料Ｓ_{６５０－［２］}、Ｓ_{７５０－［２］}、Ｓ_{８５０－［２］}の長手方向断面および任意の横断面におけるマクロ組織を示す画像である。

【図12】試料Ｓ_{９５０－［１］}、Ｓ_{９５０－［２］}およびＳ_{９５０－［３］}の光学顕微鏡写真である。

【図13】試料Ｓ_{９５０－［２］}およびＳ_{９５０－［３］}の蛍光Ｘ線によるＳｉマッピングを示す画像である。

【図14】カップルド・ゾーンを示す説明図である。

【図15】電流無し、８０Ａの電流を印加、１００Ａの電流を印加のそれぞれの実験を行うことで得られた試料のマクロ組織を示す画像である。

【図16】電流無しの実験を行うことで得られた試料のミクロ組織を示す画像である。

【図17】８０Ａの電流を印加の実験を行うことで得られた試料のミクロ組織を示す画像である。

【図18】１００Ａの電流を印加の実験を行うことで得られた試料のミクロ組織を示す画像である。

【図19】１５０Ａの電流を印加、２００Ａの電流を印加、２５０Ａの電流を印加、３００Ａの電流を印加のそれぞれの実験を行うことで得られた試料のマクロ組織を示す画像である。

【図20】１５０Ａの電流を印加の実験を行うことで得られた試料のミクロ組織を示す画像である。

【図21】２００Ａの電流を印加の実験を行うことで得られた試料のミクロ組織を示す画像である。

【図22】２５０Ａの電流を印加の実験を行うことで得られた試料のミクロ組織を示す画像である。

【図23】３００Ａの電流を印加の実験を行うことで得られた試料のミクロ組織を示す画像である。

【図24】（ａ）は過共晶材料の外観を示す概念図であり、（ｂ）は過共晶材料の長手方向に垂直な断面を示す概念図である。

【発明を実施するための形態】

【0014】

＜１．本発明者による検討＞
（Ａ．Ａｌ－１０ＦｅおよびＡｌ－２５Ｓｉ合金における初晶の偏析現象と凝固組織に及ぼす電磁力の影響）
まず、本発明者が行った実験及びその結果に基づく検討について説明する。本発明者は、実験対象の試料としてＡｌ－１０Ｆｅ合金及びＡｌ－２５Ｓｉ合金を選択した。Ａｌ－１０Ｆｅ合金は過共晶Ａｌ－Ｆｅ合金の一種であり、Ａｌ－２５Ｓｉ合金は過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金の一種である。ここで、Ａｌ－ｘＦｅ合金またはＡｌ－ｙＳｉ合金のｘ、ｙの値は合金の総質量に対するＦｅまたはＳｉの質量％を示す。過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金は、幅広い組成域で実用合金が規格化されている。したがって、実験結果によっては過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金が新たな技術開発につながると考えられる。

【0015】

（１－１．実験条件）
表１に示す組成のＡｌ－１０Ｆｅ合金及びＡｌ－２５Ｓｉ合金を実験に用いた。表１中の数値は合金の総質量に対する各元素の質量％を示す。また、表１の残部はＡｌである。

【0016】

【表1】

【0017】

各合金鋳塊を直径１８ｍｍ、長さ９０ｍｍの円柱形状に切削加工することで実験用の試料を作製した。ついで、当該試料を内径２０ｍｍ、長さ１２０ｍｍのムライト管に挿入し、ムライト管の両端を黒鉛電極で塞いだ。ムライト管を正極側の黒鉛電極が下側に配置されるように鉛直方向に向けた（縦型配置）。正極側の黒鉛電極をセラミックス接着剤でムライト管に固定し、負極側の黒鉛電極を各合金の溶湯と十分に接触させるため上下可動とした。銅製のクランプを介して銅板と各黒鉛電極を締結し、その状態で試料を電気炉中に静置した。銅板を電気炉の外部でキャブタイヤケーブルに繋ぎ、当該キャブタイヤケーブルを介して銅板を直流安定化電源（ＰＲ１０－３００ 松定プレシジョン）に接続した。

【0018】

電気炉中の試料を所定の温度（以下、当該所定の温度を「試験温度」とも称する）に昇温した後、試料を炉外に取り出し、試料の溶湯を直ちに以下の冷却条件で自然凝固させた。

【0019】

［１］試料を「そのまま」（すなわち、電磁力を印加させず）冷却
［２］試料に「電流１００Ａ」と「磁場」を印加しながら試料を冷却
［３］試料に「電流１３０Ａ」と「磁場」を印加しながら試料を冷却

【0020】

Ａｌ－１０Ｆｅ合金の試験温度は、７５０℃、８５０℃、９５０℃または１０５０℃とした。Ａｌ－２５Ｓｉ合金の試験温度は６５０℃、７５０℃、８５０℃または９５０℃とした。図１に各合金の平衡状態図と試験温度との関係を示す。図１の（ａ）は過共晶Ａｌ－Ｆｅ合金の平衡状態図と試験温度との関係を示し、図１の（ｂ)は過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金の平衡状態図と試験温度との関係を示す。

【0021】

図１の（ａ）において、直線Ｌ１はＡｌ－１０Ｆｅ合金に含まれるＦｅの質量％（すなわち１０質量％）を示し、点Ｐ１は試験温度を示す。Ｌは液相を示し、Ｌ＋Ａｌ_１３Ｆｅ_４は液相と初晶Ａｌ_１３Ｆｅ_４の固液二相状態を示し、αＡｌ＋Ａｌ_１３Ｆｅ_４はαＡｌと初晶Ａｌ_１３Ｆｅ_４の固相を示す。曲線Ｌ２、Ｌ３は液相線を示し、点Ｐ２は共晶点を示す。

【0022】

図１の（ｂ）において、直線Ｌ４はＡｌ－２５Ｓｉ合金に含まれるＳｉの質量％（すなわち２５質量％）を示し、点Ｐ３は試験温度を示す。Ｌは液相を示し、Ｌ＋Ｓｉは液相と初晶Ｓｉの固液二相状態を示し、αＡｌ＋ＳｉはαＡｌと初晶Ｓｉの固相を示す。直線Ｌ５、Ｌ６は液相線を示し、点Ｐ４は共晶点を示す。図１の（ａ）及び図１の（ｂ）において、固液二相状態とは、初晶Ａｌ_１３Ｆｅ_４あるいは初晶Ｓｉが未溶解のまま液相（Ｌ）中に遊離した状態を意味する。

【0023】

図１の（ａ）及び図１の（ｂ）に示される通り、各試験温度において、Ａｌ－１０Ｆｅ合金及びＡｌ－２５Ｓｉ合金は完全に液相（Ｌ）であるか、あるいは固液二相状態である。

【0024】

冷却条件［２］、［３］では、以下の方法で各試料に電磁力を印加した。すなわち、試料に直流電流を流すと共に、試料を永久磁石（Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂ）の磁極間に静置することで磁場を各試料に印加した（図３の（ａ）参照）。磁場の方向（磁束密度Ｂ（太字はベクトルを示す。以下同じ。）の方向）は試料の長手方向に垂直な方向とした（図２の（ａ）参照）。なお、磁場の大きさは一定（約０．５４Ｔ）とした。試料を室温まで冷却した後、ムライト管から試料を取り出し、試料をマクロ組織観察（目視による観察。具体的には、試料の断面をスキャナーで読み取り、これによって得られた画像を目視で観察した。）、光学顕微鏡組織観察およびＸ線計算機トモグラフィー（Ｘ－ｒａｙ ｃｏｍｐｕｔｅｄ ｔｏｍｏｇｒａｐｈｙ Ｘ線ＣＴ）による観察に供した。以下、Ａｌ－１０Ｆｅ合金を「Ｆ」、Ａｌ－２５Ｓｉ合金を「Ｓ」と称し、冷却処理後の試料を「Ｆ」または「Ｓ」に試験温度と冷却条件を付した記号で表すこととする。例えばＡｌ－１０Ｆｅ合金を用い、試験温度９５０℃、冷却条件［１］により得られた試料を「Ｆ_{９５０－［１］}」のように表記する。

【0025】

（１－２．試料配置と電磁力の方向）
本実験では、上述したように、試料を縦型配置した（試料の長手方向が鉛直方向に一致するように試料を配置した）。図２の（ａ）は試料の配置を示す。図２の（ａ）におけるＢは磁束密度を示し、Ｊは電流密度を示し、Ｆは電磁力密度を示す。図２の（ｂ）は、試料を横型配置した（試料の長手方向が水平方向に一致し、かつ磁束密度Ｂの方向に垂直になるように配置した）状態を示す図である。実験結果については後述するが、試料を縦型配置、横型配置のいずれで配置しても、同様の結果が得られた。

【0026】

図３の（ａ）は試料を永久磁石（Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂ）の磁極間に静置した状態を示す斜視図である。図３の（ｂ）左図は試料に磁場を印加した際の磁束密度Ｂの大きさの分布を示すグラフである。横軸ｗは水平方向における磁極の一方の端部（図３の（ａ）中左端）からの距離を示し、縦軸Ｈは鉛直方向における磁極の下端からの距離を示す。図３の（ｂ）右図は磁束密度Ｂの大きさを示すグラフである。図３の（ｂ）に示すように、磁場は均一且つ試料全体に印加される。

【0027】

磁束密度Ｂ、電流密度Ｊ、及び電磁力密度Ｆの間には、Ｆ＝Ｊ×Ｂの関係がある。ここで、「×」は外積を示す。上述した冷却条件［２］、［３］では、試料の溶湯に電磁力が印加される。図２の（ａ）に示すように、本実験では、電流密度Ｊと磁束密度Ｂが互いに直交する。また、冷却条件［２］、［３］における電磁力密度Ｆの大きさはそれぞれ１７２ｋＮ／ｍ^３および２２３ｋＮ／ｍ^３となる。

【0028】

本実験における試料が電磁分離理論に従う場合、電磁力密度Ｆにより体積Ｖの球状粒子に作用する力Ｆ_Ｐの大きさは以下の数式（１）で表される。

【数1】

【0029】

ここでσ_Ｌは溶融金属（溶湯）の電気伝導率であり、σ_Ｐは固相粒子の電気伝導率であり、Ｖは固相粒子の体積であり、Ｆは電磁力密度の大きさである。初晶Ａｌ_１３Ｆｅ_４は金属間化合物、初晶Ｓｉは半導体であり、いずれも高温下での電気伝導率は不明である。しかし溶湯中のＡｌは良導体であり、融点直上の電気伝導率は４．０×１０^６Ω^－１ｍ^－１と大きい（非特許文献２）。そこでＡｌ－１０Ｆｅ合金およびＡｌ－２５Ｓｉ合金のいずれにおいてもσ_Ｐ／σ_Ｌ≒０を仮定すると、初晶Ａｌ_１３Ｆｅ_４と初晶Ｓｉはいずれも電磁力密度Ｆの方向とは反対側に偏析すると予想される。例えば、電磁力密度Ｆが観察者から見て試料の右から左に作用している場合、溶湯中に遊離している各初晶は、力Ｆ_Ｐによって電磁力密度Ｆとは反対方向、すなわち右側半分に偏って分布すると推測される。

【0030】

（１－３．Ａｌ－１０Ｆｅ合金のＸ線ＣＴによる評価）
Ａｌ－１０Ｆｅ合金中の初晶Ａｌ_１３Ｆｅ_４は、マクロ観察可能な大きさであった。また、初晶Ａｌ_１３Ｆｅ_４は、αＡｌとの密度差もあることから、Ｘ線ＣＴで十分に観察可能であった。そこで初晶Ａｌ_１３Ｆｅ_４の形態と分布を三次元計測Ｘ線ＣＴ装置｛ヤマト科学（株）製 ＴＤＭ１０００Ｈ－ＩＩ（２Ｋ）｝を用いて観察した。観察条件は、管電圧１００ｋＶ、管電流３５μＡ、スキャンタイプはヘリカルＣＴとした。

【0031】

一方、共晶Ａｌ_１３Ｆｅ_４は微細であり、観察が困難であった。またＡｌ－２５Ｓｉ合金中のＳｉ相もαＡｌと密度が近く、Ｘ線吸収係数の差が小さいため、初晶Ｓｉおよび共晶ＳｉともにＸ線観察に必要なコントラストを得ることができなかった。このため、Ａｌ－２５Ｓｉ合金に関しては、マクロ観察およびミクロ観察を行った。

【0032】

（１－４．実験結果および考察）
（１－４－１．Ａｌ－１０Ｆｅ合金のマクロ組織）
試料を観察するにあたっては、まず、試料を長手方向断面（試料の長手方向に平行で、かつ長手方向の中心軸（長手方向に垂直な断面の中心を通り、長手方向に平行な軸）を通る断面）で切断した。そして、切断面を観察した。図４に試料Ｆ_{９５０－［１］}、Ｆ_{９５０－［２］}およびＦ_{９５０－［３］}の長手方向断面のマクロ組織を示す。試料Ｆ_{９５０－［１］}では、粗大針状の初晶Ａｌ_１３Ｆｅ_４が断面全体に亘って分布していた。一方試料Ｆ_{９５０－［２］}、Ｆ_{９５０－［３］}では、初晶Ａｌ_１３Ｆｅ_４は断面の両縁に偏析していた。またその傾向は、より大きな電磁力が作用する資料Ｆ_{９５０－［３］}の方が顕著であった。

【0033】

図５は試料Ｆ_{７５０－［２］}、Ｆ_{８５０－［２］}、およびＦ_{９５０－［２］}の長手方向断面のマクロ組織を示す。試料Ｆ_{７５０－［２］}、Ｆ_{８５０－［２］}では、固液二相状態から冷却及び電磁力の印加を行っている。図５から明らかな通り、固液二相状態の試料に電磁力を印加した場合、図４に示すような初晶の偏析は生じないことが明らかとなった。

【0034】

以上より、初晶Ａｌ_１３Ｆｅ_４の偏析は、数式（１）で表される力Ｆ_Ｐが溶湯中に遊離していた初晶Ａｌ_１３Ｆｅ_４に作用し、初晶Ａｌ_１３Ｆｅ_４が移動することにより形成されたものではないと考えられる。

【0035】

（１－４－２．Ａｌ－１０Ｆｅ合金のＸ線ＣＴ観察）
Ｘ線ＣＴを用いて初晶Ａｌ_１３Ｆｅ_４の分布と形態を調べた。図６Ａ、図６Ｂは試料Ｆ_{９５０－［１］}のＸ線ＣＴ像である。スキャン方向は図に示すＸ、ＹおよびＺ軸方向である。Ｚ軸は試料の長手方向断面に垂直な方向であり、Ｙ軸は試料の長手方向に平行な方向であり、Ｘ軸はＹ、Ｚ軸の両者に垂直な方向（試料の径方向に平行な方向）である。また、図６Ａは、各方向における最大面積となる断面画像を示す。

【0036】

マクロ組織観察（図４参照）では、初晶Ａｌ_１３Ｆｅ_４がそれぞれ遊離した針状結晶のように見えた。しかし各方向からのスキャン画像により、初晶Ａｌ_１３Ｆｅ_４はムライト管および黒鉛電極の内壁と接する面（以下、「試料表面」とも称する）から試料中心に向かって成長していることが明らかとなった。また試料を横断するような粗大な結晶も多数認められた。図６Ｂは、試料を立体観察した結果を示す。同図から明らかな通り、立体観察の結果、初晶Ａｌ_１３Ｆｅ_４は板状となっていることが確認された。

【0037】

図７、図８は、それぞれＦ_{９５０－［２］}およびＦ_{９５０－［３］}のＸ線ＣＴ像を示す。図７Ａおよび図８Ａ、図７Ｂおよび図８Ｂが示す画像は図６と同様である。これらの図から明らかな通り、いずれの試料においても初晶Ａｌ_１３Ｆｅ_４が試料表面全域から中心に向かって成長していた。しかし、試料Ｆ_{９５０－［１］}に比べると初晶Ａｌ_１３Ｆｅ_４の数は多く、結晶の幅および長さが減少し、結晶の形態も板状から剣刃状へと変化していた。さらに、初晶Ａｌ_１３Ｆｅ_４は試料の表層部に偏析していた。その傾向は、特に試料Ｆ_{９５０－［３］}において顕著であった。

【0038】

以上の観察結果に基づいて試料Ｆ_{９５０－［１］}、Ｆ_{９５０－［２］}およびＦ_{９５０－［３］}で観察された組織の形成過程を図９の通り概念図にまとめた。図９は、Ｚ軸（図６等参照）に垂直な断面の一部を拡大して示す概念図である。図９において、符号１００はムライト管を示し、符号２００は初晶を示す。図９に示すように、いずれの試料においても、はじめに試料表面全域で初晶Ａｌ_１３Ｆｅ_４の結晶核が生成し、その後、初晶Ａｌ_１３Ｆｅ_４は、試料表面から遊離することなく試料中心に向けて成長する。試料Ｆ_{９５０－［１］}では、初晶Ａｌ_１３Ｆｅ_４の結晶幅は広く、試料中心へと長距離に亘り成長する。一方、試料Ｆ_{９５０－［２］}およびＦ_{９５０－［３］}では、試料表面からより多数の幅の狭い結晶が生じ、試料表面近傍の狭範囲で緻密に成長する。その傾向は、試料Ｆ_{９５０－［３］}の方が顕著である。各試料の初晶体積率を等しいと見なせば、試料Ｆ_{９５０－［２］}およびＦ_{９５０－［３］}では、試料表層部に初晶Ａｌ_１３Ｆｅ_４の偏析が形成される。なお、特段の説明がない限り、本実施形態において、試料等の「表層部」は、初晶が偏析した場合の初晶の存在領域（試料表面およびその近傍）を意味するものとする。また、試料等の「内部」は、「表層部」以外の部分を意味するものとする。

【0039】

電磁力は初晶Ａｌ_１３Ｆｅ_４の核生成や成長に影響を及ぼすと考えられる。電磁力による核生成頻度の増加によって、初晶Ａｌ_１３Ｆｅ_４は微細化する可能性がある。物理的な刺激は核生成を助長することが一般に知られている。また結晶幅の変化を鑑みると、試料表面に核生成した初晶Ａｌ_１３Ｆｅ_４は電磁力によって試料中心へ成長し難くなるような作用を受けたとも考えられる。しかし、いずれにしても本実験条件の場合、電磁分離理論上、電磁力が働くのは一方向である。したがって、電磁力の影響が試料表面全体に亘って観察された原因について、検討が必要である。

【0040】

（１－４－３．Ａｌ－２５Ｓｉ合金のマクロ組織観察）
マクロ組織を観察するにあたっては、まず、試料を長手方向断面で切断した。そして、切断面および任意の横断面（試料の長手方向に垂直な断面）を観察した。図１０は、試料Ｓ_{９５０－［１］}、Ｓ_{９５０－［２］}、Ｓ_{９５０－［３］}の長手方向断面および任意の横断面におけるマクロ組織を示す。試料Ｓ_{９５０－［１］}では、初晶Ｓｉは試料中に不規則に分散しているが、試料Ｓ_{９５０－［２］}およびＳ_{９５０－［３］}では明らかに断面の縁に偏析していた。図１１は、試料Ｓ_{６５０－［２］}、Ｓ_{７５０－［２］}、Ｓ_{８５０－［２］}の長手方向断面および任意の横断面におけるマクロ組織を示す。つまり、同図は初晶Ｓｉの分布と試験温度の関係を示す。試料Ｓ_{６５０－［２］}では、固液二相状態から、それ以外の試料では、液相状態から電磁力を印加している。それぞれの組織を比較すると、結果的に初晶Ｓｉの偏析は試料Ｓ_{６５０－［２］}以外、すなわち液相状態から電磁力を印加した場合にのみ観察されることが明らかとなった。

【0041】

Ｘ線ＣＴによるＡｌ－２５Ｓｉ合金の観察は困難なため、初晶Ｓｉの立体的形態を詳細に把握することはできなかった。しかし以上に述べた結果から、電磁力の影響は基本的に初晶Ａｌ_１３Ｆｅ_４の場合と同様と考えられる。つまり、電磁力は遊離している初晶Ａｌ_１３Ｆｅ_４や初晶Ｓｉには作用せず、その核生成や結晶成長に影響を及ぼすと推測される。具体的には、完全な液相状態にある（言い換えれば、共晶点の温度以上かつ液相線以上の温度以上の温度まで加熱された）Ａｌ－１０Ｆｅ合金またはＡｌ－２５Ｓｉ合金に電磁力を印加すると、試料表面（またはその近傍）全域で初晶Ａｌ_１３Ｆｅ_４または初晶Ｓｉの結晶核が生成し、その後、初晶Ａｌ_１３Ｆｅ_４または初晶Ｓｉは、試料表面から遊離することなく試料中心に向けて成長するが、試料の表層部に偏析する。固液二相状態のＡｌ－１０Ｆｅ合金またはＡｌ－２５Ｓｉ合金に電磁力を印加しても、このような現象は観察されない。

【0042】

（１－４－４．Ａｌ－２５Ｓｉ合金のミクロ組織）
図１２は、試料Ｓ_{９５０－［１］}、Ｓ_{９５０－［２］}およびＳ_{９５０－［３］}の光学顕微鏡写真である。図１２の右上の挿図に示すように、観察領域は試料の長さ方向中央部断面（長手方向に垂直な断面）の表層部Ａ、中間部Ｂおよび中心部Ｃとした。なお、本観察では、観察領域の中心を含み、かつ半径（１／３）×ｒ（ｒは観察領域の半径）の円領域を中心部Ｃとし、半径（２／３）×ｒの円領域のうち、中心部Ｃを除く領域を中間部Ｂとし、半径ｒの円領域のうち、中間部Ｂおよび中心部Ｃを除く領域を表層部Ａとした。

【0043】

試料Ｓ_{９５０－［１］}では、初晶Ｓｉは、表層部Ａ、中間部Ｂ、および中心部Ｃの全領域で観察された。一方、試料Ｓ_{９５０－［２］}、Ｓ_{９５０－［３］}では、微視的にも表層部Ａのみで初晶Ｓｉが観察された。また、試料表面には、初晶Ｓｉが緻密に分布していた。これは試料表面から初晶Ｓｉが遊離することなく、試料表面を含む狭範囲で成長した結果と考えられる。初晶Ｓｉの断面形状は、棒状、針状あるいは多角形状であり、その大きさは様々である。表層部Ａでは、１辺が１ｍｍを超える粗大な塊状Ｓｉも観察された。凝固時に隣接結晶同士が合体成長した可能性が示唆される。

【0044】

試料Ｓ_{９５０－［２］}およびＳ_{９５０－［３］}の中間部Ｂおよび中心部Ｃでは、微細な共晶が組織全体に亘って観察された。中心に近い中心部Ｃの共晶は特に微細であり、その中には明らかに初晶αＡｌと考えられる樹枝状晶も確認された。試料Ｓ_{９５０－［１］}が初晶Ｓｉと共晶から成る典型的な過共晶組織であるのに対し、試料Ｓ_{９５０－［２］}およびＳ_{９５０－［３］}では、中間部Ｂおよび中心部Ｃといった広範な領域で共晶あるいは亜共晶組織が観察された。これらの組織は急速凝固あるいはストロンチウム（Ｓｒ）添加により改良された組織とよく似ている。

【0045】

図１３に試料Ｓ_{９５０－［２］}およびＳ_{９５０－［３］}の蛍光Ｘ線によるＳｉマッピングを示す。両試料とも高濃度のＳｉを示す表層部Ａ以外、Ｓｉ濃度にほとんど差は認められず、組成的に中間部Ｂと中心部Ｃは均質であった。また中心部Ｃの中心からφ３ｍｍ内に含まれるＳｉを定量した結果、試料Ｓ_{９５０－［２］}では１５．４質量％Ｓｉ、試料Ｓ_{９５０－［３］}では１６．５質量％Ｓｉとなった。このように、中間部Ｂおよび中心部Ｃでは、初晶Ｓｉが存在しないにも関わらず、平衡状態図に示されている共晶組成（１２．６質量％Ｓｉ）よりもＳｉは高濃度であった。

【0046】

Ｋｏｆｌｅｒは、有機共晶系において、かなり広い組成域で過冷液体から完全な共晶組織が形成されることを明らかにしている（非特許文献３）。またＳｃｈｅｉｌは、金属共晶系でそれを実証し、そのような組成域（過冷液体から完全な共晶組織が形成される組成域）をカップルド・ゾーンと呼んだ（非特許文献４、５）。カップルド・ゾーンでは共晶を構成する各相が等しい成長速度を有し、共晶は規則正しい層状になると報告されている。過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金系に関しては、図１４に示すようなカップルド・ゾーンが示されている（非特許文献６）。試料Ｓ_{９５０－［２］}およびＳ_{９５０－［３］}で観察された広範に亘る共晶および亜共晶組織は、カップルド・ゾーンを経た凝固組織（以下、「過冷凝固組織」とも称する）と考えられる。

【0047】

過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金では、初晶Ｓｉが共晶先行相となる（非特許文献７）。したがって、溶湯中に初晶Ｓｉが分散していれば、凝固時に共晶の核生成に必要な過冷を伴わず、共晶Ｓｉは初晶Ｓｉから成長する。一方、溶湯中に初晶Ｓｉが存在しない領域が形成されていれば、その領域内における共晶の晶出には過冷が必要となる。試料Ｓ_{９５０－［２］}およびＳ_{９５０－［３］}において、初晶Ｓｉは表層部Ａに偏析しており、中間部Ｂと中心部Ｃでは初晶Ｓｉは観察されなかった。したがって、中間部Ｂと中心部Ｃでは、凝固過程において過冷が生じ、その結果、過冷凝固組織が生成されたと考えられる。本実験結果から、各相の成長過程までを考察することは困難であるが、以上より、例えば試料Ｓ_{９５０－［２］}では、凝固過程において中間部Ｂと中心部Ｃの溶湯組成が１６．５質量％Ｓｉに達した時点で、共晶の核生成を伴う凝固が新たに開始したと考えられる。

【0048】

なお、試料はいずれもムライト管内で溶解し、その後、そのまま大気中で自然凝固したものである。試料を炉外に取り出してから共晶温度に至るまでの冷却速度は約１．０℃／ｓ程度であり、それは金型鋳造等における冷却速度に比べると緩慢である。また、本実験では実用合金を用いており、表１に示したように試料には一定量の不純物元素も含まれている。したがって一般的に大きな過冷が起こるとは考えにくい。以上より、試料表層部に対し、冷却速度の小さい試料中心部および中間部に微細共晶組織が形成される現象は興味深いと言える。

【0049】

（１－４－５．まとめ）
電磁力を印加しながら凝固したＡｌ－１０Ｆｅ合金およびＡｌ－２５Ｓｉ合金の組織観察を通じ、Ａｌ－１０Ｆｅ合金およびＡｌ－２５Ｓｉ合金で確認された初晶Ａｌ_１３Ｆｅ_４および初晶Ｓｉの電磁分離現象を検証し、各合金の凝固組織に及ぼす電磁力の影響を調べた。その結果、以下の結論を得た。

【0050】

［１］Ａｌ－１０Ｆｅ合金中の初晶Ａｌ_１３Ｆｅ_４に限らず、Ａｌ－２５Ｓｉ合金中の初晶Ｓｉも電磁力により試料表層部の全域に偏析する。試料の配置を縦型から横型に変更してもその効果は変わらない。

【0051】

［２］初晶Ａｌ_１３Ｆｅ_４および初晶Ｓｉの偏析は、それらが試料表面から遊離することなく試料表層部の狭範囲で緻密に成長した結果と考えられる。

【0052】

［３］電磁力は、溶湯中にすでに遊離している初晶Ａｌ_１３Ｆｅ_４および初晶Ｓｉには作用せず、それらの分布にも影響を及ぼさない。本実験により確認された初晶の偏析は、既存の電磁分離理論によるものではなく、新しい現象と考えられる。

【0053】

［４］電磁力の印加により、凝固過程で溶湯表層部に初晶Ｓｉが偏析すると、初晶Ｓｉを含まない試料内部（中間部、中心部）領域は過冷凝固組織の様相を呈し、樹枝状の初晶Ａｌを伴う微細共晶が観察されるようになる。なお、Ａｌ－１０Ｆｅ合金の内部組織について詳細な検討はできていない。しかしながら、Ａｌ－１０Ｆｅ合金とＡｌ－２５Ｓｉ合金は冷却中の電磁力の印加に対して同様の挙動を示すことから、Ａｌ－１０Ｆｅ合金は、Ａｌ－２５Ｓｉ合金の内部組織と同様の内部組織を有すると推察される。

【0054】

（Ｂ．Ａｌ－２５Ｓｉ合金の凝固組織に及ぼす電流の影響）
本発明者は、Ａｌ－２５Ｓｉ合金の凝固組織に及ぼす電流の影響についてさらに検討した。つまり、本発明者は、Ａｌ－２５Ｓｉ合金に電磁力ではなく電流のみを印加した場合にも上記と同様の挙動を示すのではないかと考え、以下の検討を行った。

【0055】

（１－５．実験条件）
上記表１に示す組成のＡｌ－２５Ｓｉ合金を実験に用いた。切断機を用いてＡｌ－２５Ｓｉ合金の鋳塊を約２０ｍｍ四方の角棒状に切り出した。ついで、旋盤を用いて角棒状の鋳塊を直径１８ｍｍの丸棒に切削加工した。このとき、切削時送り速度は５８０ｍｍ／ｍｉｎとした。その後、ファインカッターを用いて鋳塊の丸棒を長さ９０ｍｍに切断した。ついで、鋳塊の加工中に鋳塊に付着した切削油および水を除去するために、作製された丸棒をアセトン溶液（濃度９０．０質量％）に２４ｈ浸し、４００℃に熱した電気炉で２ｈ加熱した。以上の工程により、Ａｌ－２５Ｓｉ合金の試料を作製した。

【0056】

ついで、黒鉛電極を作製した。長さ１００ｍｍ、直径２０ｍｍの黒鉛の丸棒を準備し、これを長さ５０ｍｍの２つの丸棒に切断した。これらの丸棒のうち、長さ３０ｍｍの部分を加熱装置に接続するためのねじ部とした。

【0057】

ついで、試料固定装置を作製した。ムライト管（長さ６００ｍｍ、外径２５ｍｍ、内径２０ｍｍ）を長さ１２０ｍｍに切断し、このムライト管に上記で作製された試料を挿入した。ムライト管の切断加工にはダイヤモンドカッターを用いた。その後、ムライト管の両端を黒鉛電極で塞いだ。ここで、黒鉛電極のねじ部が設けられていない部分をムライト管に挿入した。ついで、ムライト管を鉛直方向に向け、下側の黒鉛電極をアロンセラミックでムライト管に接着した。上側の黒鉛電極は上下可動とした。ついで、ムライト管を室温で乾燥させた後、電気炉を用いて９０℃および１５０℃で一時間ずつ熱することで、加熱硬化を行った。ついで、各黒鉛電極をステンレス製の長ナットに接続し、試料固定装置完成とした。上側の黒鉛電極の上下方向には、上側の黒鉛電極が試料の融解に伴って液面が落ちても試料に接触できるよう、クリアランスを設けた。

【0058】

ついで、試料固定装置を直流電源装置に接続した。具体的には、上下の長ナットを介して黒鉛電極をステンレス棒に接続した。ついで、これらのステンレス棒を直流電源装置に接続した。

【0059】

ついで、試料固定装置を電気炉内に設置し、試料固定装置を試料の温度が９５０℃となるように加熱した。これにより、試料を溶解した。試料の温度は放射温度計で測定した。

【0060】

試料の温度が９５０℃に達した後、電気炉から試料固定装置を取り出し、直流電源装置を用いて試料に電流を流した。下側の黒鉛電極を正極、上側の黒鉛電極を負極とした。つまり、電流を上方向に流した。電流の大きさは表２に示す通りとした。試料に電流を流し始めてから１０分経過した後、直流電源装置をオフし、そのまま試料を自然凝固させた。

【0061】

【表2】

【0062】

ついで、マクロ組織観察用の試料を作製した。具体的には、実験後の試料固定装置から試料を取り出し、試料を長手方向断面（試料の長手方向に平行で、かつ長手方向の中心軸（長手方向に垂直な断面の中心を通り、長手方向に平行な軸）を通る断面）で２つに切断した。切断にはファインカッターを用いた。切断後の試料の一方をマクロ組織観察用の試料とした。

【0063】

ついで、ミクロ組織観察用の試料を作製した。切断後の試料の他方を長手方向に４等分に切断した。切断にはファインカッターを用いた。切断後の試料を負極側から順に番号を振った（１～４）。これらの試料の正極側の断面を観察面とした。

【0064】

ついで、マクロ組織観察用の試料およびミクロ組織観察用の試料を樹脂埋めした。ついで、各試料をエメリー紙（♯１２０～♯２０００）で粗研磨した。研磨は粒度の低い研磨紙から順に行った。各研磨紙による研磨は前の粒度の研磨痕と垂直になるように行い、前の研磨痕が消えるまで行った。試料の研磨には卓上研磨機（Ｍａｒｕｍｏｔｏ Ｓｔｒｕｅｒｓ Ｓ－５６２９）を用いた。ついで、ミクロ組織観察用の試料に対してバフ研磨および鏡面仕上げを行った。

【0065】

ついで、マクロ組織観察およびミクロ組織観察を行った。マクロ組織観察は、具体的には、以下の方法で行った。すなわち、粗研磨まで行った試料をスキャナーで読み取り、目視で組織観察を行った。ミクロ組織観察は、具体的には、以下の方法で行った。すなわち、光学顕微鏡を用いて１００倍、１０００倍で観察を行った。具体的には、観察面を図１２と同じ要領で表層部Ａ、中間部Ｂ、および中心部Ｃに区分し、各部分の何れかの領域を１００倍の倍率で観察した。さらに、１００倍の観察領域の中心を１０００倍の倍率で観察した。

【0066】

（１－６．実験結果および考察）
（１－６－１．マクロ組織）
図１５は、電流無し、８０Ａの電流を印加、１００Ａの電流を印加のそれぞれの実験を行うことで得られた試料のマクロ組織を示す。電流無しの条件では初晶Ｓｉが試料全体に均一にみられた。８０Ａでは初晶Ｓｉの表層部への偏析がみられ、１００Ａでは初晶Ｓｉの表層部への偏析がより顕著に確認できた。この３つの試料を比較することで初晶Ｓｉの表層部への偏析は直流電流の印加のみでも起こり得ることが確認できた。

【0067】

（１－６－２．ミクロ組織）
図１６～図１８は、電流無し（図１６）、８０Ａの電流を印加（図１７）、１００Ａの電流を印加（図１８）のそれぞれの実験を行うことで得られた試料のミクロ組織を示す。図中の符号Ａ、Ｂ、Ｃはそれぞれ表層部Ａ、中間部Ｂ、および中心部Ｃを示す。また、１～４の番号は４等分された試料に振られた番号を示す。

【0068】

初晶Ｓｉと共晶Ｓｉは、いずれも電流無しで放冷した試料（通常凝固）、８０Ａの直流電流を印加しながら放冷した試料に比べ、１００Ａの直流電流を印加しながら放冷した試料の方がより細かい組織となっていた。共晶形態における違いを示す共晶部の拡大写真である１０００倍では、１００Ａの直流電流を印加しながら放冷した試料における著しい共晶微細化が明らかである。以上より、初晶Ｓｉの偏析と共晶微細化には相関があると推測される。

【0069】

（１－６－３．各電流条件でのマクロ組織）
図１９は、１５０Ａの電流を印加、２００Ａの電流を印加、２５０Ａの電流を印加、３００Ａの電流を印加のそれぞれの実験を行うことで得られた試料のマクロ組織を示す。

【0070】

１５０Ａと２００Ａを比較すると、電流が高い方がより初晶の偏析は顕著であると確認できた。また２００Ａ以上の３つの試料を観察すると、試料の下部には初晶が偏析せず２５０Ａ以上の２つの試料では中央部に初晶が偏析しているのが確認できた。中央部に偏析が見られた理由としてジュール熱が考えられる。高電流を流したことで黒鉛電極がジュール熱により高温を保ったことから、上部や下部ではなく中央部から凝固が進行したことが原因と考えられる。

【0071】

（１－６－４．各電流条件でのミクロ組織）
図２０～図２３は、１５０Ａの電流を印加（図２０）、２００Ａの電流を印加（図２１）、２５０Ａの電流を印加（図２２）、３００Ａの電流を印加（図２３）のそれぞれの実験を行うことで得られた試料のミクロ組織を示す。

【0072】

各電流条件によるミクロ組織を観察すると、表層部Ａに初晶Ｓｉが多く存在し、初晶Ｓｉが試料を覆うように試料表面全域に分布する現象が確認できた。さらに中間部Ｂ、中央部Ｃには初晶Ｓｉが存在せず、表層部Ａから中心部Ｃにかけて共晶組織の微細化も見られた。ただし、この傾向は、Ａｌ－２５Ｓｉ合金に電磁力を付与した方が強く表れる。

【0073】

（１－７．まとめ）
Ａｌ－２５Ｓｉ合金に電流のみを印加した場合であっても、初晶Ｓｉの表層部への偏析および内部における微細な共晶の晶出が観察される。ただし、この傾向は、Ａｌ－２５Ｓｉ合金に電磁力を付与した方が強く表れる。

【0074】

上述した実験ではＡｌ－１０Ｆｅ合金およびＡｌ－２５Ｓｉ合金を用いたが、他の種類の過共晶Ａｌ－Ｆｅ合金および過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金も同様の挙動を示すと推察される。

【0075】

本発明者は、以上の知見に基づいて、以下に説明する過共晶材料およびその製造方法に想到した。

【0076】

＜２．過共晶材料＞
つぎに、図２４に基づいて、本実施形態に係る過共晶材料について説明する。図２４の（ａ）は過共晶材料の外観を示す概念図であり、図２４の（ｂ）は過共晶材料の長手方向に垂直な断面を示す概念図である。

【0077】

過共晶材料１は、過共晶Ａｌ－Ｆｅ合金または過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金を含む。好ましくは、過共晶材料１は、過共晶Ａｌ－Ｆｅ合金または過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金で構成される。

【0078】

過共晶Ａｌ－Ｆｅ合金は、合金の総質量に対してＦｅを１．８質量％以上３６．５質量％以下で含む。例えば、過共晶Ａｌ－Ｆｅ合金は、Ａｌ－１０Ｆｅ合金である。

【0079】

過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金は、合金の総質量に対してＳｉを１２質量％以上１００質量％未満で含む。例えば、過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金は、Ａｌ－２５Ｓｉ合金である。

【0080】

過共晶材料１の形状は特に制限されない。図１では円柱状であるが、角棒状等、任意の形状をとりうる。

【0081】

過共晶材料１の表層部１０には、過共晶Ａｌ－Ｆｅ合金または過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金の初晶が偏析している。より具体的には、表層部１０の全域にわたって過共晶Ａｌ－Ｆｅ合金または過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金の初晶が偏析している。上述したように、過共晶Ａｌ－Ｆｅ合金または過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金の溶湯に電磁力を印加する（過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金の場合には電流のみの印加でも可）ことで、過共晶Ａｌ－Ｆｅ合金または過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金の初晶を表層部１０に偏析させることができる。これにより、過共晶材料１の表層部１０に初晶の特性を付与することができる。また、初晶が不要な場合には、初晶を容易に除去することができる。例えば、初晶Ｓｉは耐摺動性、耐摩耗性に優れるので、これらの特性が求められる機器（例えばピストン等）に、過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金からなる過共晶材料１を適用してもよい。

【0082】

過共晶Ａｌ－Ｆｅ合金または過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金の初晶は、過共晶材料１の表面から過共晶材料１の中心に向かって成長している。過共晶Ａｌ－Ｆｅ合金または過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金の初晶の形状は、例えば剣刃状、棒状、針状あるいは多角形状であり、表層部１０に（溶湯に電磁力を印加しなかった場合よりも）微細かつ緻密に分布している。

【0083】

一方、過共晶材料１の内部２０には、過共晶Ａｌ－Ｆｅ合金または過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金の共晶が分布している。上述したように、過共晶Ａｌ－Ｆｅ合金または過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金の溶湯に電磁力を印加する（過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金の場合には電流のみの印加でも可）ことで、過共晶Ａｌ－Ｆｅ合金または過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金の共晶を内部２０に分布させることができる。

【0084】

共晶はなるべく微細であることが好ましい。例えば、過共晶Ａｌ－Ｆｅ合金または過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金の溶湯に電磁力を印加しなかった他は本実施形態に係る過共晶材料の製造方法と同様の製造方法で製造された過共晶材料と比較して、共晶が小さくなっていることが好ましい。これにより、過共晶材料１に延性、塑性変形性を付与することができる。

【0085】

過共晶材料１の金属組織は、上述したように、マクロ組織観察、ミクロ組織観察、Ｘ線ＣＴ観察によって特定することができる。

【0086】

本実施形態によれば、従来にはない新たな金属組織を有する過共晶材料を提供することができる。

【0087】

＜３．過共晶材料の製造方法＞
つぎに、過共晶材料の製造方法の一例について説明する。本実施形態に係る過共晶材料の製造方法では、まず、過共晶Ａｌ－Ｆｅ合金または過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金の鋳塊を準備する。ついで、この鋳塊を所望の形状（例えば上述した円柱状）に切削する。ついで、切削した鋳塊を製造容器に装入する。この製造容器は上下が開口した中空構造を有している。製造容器は、後述する製造工程において過共晶Ａｌ－Ｆｅ合金または過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金と反応しないことが好ましい。製造容器の一例は上述したムライト管である。

【0088】

ついで、製造容器の開口部を電極で封止し、各電極を直流電源装置に接続する。ついで、過共晶Ａｌ－Ｆｅ合金または過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金を共晶点の温度以上かつ液相線以上の温度まで加熱する。つまり、過共晶Ａｌ－Ｆｅ合金または過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金が平衡状態図における液相（Ｌ）となるまで過共晶Ａｌ－Ｆｅ合金または過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金を加熱する（加熱工程）。

【0089】

ついで、加熱工程により生成された溶湯を冷却しつつ溶湯に電磁力を印加することで、過共晶Ａｌ－Ｆｅ合金または過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金の初晶を過共晶材料の表層部に偏析させる（冷却工程）。ここで、過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金の場合、電流のみを印加してもよい。以上の工程により、本実施形態に係る過共晶材料１を製造することができる。

【0090】

過共晶Ａｌ－Ｆｅ合金または過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金に印加する電磁力または電流の具体的な大きさは過共晶Ａｌ－Ｆｅ合金または過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金の組成等に応じて変動すると考えられる。このため、過共晶Ａｌ－Ｆｅ合金または過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金の試験片を準備し、この試験片に本実施形態に係る過共晶材料の製造方法を適用することで、初晶が表層部に偏析する具体的な電磁力（または電流）の大きさを決定してもよい。電磁力または電流が大きいほど、初晶の偏析、共晶の微細化が顕著に生じる傾向がある。

【0091】

電磁力の具体的な大きさの一例として、５１．５ｋＮ／ｍ^３以上２６０ｋＮ／ｍ^３以下の電磁力密度の電磁力が挙げられる。なお、電磁力密度は、過共晶Ａｌ－Ｆｅ合金または過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金の単位体積あたりに作用する電磁力を意味する。電磁力密度が５１．５ｋＮ／ｍ^３より小さいと初晶の偏析が生じない可能性がある。電磁力密度が２６０ｋＮ／ｍ^３より大きいと電極が発熱し、過共晶材料の金属組織に悪影響を与える可能性がある。過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金に電流のみを印加する場合、電流密度の大きさは２５５ｋＡ／ｍ^２以上６３７ｋＡ／ｍ^２以下であってもよい。なお、電流密度は、電流が流れる方向に垂直な断面の単位面積あたりに流れる電流を意味する。

【0092】

本実施形態に係る過共晶材料の製造方法によれば、過共晶Ａｌ－Ｆｅ合金または過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金の溶湯に電磁力（または電流）を印加するだけで過共晶材料１を製造することができるので、過共晶材料１を容易に製造することができる。特に、過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金の場合、電流のみの印加で過共晶材料１を製造することができるので、製造装置を簡略化することができる。

【実施例0093】

つぎに、本実施形態の実施例について説明する。本実施例では、以下の実験を行うことで、本実施形態の効果を確認した。まず、表１に示す組成のＡｌ－１０Ｆｅ合金及びＡｌ－２５Ｓｉ合金の鋳塊を準備した。

【0094】

ついで、各合金鋳塊を直径１８ｍｍ、長さ９０ｍｍの円柱形状に切削加工することで実験用の試料を作製した。ついで、当該試料を内径２０ｍｍ、長さ１２０ｍｍのムライト管に挿入し、ムライト管の両端を黒鉛電極で塞いだ。ムライト管を正極側の黒鉛電極が下側に配置されるように鉛直方向に向けた（縦型配置）。正極側の黒鉛電極をセラミックス接着剤でムライト管に固定し、負極側の黒鉛電極を各合金の溶湯と十分に接触させるため上下可動とした。銅製のクランプを介して銅板と各黒鉛電極を締結し、その状態で試料を電気炉中に静置した。銅板を電気炉の外部でキャブタイヤケーブルに繋ぎ、当該キャブタイヤケーブルを介して銅板を直流安定化電源（ＰＲ１０－３００ 松定プレシジョン）に接続した。

【0095】

ついで、電気炉中の試料を９５０℃（試験温度）に昇温した後、試料を炉外に取り出し、試料の溶湯を直ちに冷却した。ここで、冷却時には、試料に「電流１００Ａ」と「０．５４Ｔの磁場」を印加した。

【0096】

ついで、試料を室温まで冷却した後、ムライト管から試料を取り出し、試料をマクロ組織観察（目視による観察。具体的には、試料の断面をスキャナーで読み取り、これによって得られた画像を目視で観察した。）、光学顕微鏡組織観察およびＸ線計算機トモグラフィー（Ｘ－ｒａｙ ｃｏｍｐｕｔｅｄ ｔｏｍｏｇｒａｐｈｙ Ｘ線ＣＴ）による観察に供した。この結果、図４、図７、図１０、図１２に示す金属組織が観察された。Ａｌ－２５Ｓｉ合金に関しては、電流のみを印加した場合にも同様の結果が得られた。詳細は上述した＜１．本発明者による検討＞で述べた通りである。

【0097】

なお、Ａｌ－１０Ｆｅ合金の溶湯に電磁力を印加しなかった場合、Ａｌ－Ｆｅ合金の試験温度を８５０℃に設定した場合、Ａｌ－２５Ｓｉ合金の試験温度を６５０℃に設定した場合には、初晶の偏析が観察されなかった。

【0098】

以上の結果により、過共晶Ａｌ－Ｆｅ合金または過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金の溶湯に電磁力（または電流）を印加することで、過共晶材料の表層部に過共晶Ａｌ－Ｆｅ合金または過共晶Ａｌ－Ｓｉ合金の初晶を偏析させ、かつ過共晶材料の内部に共晶を分布させることができることが明らかとなった。つまり、本実施形態に係る過共晶材料１を製造できることが明らかとなった。

【符号の説明】

【0099】

１ 過共晶材料
１０ 表層部
２０ 内部

【図1】

【図2】

【図3】

【図4】

【図5】

【図6A】

【図6B】

【図7A】

【図7B】

【図8A】

【図8B】

【図9】

【図10】

【図11】

【図12】

【図13】

【図14】

【図15】

【図16】

【図17】

【図18】

【図19】

【図20】

【図21】

【図22】

【図23】

【図24】