CN101426599A

CN101426599A - 铸造方法及装置

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Publication number: CN101426599A
Application number: CNA200780014587XA
Authority: CN
Inventors: 戎嘉男
Original assignee: EBIS Corp
Current assignee: EBIS Corp
Priority date: 2006-04-25
Filing date: 2007-04-24
Publication date: 2009-05-06
Also published as: CN102728822A; CN102728822B; CA2650425A1; US20130276939A1; EP2011588A4; US20090165989A1; EP2011588A1; EP2011588B1; WO2007122736A1; WO2007126114A1

Abstract

本发明提供用于制造无宏观缺陷的高品质铸造物的铸造技术。本发明着眼于定向凝固或ESR、VAR等重熔法制备铸锭的凝固过程中固液共存相中的液相流动现象，阐明了对固液共存相全体施加强磁场以抑制成为形成宏观偏析的原因的枝晶间极低速液相流动，从而可抑制线状偏析等宏观缺陷。

Description

铸造方法及装置

技术领域

本发明涉及铸造技术领域，涉及含有由多晶颗粒生成柱状枝晶组织(称为DS材)以及由单一颗粒生成枝状组织(称为Mono-crystal或SX材)的定向凝固铸造物，并涉及通过电渣重熔法(ESR)、真空电弧重熔法(VAR)等重熔法制备铸锭时主要用于改善宏观偏析的铸造技术。

背景技术

定向凝固铸造物

作为本发明技术领域的定向凝固铸造物的例子，可举出用于飞机用喷气引擎、发电用燃气轮机的涡轮叶片材料。图1(a)表示现在使用的典型的定向凝固装置的概要。向设置在水冷台上的陶瓷铸模(实际铸模为复杂的3维形状)内浇铸熔融金属后，将铸模由使其保持高温的加热炉沿重力方向拉引而使依次凝固，得到含有多晶柱状枝晶组织(称为DS材)或单一枝状组织(称为SX材)的铸造物。图中表示在拉引过程中的液相、固液共存相(Mushyzone，共存区域)以及固相。未给出详细的浇铸装置、真空容器等实际装置。由于涡轮叶片在极其严酷的条件下使用，使用高温强度等耐热性优越的Ni基合金作为主要材料。然而，在这些涡轮叶片上产生称作线状偏析的管道偏析、不定向结晶缺陷(misoriented grain defects)、微观气孔等铸造缺陷，成为制品成品率低的主要原因(例如参照文献1的321页)。

关于线状偏析的形成原因，现在可定性的参考以下。Ni基超合金的特征之一是在合金基体的γ相整齐析出的γ’相(被称为“伽马撇”相的以Ni3(Al，Ti)为基本组成的金属间化合物)，通常随γ’相体积率的增加高温强度提高。但是，在含有比Ni轻的Al、Ti、W等的合金中，随着凝固的进行，这些元素偏聚的枝晶间的液相的密度减小。因此，这样的合金在沿与重力相反方向凝固的情况下，固液共存相的底部即枝晶的根部的液相密度相对于液相即枝晶的先端部的密度为小(本说明书中将这样的合金称之为相对于对流“溶质不稳定”)。另一方面，由于枝晶根部的温度分布比先端部低，密度也较大，因此不产生对流。即，成为“热稳定”。溶质不稳定度大于热稳定度时，在形成密度逆转层的固液共存相中，液相以此密度差为原因产生上升流，容易产生称为线状偏析(freckle)的管道偏析。此外，容易产生枝晶的成长被破坏的不定向结晶(本说明书将此类合金称为“浮上型合金(upward type of buoyancy)”)。在Ni基超合金叶片中生成的线状偏析，理解为是由基于这样的密度差的上升流而产生的。

现在，为了降低这些铸造缺陷，改善加热、保持温度、拉引速度、辐射冷却能等铸造条件，或添加比Ni重的Ta等元素而调节成分等，做出很多试验错误的改良努力，但仍然不够。因此，急需一种能消除这样的铸造缺陷的技术。

通过重熔法制备铸锭

在电渣重熔法(ESR)、真空电弧重熔法(VAR)等重熔法制备铸锭中，具有液相池及固液共存相的深度相对较浅的特征。虽然在上述定向凝固法中抑制了从侧面开始的凝固，但这些重熔法由于铸模(通常使用水冷铜铸模)散热从侧面开始的凝固也进行的点上不一样。由ESR或VAR制造Ni基超合金，生成以线状偏析(管道偏析)为首的宏观偏析广为人知(参照文献2)。上述的重熔法，浮上型合金是当然的，而其相反的沉降型合金(即随着凝固的进行枝间溶质偏聚液相的密度增大的合金)也产生上述的偏析缺陷。为降低这样的铸造物缺陷，虽然设定冷却条件、熔化速度等铸造条件或调整化学成分来尽可能地降低液相池的深度(特别是对沉降型合金有效)或能增加冷却速度，但随着铸锭的断面面积的增大，上述偏析缺陷的生成无可避免。因此，在用于上述Ni基超合金涡轮叶片、铁基合金发电用涡轮转子等的铸锭的制造中，急需一种尽可能增大尺寸而偏析较少的铸锭的稳定制造技术。

发明内容

本发明提供定向凝固铸造物及由ESR、VAR等重熔法制备高品质铸造物的铸造技术，在铸造物中没有生成主要由固液共存相中的液相的流动产生的线状偏析等宏观偏析。

本发明率先阐明了在上述铸造工艺中，特别着眼于固液共存相中的液相流动现象，针对上述固液共存相全体施加强磁场，使该相内枝晶间极低速流动的液相得以抑制，由此消除线状偏析等宏观偏析。

附图说明

图1表示具体例1中的定向凝固法的概要，(a)表示现有制造方法的概要，(b)表示本发明涉及的制造方法的概要；

图2表示Ni-10wt％Al合金以及IN718合金在凝固过程中温度和固相体积率的关系(关于IN718参考文献10的图1)；

图3表示Ni-10wt％Al合金凝固中的液相溶质浓度变化；

图4表示IN718合金在凝固过程中液相溶质浓度变化(参考文献10的图2)；

图5表示Ni-10wt％Al合金以及IN718合金在凝固过程中的液相密度变化；

图6表示Al浓度的等高线，表示在轴向所施加磁场Bz对具体例1中Ni-10wt％Al合金圆形定向凝固铸锭的线状偏析偏析的作用效果；(a)表示Bz＝0，(b)表示Bz＝5特斯拉，(c)表示Bz＝10特斯拉，(d)表示在这些铸锭的RR’断面(距底面91.9mm)中的Bz的效果。

图7表示和图6相同的铸锭在凝固途中(18分钟后)的固相率分布；(a)为全断面，(b)为外周部的局部扩大图。

图8表示和图6相同的铸锭在凝固途中(18分钟后)的液相流动；(a)为Bz＝0，(b)为Bz＝10特斯拉。

图9表示Al浓度等高线，表示具体例2中Ni-10wt％合金方形定向凝固铸锭的线状偏析偏析；(a)为横断面(距底面86.6mm)中的线状偏析，(b)为纵断面(Y方向断面)中的线状偏析。

图10表示和图9相同的铸锭的Y方向末端纵断面中20分钟后的(a)Al的线状偏析偏析及固相率分布，(b)固液共存相及液相中流动场及固相率分布。图中的等高线表示固相率为0.2、0.4、0.6和0.8。背景上部的灰色表示液相，浅灰色表示固液共存相、下部的深灰表示固相。速度向量经过规格化处理。

图11表示Al浓度的等高线，表示在轴向所施加磁场Bz对在具体例2中Ni-10wt％Al合金方形定向凝固铸锭中产生的线状偏析偏析的作用效果；图(a)表示Bz＝0，图(b)表示Bz＝3特斯拉，图(c)表示Bz＝5特斯拉的情形。图(d)表示的XX’断面(距底面91.9mm，Y方向断面)中偏析抑制的效果。

图12表示Al浓度的等高线，表示在Y方向施加磁场(Bz＝3特斯拉)对具体例2中Ni-10wt％Al合金方形定向凝固铸锭中产生的线状偏析偏析的作用效果；(a)表示XX’断面(距底面91.9mm)，(b)表示Y方向断面中的偏析。

图13表示Al浓度的等高线，表示在纵向所施加磁场对具体例3中Ni-10wt％Al合金薄板定向凝固铸锭中产生的线状偏析点偏析的作用效果；(a)表示Bz＝0，(b)表示Bz＝1特斯拉，(c)表示Bz＝2特斯拉的情形。各图中纵向表示Y方向断面，横断面表示XX’横断面(距底面91.9mm)。

图14表示Nb浓度的等高线，表示在轴向所施加磁场Bz对具体例4的IN718Ni-10wt％Al合金重熔工艺中铸锭中心部的线状偏析偏析的作用效果；(a)表示Bz＝0，(b)表示Bz＝5特斯拉，(c)表示Bz＝10特斯拉的情形。

图15表示在图14中不加磁场时的RR’断面(距底面1068.8mm)中各合金元素的偏析的分布。

图16表示图14RR’断面(距底面1068.8mm)中Nb偏析抑制的效果。

图17为在重熔工艺中的本发明的适用例；(a)表示在ESR工艺中的适用例，(b)表示VAR和矿渣精炼以及静磁场相组合的适用例。

图18表示与本发明相关的DC线圈的几个例子；(a)表示螺线型、(b)表示单组线圈、(c)表示双组线圈(赫尔姆霍茨型或近似此类型)，图(d)表示在与重力方向相交的方向施加磁场情况下的粒子轨道型单组线圈，(e)表示粒子轨道型型双组线圈。

图19表示在具体例3中Ni-10wt％Al合金薄板定向凝固中不施加磁场时的Al浓度的等高线；(a)表示直的，长126mm，(b)表示带锥形，长126mm，(c)表示直的，长252mm。

图20表示图19(b)带锥形薄型铸锭拉出开始1005秒后(距底面45mm)的共存区域内的流动场和固相率(0.2至1.0，间隔0.2)分布。右端的标尺表示速度范围。

图21表示对图19(b)带锥形薄型铸锭定向凝固中在轴向施加磁场时抑制宏观偏析的效果。(a)Bz＝0.5特斯拉，(b)为3特斯拉，(c)为5特斯拉磁场时的情形。横截面是位置XX’断面中的分布。

符号说明

1. 电极(消耗电极)

2. 熔渣

3. 隔热性耐火物装置

4. 加热器

5. 用于施加轴方向静磁场或横方向静磁场的DC线圈

6. 水冷铸模

7. 铸锭

8. 水冷底台

9. 接受台

10. 真空或惰性气体气氛

11. 磁屏障

A.关于宏观偏析的形成机理

众所周知，以线状偏析偏析为首的各种宏观偏析的起因在于固液共存相中液相的流动。作为引起该流动的驱动力，虽然有凝固收缩、由枝晶间液相的密度差引起的对流、电磁力等来自外部的力等，但在本发明中由密度差产生的对流特别重要。由合金的成分决定是生成前面定义的浮上型合金还是沉降型合金或其混合型合金(液相密度随凝固的进行而减少再增加，或相反时形成合金)，由于铸造工艺产生特有的宏观偏析。

B.由磁场产生的抑制流动效果

以下对通过静磁场抑制流动的原理作简单的描述。根据关于电磁流体的欧姆法则表述向量如下：

J＝σ(E+v×B) (1)

σ为导电性熔融金属的导电率(1/Ωm)，v为熔融金属的流速向量(m/s)，B为外部施加的磁场的磁通密度向量(特斯拉)，E为诱导电场的强度向量(V/m)，J为诱导电流密度向量(A/m)。根据电场的连续条件

&dtri; \cdot J = 0 - - - (2)

电位为(V)时

E = - &dtri; ψ - - - (3)

由J和B产生的电磁力(洛伦茨力)f(N/m³)由下式给出：

f＝J×B (4)

将(1)式和(3)式代入(2)式得到(5)式。

&dtri; \cdot (σ &dtri; ψ) = &dtri; \cdot σ (v \times B) - - - (5)

解式(5)求

由(1)式及(3)式求J，接着由式(4)可算出洛伦茨力f即电磁制动力。但是，v必须通过含有运动方程式的后述的数值解析来计算，和流体场及电磁场有着高度的相关性。

C.凝固解析方法

为了解析凝固现象，以下对本发明的发明人开发的通用的凝固模拟系统(系统名CPRO)解析数值的方法概要进行阐述。

表征凝固现象的物理参数由温度、凝固过程中液相及固相中再分布的元素浓度(合金元素的个数计为n)、决定温度和固相律的关系的液相温度、在液相及固液共存相中的液相流速(3个向量成分)以及压力所决定。这些，在本说明书中称作宏观尺寸物理参数。表1给出对应于这n+6个物理参数的支配方程式。

表1 物理参数和支配方程式的关系(n为合金元素数)

物理参数	支配方程式
物理参数	支配方程式	温度液相中的溶质浓度液相温度液相的流速向量液相压力	能量守恒公式溶质再分布式(溶质守恒原则)、n个温度和固相率的关系式(非线性多元合金模型决定)运动方程式(含Darcy式)压力方程式
参数个数 n+6个	方程式个数 n+6个	温度液相中的溶质浓度液相温度液相的流速向量液相压力

众所周知在固液共存相中的流动由Darcy式表述(参见文献3的234页)。Darcy流动现象作为流动抵抗相包含在表1的运动方程式中。

V = \frac{K}{μ g_{L}} (- &dtri; P + X) \cdot \cdot \cdot \cdot \cdot \cdot \cdot \cdot \cdot (6)

在此，向量v为枝晶间的液相流速，μ为液相粘度，g_L为液相体积率，K为透过率，P为液相压力，X为重力、离心力等物理作用力向量。请注意X在本发明中还包括引入的电磁驱动力。K由下述枝晶的几何学构造决定的Kozney-Carman式给出。

K = \frac{{(1 - gs)}^{3}}{f {S_{b}}^{2}} \cdot \cdot \cdot \cdot \cdot \cdot \cdot \cdot \cdot (7)

S_b为枝晶的单位体积的表面积(比表面积)，通过多孔触媒的流动试验得出无量纲常数f的值为5。透过率K可由枝晶成长过程的形态解析(本说明书中称为微观尺寸)求出。因凝固是液相及固相中的一种扩散过程，将枝晶模型化为由圆柱状的枝干和半球状的尖端部形成的，通过解固相及液相中的溶质扩散方程式求出。且，假设枝晶的方向不产生K的各向异性。以上，宏观尺寸的所有物理参数具有相互作用，且微观尺寸的枝晶的生长具有很深的关系因此进行的重复的迭代计算。本数值的解析法在本发明人申请的文献5：日本特许第3747216号及美国专利第6241004B1号中有详细的记载。另外，上述的由磁场产生的电磁驱动力的影响也带入到该数值解法之中。由此，可以完全记述考虑了电磁驱动力效果的凝固现象。但是，假设了固液共存相中的固相不移动。

具体实施方式

A.具体例1：Ni-10wt％Al合金圆形铸锭的定向凝固中的宏观偏析

图1(a)为一般的定向凝固装置的概略图。一方面，通过诱导线圈给基座(susceptor)加热，通过辐射热给陶瓷模具加热保温，另一方面，通过水冷台冷却铸锭的同时将铸模向下方拉出而实现定向凝固(或将铸模固定，而将加热炉向上升)。Giamei和Kear(参考文献6)阐明了浮上型Ni基超合金单晶圆形铸锭在外周生成了称作线状偏析的管道偏析(参考该文献的图1-4)，随着圆形铸锭的直径增大线状偏析多发，即具有尺寸效果(参考该文献的表2)。而且，揭示了同样是浮上型Ni-10wt％Al合金的直径为1.5英寸(38.1mm)的单晶铸锭外周部生成了线状偏析。参考这些数据，如表2所示设定用于计算的铸锭的尺寸及铸造条件。此外，表3表示化学成分及物性值。且，对照该文献，铸锭外周部生成线状偏析时枝晶比表面积Sb的修正系数调整为α＝0.4。

表2 铸造参数

Ni-10Al圆形、方形以及薄板型铸锭定向凝固	IN718由重熔法制备圆形铸锭的凝固
Ni-10Al圆形、方形以及薄板型铸锭定向凝固	IN718由重熔法制备圆形铸锭的凝固	铸锭的尺寸：圆形ψ68mmX126mm高方形60mm方X126mm高(圆形和方形的横截面积相同)薄板6mm厚X60mm长X126mm高模型的尺寸：陶瓷模具的厚度＝5mm底座的厚度＝1.75mm(底座的热物性值与铸锭相同)铸造温度(℃)：1420(过热度＝20℃)拉出速度：5mm/min辐射加热领域的热流量：q＝εσ(T⁴-Tm⁴)[cal/cm²sec]ε(放射率)＝0.05对于薄板ε(放射率)＝0.005σ(斯蒂芬-波尔兹曼常数)T(基座的温度)＝1693KTm(陶瓷模具的表面温度，K)辐射冷却领域的热流量：q＝εσ(Tm⁴-T0⁴)[cal/cm²sec]ε(放射率)＝0.10对于薄板ε(放射率)＝0.01Tm(陶瓷模具的表面温度，K)T0(室温)＝293K来自铸锭底座的热流量：q＝h(T-T0)[cal/cm²sec]h(热传导系数)＝0.002[cal/cm²sec℃]底座的预热温度＝1350℃陶瓷模具的预热温度＝1420℃来自熔液表面的热流量：无	铸锭的尺寸：圆形ψ600mmX1500mm高模型的尺寸：假想模具的厚度＝20mm假想底座的厚度＝37mm(任一的热物性值与铸锭相同)假想模具的初期温度＝1242℃假想模具底座的初期温度＝1242℃铸造温度(℃)：1344(过热度＝10℃)熔化速度：800[Kg/hr]来自模型外面的热流量：q＝h(T-T0)[cal/cm²sec]h(热传导系数)＝0.01[cal/cm²sec℃]T(模型外面的温度)T0(室温)＝293K来自铸锭底座的热流量：q＝h(T-T0)[cal/cm²sec]h(热传导系数)＝0.05[cal/cm²sec℃]T(底座外面的温度)来自熔液表面的热流量：无

表3 Ni-10Al及IN718 Ni基合金的化学成分及物理特性

(*)的数据是参考文献9记载的数据而假定的。

图(2)表示在假定为非平衡凝固(固相中无扩散，液相中完全扩散)的情况下计算出的Ni-10wt％Al合金的温度和固相体积率的曲线。由平衡状态图得出本合金在1385℃生成共晶。由于随着凝固的进行Al从固液界面向液相排出，枝晶之间的Al浓度上升。其情形如图3所示。

在此，枝晶间的液相密度表示为液相中合金的浓度C₁ ^L、C₂ ^L、...及温度T的函数(参考表3中的ρ_L)

ρ_L＝ρ_L(C₁ ^L，C₂ ^L，...T) (8)

用(8)式计算出的凝固中Ni-10Al的ρ_L如图5所示。由该图可知该合金为浮上型合金。

计算中所用的铸锭的数据单元的数量(要素数)为，29(径向方向)×71(轴方向)＝2059。计算结果如图6～8所示。图6(a)～(c)为表示宏观偏析的分布状态的等高线，图6(d)表示RR′位置(离底面91.9mm)半径方向的分布。图6(a)表示在不施加磁场的铸锭的外周部产生了线状偏析。宏观偏析的程度由C/C₀来评价(C为计算浓度(wt％)，C₀为初期浓度(wt％))。C/C₀>1表示正偏析，C/C₀<1表示负偏析(C₀＝10wt％)。在线状偏析部生成了C/C₀最大值＝1.14的正偏析。此外，认为在线状偏析附近产生了浓度减少(参考图6(d))。在轴向施加相同强度的磁场。由这些图可知，在Bz＝3特斯拉以下时无偏析减少效果(未显示结果)。5特斯拉时C/C₀最大值＝1.08，约减少了一半；10特斯拉时最大值＝1.015，实际上消除了偏析。

上述未施加磁场的铸锭中产生的线状偏析的起因在于固液共存相中的液相流动方式。图8(a)表示18分钟后的液相及固液共存相(共存区域)中的流动方式(凝固时间为29.2分钟)。可知由于外部的散热，共存区域的形状受到影响。共存区域中的流动，受高固相率一侧(下侧)的低密度相的“浮力”的影响，整体上由中心部向外周部流动，在外周产生上升流。即，在外周低温高溶质浓度的液相向上侧高温低溶质浓度部流动的结果，(例如即使没有导致再溶解)凝固延迟，液相变得容易通过(透过率K变小，参考(7)式)。即，形成了液相的通路，管道。图7的外周部固相率比内侧低就是由于此(关于管道偏析的形成机理，上述文献3的第249页有详细记载)。在这样的管道部定向枝状组织分解(breakdown)后形成等轴晶，因比内侧凝固延迟，随着凝固收缩伴随有气孔。

如果增加轴向磁场的强度，半径方向的流动被抑制，外周部的管道流动消失，作为结果不会产生偏析。图8表示Bz＝10特斯拉时的流动方式。在外周虽有略微的上升流，但流动极弱，半径方向的流动几乎被完全抑制，只剩下轴方向的流动(凝固收缩流动)。这样，保持通过凝固收缩的液相补充，只有形成管道偏析的重力方向以外的流动被抑制(对流或局部乱流)，这一现象很有趣。这里，为了节约篇章不予表述，该现象在和重力方向呈直角的水平定向凝固或与重力方向相同方向的定向凝固的场合也存在。此外，液相中可见的显著对流被抑制的结果，共存区域的宽度变宽。通过施加静磁场产生的这些特征在DS材料，特别是SX材料的制备中很有用。即，可产生枝晶的不定向晶体缺陷的抑制效果，促进稳定成长。

B.具体例2：Ni-10wt％Al合金的方形铸锭的定向凝固中的宏观偏析。

为了研究涉及线状偏析生成的施加磁场的方向的影响，对方形铸锭进行了计算。方形的截面的尺寸为和具体例1中的具有相同的截面积的60mm方形。其他的所有铸造参数和圆形铸锭的场合相同(参考表2)。考虑对称性对1/4截面进行计算。铸锭的数据单元的数量为：18(X方向)×18(Y方向)×71(Z方向)＝23004。

图9-11表示不施加磁场的通常的铸锭的宏观偏析。如图9(a)和(b)所示，线状偏析在外周部纵方向上生成，几乎等间隔排列。C/C₀最大值约为1.18。图10(a)及(b)表示凝固途中的20分钟后的偏析形成状况(凝固时间28.5分)。与具体例1相同，共存区域中线状偏析附近的液相流入，沿管道上升(参考图10(b))，导致凝固延迟(参考该图中的等固相率线)。由该上升流产生线状偏析(参考图10(a))。图11表示在轴向施加磁场时的偏析抑制效果。图11(a)、(b)、(c)为Y方向的纵截面宏观偏析的Al浓度分布，图11(d)为(a)沿XX′(距底面91.9mm)的Al浓度分布。这些图显示，Bz＝1特斯拉时效果小，Bz＝3特斯拉以上时偏析实际上消除。共存区域中流动方式也和具体例1相同，横方向的流动被抑制，在纵方向全部向下(由于简单不予图示)。

接着图12表示在Y方向(水平方向)施加相同的磁场情形下的一例(By＝3特斯拉)。与Bz＝3特斯拉相比，虽然略有效果，可实质上相同。由此可知，在共存区域中的流动抑制效果不依赖于磁场的方向而实质相同。但是，铸锭与模具界面之间的电界面条件为绝缘。

C.具体例3：Ni-10wt％Al薄板铸锭的定向凝固中的宏观偏析

背景技术中描述的涡轮叶片是具有薄片部分的复杂的形状(例如参考文献1的320页图1及321的图5)。考虑此点，在本具体例中研究厚6mm，宽60mm，长126mm的薄板定向凝固中磁场的作用。表2示出铸造条件。为防止从侧面开始的凝固，与上述圆形及方形铸锭相比除了从侧面的散热速度降到1/10外其他条件相同。

考虑对称性对1/4横截面进行计算。铸锭的数据单元的数量：18(X方向18)×5(Y方向)×71(Z方向)＝6390。图13显示计算结果。未施加磁场的通常的铸锭，在宽度方向的端面，特别是角落部位生成了线状偏析(参考图13(a))。在轴方向施加1、2和3特斯拉的磁场，2特斯拉时实际上偏析消失了(参考图13(b)，(c))。由图，Bz＝0时C/C₀最大值＝1.13，1特斯拉时C/C₀最大值＝1.022，1特斯拉时十分有效果。

此外，宽度方向(X方向)及厚度方向(Y方向)各施加相同的磁场时，与轴向施加几乎无差别(由于简单未图示)。

接着，改变铸造条件及的叶片形状研究其影响。关于铸造条件，拉出速度由表2的5mm/min降低到1.667mm/min，为了使凝固速度温度区间的温度梯度为大约45℃/cm(叶片的中央位置)，设定基座温度＝1773K，ε(放射率)＝0.05，辐射冷却区域的ε(放射率)＝0.02，底面的h(热传导率)＝0.001(以上的铸造条件为实际可执行的范围内，在此为方便计算而设定)。上述一定速度拉出的情况下，温度梯度在凝固的前半大约为50℃/cm，后半降低到25℃/cm。且，省略了制造SX材料所需的选择器(セレクタ)部等。

考虑到实际的叶片的横截面形状为曲面，叶片厚部含有砂心，厚度也不一样，在横截面安装了锥形(此后称作锥形材料。没有锥形的称作直板材料)。但是，此处目的在于对厚度变化的影响作简单研究，横截面中央部的厚度为6mm，两端为3mm，计算领域为1/4的对称截面。因此，和实际的叶片的横截面形状不同。忽略砂心。且对叶片的长度为2倍(252mm)的情形也进行了计算。对于以上3种叶片，直板、长126mm叶片(数据单元的数量6390)及锥形，126mm长叶片(数据单元的数量5751)，适用上述铸造条件，另一面，对直板、252mm长的叶片(数据单元的数量12780)，除辐射冷却的ε＝0.01以外其他条件设定为相同值。

计算结果如图19-21所示。图19表示未施加磁场的通常的定向凝固发生时凝固结束后的A1浓度分布。纵截面图为厚部中央部，横截面为XX′位置处的分布图。各铸锭，与具体例1(圆形铸锭，参考图6)及具体例2(方形铸锭，参考图9)中所见的外周部不同，而是在铸锭的内部生成线状偏析。这可以认为是由于来自感应器的加热而铸锭的表面和内部温度差几乎消失(外周部稍高一点)。和具体例1及具体例2的线状偏析延长至上端相比，明显缩短。锥形、126mm铸锭内部，特别是厚度厚的部分更加明显生成线状偏析。图20表示拉出开始1005秒后的纵截面中央部的共存区域的形状及枝晶间的流动(只标出共存区域内的流动方式)。图中的横线为固相率从0.2至1.0每间隔0.2的等固相率线。线状偏析发生位置(距底面45mm)的流速为3x10^-2cm/s，横方向的流速为10^-3cm/s的数量级。发现从中心厚部向端面薄部，共存区域略有倾斜，枝晶间的液相流动从端面向中心部，在生成线状偏析的部分产生强的上升流。此外，由等固相率分布可知线状偏析部的凝固比周围有所延迟。在长度为叶片2倍的直板、252mm铸锭的情况下线状偏析更为明显(图19(c))。线状偏析也变长。

对以上3种铸锭在轴向施加Bz＝0.5、1.0、3.0及5.0特斯拉的磁场，各铸锭在0.5特斯拉时线状偏析消失，3特斯拉时，除了由于拉出引起的铸锭的上端及和或种结晶相连的下端外，制品部分的宏观偏析改善为实际没问题的Al＝9.95～10.04(wt％)。图21表示对锥形、126mm铸锭施加Bz＝0.5、3及5特斯拉磁场时的效果。各铸锭中未产生线状偏析，厚度薄的一侧(右端)负偏析随磁场的增加而减少。这是由于如图20所示那样在横方向的极低速流动被抑制。

如上所述，虽然线状偏析产生位置及形态随加热/冷却条件、拉出速度等铸造条件、叶片的形状等而改变，但是无论什么情形下通过施加强磁场可以消除。

D.具体例4：IN718 Ni基合金的重熔工艺中的宏观偏析

用于计算的本合金的化学成分及物理特性值如表3所示。对于化学成分以及多相平衡状态的温度-液相以及固相浓度的关系，参见文献10的图1～3。因此，温度和固相率的关系(参考图2)，凝固中的液相溶质浓度变化(图4)的计算结果与文献10中的相同。图5表示由上述(8)式算出的液相密度变化。由图5可知，该合金为沉降型合金。

Van Den Avyle等在文献2中报告了在IN718及与其相似的合金625 Ni基超合金的重熔工艺中在半径方向中间部生成线状偏析，在中心部生成“中心”线状偏析。这些重熔工艺中，由于侧面的散热共存区域的形状向着中心变深，即使是IN718这样的沉降型合金也生成管道偏析。本说明书中所使用的IN718与其说是同文献2的IN718不如看作是与合金625近似的。参考同文献2，铸锭的尺寸及铸造参数的设定如表2所示。铸造方法为向静置的模具中以一定的熔融速度铸造。在实际操作中，由于铸锭与水冷铜模具界面的热移动很大程度受空气间隙(airgap)的影响，所以精确的设定热界面条件很难。此处，为方便计算，假设在铸锭的底面及侧面设置假想的热板(hotplate)及热套(hot sleeve)(假定热物性值与铸锭相同)，参考上述文献2以与液相池的形状等实际的凝固状况相接近来调整这些模具外面的热传导系数。参考同文献2的线状偏析发生状况将枝晶的比表面积Sb的修正系数设定为α＝0.6。铸锭的数据单元的数量为：40(半径方向)×120(轴方向)＝4800。

图14～16表示计算结果。图14和图16表示Nb的浓度等高线，图15表示不施加磁场时的各元素的半径方向浓度分布(距底面1068.8mm处)。如图14(a)所示，生成了上述文献2的合金620中发生的中心线状偏析。本具体例的IN718，未在半径方向中间生成通常的线状偏析。这些结果与文献2的看法一致，表示本说明书所述的数值解法是妥当的。图15显示，平衡分配系数比1小的Al、Ti、Nb与分配系数相对大的Cr、Fe分别生成正的和负的偏析。将轴方向的磁场Bz在3～10特斯拉变化，可知在Bz＝10特斯拉时可将偏析抑制在没问题的水平。

以上具体例14具体显示了宏观偏析是由固液共存相中枝晶间液相流动而生成的，其流动方式最为重要。本发明人首次揭示了对固液共存相全体施加强磁场可以抑制作为形成宏观偏析的原因的枝晶间极低速液相流动，从而可抑制线状偏析等宏观偏析。对熔融金属的电磁制动现象早就为人们所知，但如此可消除宏观偏析的例子，据本发明人所知还没有先例。

以下，对本发明的电磁制动效果及本发明的要点进行阐述。(1)考虑在与重力方向呈直角的横向(X方向)以一定的速度v流动的电磁流体。在该状态，对与v及重力方向呈直角的方向施加磁场B时的电磁制动力由f_x＝-σB²ν给出。但是，金属的情况下，电传导率σ较大，上述(1)式中视E＝0。这时的运动方程式由下式表示：

ρ \frac{dv}{dt} = - σ B^{2} v \cdot \cdot \cdot \cdot \cdot \cdot \cdot \cdot \cdot \cdot \cdot \cdot \cdot \cdot (9)

将上式积分，t＝0时的初期速度v＝v₀，得到下式：

\frac{v}{v_{0}} = \exp (- \frac{σ B^{2}}{9.8 ρ} t) \cdot \cdot \cdot \cdot \cdot \cdot \cdot \cdot \cdot \cdot \cdot \cdot \cdot \cdot (10)

此处，单位如下：v(m/s)，σ(1/Ωm)，B(特斯拉)，ρ(Kg/m³)及t(sec)。由(10)式可知，随时间推移v呈指数衰减，σ越大，ρ越小的合金，衰减速率越大。例如，对于本说明书的10Al-Ni合金，σ＝10⁶，ρ＝7800及B＝0.1则v/v₀＝exp(-0.14t)。

t＝2.15秒后v/v₀＝0.5，t＝4.3秒后速度进一步衰减至v/v₀＝0.25。Al合金的情况下σ＝5x10⁶，ρ＝2700及B＝0.1则v/v₀＝exp(-1.9t)；t＝0.15秒后v/v₀＝0.5，t＝0.3秒后速度进一步衰减至v/v₀＝0.25。通过以上的大致计算可知，即使是B＝0.1特斯拉的弱磁场，也有很充分的液相池内的流速抑制效果。

以下，以(6)式中的X为电磁制动力f，与Darcy流动抵抗力vμg_L/K((6)式两端除以K/vμg_L)的比定义为π，

π为表示共存区域中枝晶间液相流动的制动效果的无量纲数。f由(1)式及(4)式得到的式给出。为方便研究，与上述的情形相同，考虑到共存区域中的横向流动施加电磁制动力，(6)式转化为下式：

v = \frac{K}{μ g_{L}} (- \frac{&PartialD; P}{&PartialD; x} - σ B^{2} v) \cdot \cdot \cdot \cdot \cdot \cdot \cdot \cdot \cdot \cdot \cdot \cdot \cdot \cdot (12)

由上式可知，对于v>0的流动，电磁制动力(-σB²v)在与流动相反的方向起作用(由于压力梯度，和液相中发挥作用的体积力

(>0)相反方向)，即，作为制动力起作用(v<0时，同样制动)。通过(12)式对v求解得下式：

v = \frac{- K / {μg}_{L}}{1 + σ B^{2} K / μ g_{L}} \cdot \frac{&PartialD; P}{&PartialD; x} \cdot \cdot \cdot \cdot \cdot \cdot \cdot \cdot (13)

上式中，不施加B时的速度为v0取v与v0的比，使用(11)式定义的π则：

\frac{v}{v_{0}} = \frac{1}{1 + π};

π = \frac{σ B^{2} K}{μ g_{L}} \cdot \cdot \cdot \cdot \cdot \cdot \cdot (14 a, 14 b)

流速随π的增加呈双曲线衰减。虽然实际铸造工艺中K和g_L随着场所及时刻的变化而变化，但采用具体例1至4中的大约平均值，对抑制线状偏析等偏析时的B计算π，结果如表4所示(注意σB²的单位换算；1T²/Ωm＝10^-3dyn·sec/cm⁴)。

表4 无量纲数π及

的大约值

具体例	偏析抑制磁场B(T)	K(cm²)及g_L的代表值	π	Δρ_L/ρ_L	v(m/s)	Δρ_Lg_r(N/m³)	φ
具体例	偏析抑制磁场B(T)	K(cm²)及g_L的代表值	π	Δρ_L/ρ_L	v(m/s)	Δρ_Lg_r(N/m³)	φ	1	10	K＝1.467x10^-6g_L＝0.584	5(0.05B²)	0.033	5x10^-5	2254	2.2
2	3	K＝1.311x10^-6g_L＝0.603	0.39(0.043B²)	0.033	5x10^-5	2254	0.2	1	10	K＝1.467x10^-6g_L＝0.584	5(0.05B²)	0.033	5x10^-5	2254	2.2
2	3	K＝1.311x10^-6g_L＝0.603	0.39(0.043B²)	0.033	5x10^-5	2254	0.2	3	2	K＝2.257x10^-6g_L＝0.479	0.38(0.094B²)	0.033	5x10^-5	2254	0.09
4	10	K＝1.096x10^-6g_L＝0.574	2.73(0.027B²)	0.034	2.5x10^-5	2548	0.98	3	2	K＝2.257x10^-6g_L＝0.479	0.38(0.094B²)	0.033	5x10^-5	2254	0.09

具体例1时，π＝0.05B²

则Bz＝5特斯拉时，π＝1.25，流动减速至v/v0＝0.04，

Bz＝10特斯拉时，π＝5.0，流动减速至v/v0＝0.17。

由表4，抑制偏析的π有差距，如下一项(2)所述，由于各情况下偏析的形态和程度随个案各有不同，虽然决定抑制偏析所需无量纲数π值很难，却是有意义的标准。磁场强度在1特斯拉以下时，π<<1，可以理解几乎没有抑制偏析的效果。

(2)在实际铸造工艺中共存区域内决定液相的流动方式的主要原因有以下3个：

I.由共存区域内的液相密度差

引起的浮力(

g_r为重力加速度)

II.共存区域的形状(特别是重力方向的梯度及范围)

III.由枝晶的形态所决定的透过率K(参考(7)式)

是引起共存区域内对流的驱动力，由合金的成分所决定。其有浮上型、沉降型或两者混合型。原因II及III由各种铸造工艺的冷却条件所定。如此，存在多种多样的情形。如例2、3，浮上型合金的涡轮叶片定向凝固中发生线状偏析的最重要的原因是或

在某值以上时发生线状偏析偏析。与此相比，原因II及III的贡献要小。沉降型合金的重熔法制造铸锭时，如果共存区域的形状平坦(没有凹坑)，不管原因I及III都不发生偏析。即，具体例4的中心部的偏析是由于共存区域的形状在重力方向上生成的梯度，原因I(由

引起的沉降)起作用所至。在此情形下，如果铸锭的半径变小，K变小，就不发生偏析(K随枝晶臂间距(DAS)变小而变小。一般，冷却速度越大，DAS越小，由原因I引起的对流消失，不形成线状偏析等管道偏析)。

由上，作为评价电磁制动力效果的其它无量纲数，取制动力对浮力的比是有意义的。即，

无量纲数

φ = \frac{σ B^{2} v}{Δ ρ_{L} g_{r}} \cdot \cdot \cdot \cdot \cdot \cdot \cdot \cdot \cdot \cdot \cdot \cdot (15)

对平均大约值v及所需磁场B算出的结果如表4所示(注意σB²的单位换算)。

通过上述(1)项及(2)项的研究可知，为了抑制液相领域的高速流动(重熔法工艺中一般约为10cm/s数量级)，1特斯拉以下(如0.1特斯拉)的磁场足够，但为了抑制共存区域中的极低速流动(约10^-210^-4cm/s数量级)必须要强磁场。作为概略评价强磁场的强度的标准，(14)式或(15)式的无量纲数π或是有意义的。即，只要针对各合金体系及凝固工艺得知抑制偏析所需的经验界限值πc或，决定所需B以满足π≧πc或

即可。通过缩小的小规模实验决定πc或

相对经济，本说明书所述的数值解析法是非常有力的工具。通过以上的具体例，具有薄部的相对的小尺寸的涡轮叶片情形下，约0.5特斯拉以上的磁场对于减少线状偏析，不定向晶体等缺陷有效(众所周知凝固界面的形态随G/R(G为界面中温度梯度，R为界面的进展速度)值变小，由平滑界面向晶胞(cell)更进一步向枝晶迁移，SX材料的情形下某值以下则单晶成长被破坏，从而生成异向结晶即不定向晶体结晶(参考文献15)。另一方面，一般认为凝固中施加磁场则晶粒粗化。即，不易生成不定向晶体晶。这可以认为是由于施加了磁场而抑制了液相的流动，促进了单晶的成长)。尺寸大的重熔法铸锭时，恐怕至少需要1特斯拉以上的磁场。但，这些下限值是将铸造条件进行最适化后算出的大致的标准，正如已经描述过的，随着各情形而变化。而且，也因对品质的要求所左右。

(3)对共存区域中液相流动的抑制效果不依赖于磁场的方向。因此，只要采用对铸造工艺最合适的施加方法即可。但，上述所有的具体例中作为电界面条件，铸锭的模具为绝缘。计算时适用了均一的磁场，但无须严格均一。

(4)图1(b)表示在定向凝固中施加静磁场情形的概要图。典型的定向凝固装置，如背景技术所述，由水冷却装置、模具加热炉、拉引装置、真空装置等基本要素构成，但除此之外有各种各样样式。例如，也可以是应用将曾凝固的铸锭最初一点点熔化，该熔融带由一端向另一端缓缓移动的区熔(zone melting)法(参考文献3的第2页)的样式。也就是，本发明以铸造物或铸锭中形成固相、固液共存相及液相区域，控制这些区域由一端向着另一端定向凝固的方法及装置为对象，将这些所有定向凝固工艺所适用的工艺从原理上解明。实际的定向凝固涡轮叶片具有复杂形状。文献11描述了叶片部为单一枝晶组织(SX)、底座为多晶柱状枝晶组织的技术，但本发明也可适用这样的混合组织。而且，对于与重力方向呈直角方向的水平定向凝固或与重力方向相同的定向凝固(由上至下的凝固)的情形，正如所述，本发明也可适用。图18表示本发明使用的直流线圈5的几个例子。对固液共存相在垂直方向发生磁场时，有螺线管型(图a)、单组线圈(图b)、双组线圈(图c，赫尔姆霍茨型或以此为准的)。在与重力方向交叉的方向施加磁场时，有粒子轨道型(レ-ストラ_ツク型)单组线圈(图d)、粒子轨道型双组线圈(图e)等。这些线圈，推荐使用超电导线圈。实际可有各种线圈设计，可以根据铸造物形状、凝固方向、所需磁场强度进行最合适的设计。

(5)VAR(真空电弧重熔法)，ESR(电渣重熔)等重熔工艺中，通常共存区域中流动着强电流，在与外部施加的强磁场的相互作用下发生电磁力，因而不优选。所以，必须采用铸锭不通电的方式。图17表示该方式的最理想的一例。图17(a)表示在ESR工艺采用本发明的强磁场的情形。符号5表示发生强磁场用的直流线圈，在横向或纵向施加磁场。线圈的机构如上述(4)项所述，推荐使用超电导线圈。为了使电极1不受磁场的影响而被设置成离开线圈。通过电极间流动的电流产生的焦耳热对熔渣相加热，由此使电极熔化。熔渣相由设置在隔热性耐火材料装置(スリ—ブ)3的外周的加热器4加热保温。由电极生成的熔融液滴经过熔渣相落入水冷铜模具6中，凝固。铸锭7经水冷铜模具制成的底台通过地面持续冷却，通过可伸缩的接受台9向下方引出。在模具6及铸锭7的界面上介有熔融矿渣3，因通常生成空气间隙(未图示)，通过侧面的冷却相对小。图17(b)表示VAR和矿渣精炼以及本发明的强磁场相组合的最理想的一例。空间10为真空或惰性气体气氛。电极1通过高电流电弧(通常为直流)熔化。VAR及矿渣精炼的两者的优点(因众所周知不加描述)再加上本发明的强磁场，可以制造高清净且无偏析的高品质铸锭。这些工艺，为了对电极附近的电流场隔离磁场设置了磁屏障11。如图17表明各种组合都可能。

即，可能为

ESR+强磁场

VAR+强磁场

VAR+矿渣精炼+强磁场等。

(6)众所周知，合金的凝固中固液界面的形状由基于过冷却理论的上述参数G/R决定(G为界面中液相温度梯度，R为界面进行速度)。制造真实意义的单晶(如半导体Si)(无论是Bridgeman法还是Czochralski法)，分别单独控制G和R，通过增大G减小R实现平滑界面(稳定界面)凝固。(通常这些单晶里含有的合金量极低，没有固液共存相(或不允许生成)，与本发明定义的有固液共存相的枝晶组织(DX材料或SX材料)根本不同)。

已知在单晶成长方向合金浓度分布，根据在平滑界面前方的液相的对流有很大变化(参考文献3的42页，图2-9)。文献12，由于半导体的单晶成长过程中不可避免而存在的液相的对流的影响，使单晶的长度方向发生的较大的浓度变化，为了缩小该变化，预先制成改变了组成的原料，使用该原料使其定向成长而使浓度变化减小。而且，曾经成长凝固了的结晶，再度向相反方向成长，或通过施加磁场(0.2特斯拉左右)抑制对流，制造更加均一的组成的单晶。即，该文献技术是在没有共存区域的单晶生长过程中，抑制平滑界面前方的液相的对流的技术，与本发明不同。

文献13，通过Bridgeman法制备单晶时，使用伴随液相-固相变化的熔点的磁气带磁率变化量为正(即，固相的磁气带磁率比液相的大)的材料，通过在结晶成长中施加磁场，为了提高结晶核形成的能量壁垒来提高单结晶化率，尽可能制作结晶数少的高品质单晶的单晶成长技术，与本发明不同。

如果降低G/R，固相从稳定界面型成长被破坏的界面开始突起，形成晶胞组织。进一步降低G/R，形成枝晶组织。晶胞型成长时，固液共存相由于晶胞结晶(セル

晶)和液相共存而可以适用本发明的原理。即，通过施加强磁场，抑制晶胞间液相流动，可以得到无偏析的、稳定的晶胞结晶组织。

(7)在连续铸造领域，文献14揭示了在连续铸造Al合金时，通过对液相池施加最大0.15特斯拉的静磁场，减少宏观偏析的技术(在连续铸造中，液相池内的流动速度为10～100cm/s数量级，如上述(1)及(2)所述，对于这样的高速流体，0.1特斯拉的低磁场有足够的制动效果，但对于共存区域中的极低速流体没有制动效果)。在该文献14中没有提及减低宏观偏析的机理，且同文献的具体例中任一项都添加了结晶粒微细化剂。这一点值得注意。关于该文献14情形的抑制偏析效果，本发明人作如下推测。可认为是由于静磁场产生的液相池内的抑制流动效果，与没有磁场的情形相比增加了微细化效果产生微细的粒状晶组织，从而中心领域的偏析变小(通常，添加结晶粒微细化剂的目的之一是为了通过更细的粒状晶组织减小偏析。然而，由于液相池内的活跃的对流，结晶粒微细化剂的凝集、合并、粗大化频率提高，降低了微细化效果。此处推测，如果施加磁场，液相池内的对流受到抑制，减小结晶粒微细化剂的凝集、合并的频度，从而是否可以不阻碍微细化效果)。即，该文献14的技术以使用结晶粒微细化剂为必要条件，通过施加磁场可提高微细化效果，作为结果产生间接的减低偏析的效果。对于不添加结晶粒微细化剂的情形，如施加半途而废的强度的磁场，抑制了液相池内的流动，结果粗大柱状晶的发达更容易，相反有可能中心领域的偏析变大。

对此，本发明的本质是，在定向凝固(就原始目的而言不使用结晶粒细微化剂)或重熔法工艺中，对共存区域全体施加磁场，该磁场有必要的强度以抑制成为线状偏析等宏观偏析的原因的共存区域内的极低速液相流动，由此抑制上述宏观偏析，和文献14的着眼点不同，铸造工艺，施加磁场的领域及磁场强度不同。

工业上的应用性

以上，由具体例1～3阐明，通过施加本发明的强磁场，可以消除现在实用化的浮上型Ni基超合金DS或SX铸造物内生成的线状偏析等偏析。此外，对于浮力(由固液共存相内的液相的密度差产生

)增大不能铸造的合金，本发明也是有效的。由此，增加了合金选择的自由度，甚至意味着开辟了开发高温强度高的合金的可能性。

具体例4的重熔工艺中，表示本发明对于沉降型合金(IN718)是有效的，通过具体例1～3表示对于一般的浮上型合金也有效。所以，通过适用本发明，以往不可铸造的口径大的浮上型合金，通过铸锭的重熔工艺变得可以制造。

如上所述，总结本发明的效果，如下所示。

关于Ni基超合金涡轮叶片等的定向凝固铸造物的制造，

1.可完全消除线状偏析等宏观偏析。

2.可以消除由对流引起的枝晶的熔断、分离，由此可得到没有不定向晶体生长缺陷的结晶粒的完全单晶。

3.通过完全消除线状偏析等宏观偏析，可以开发γ’的体积率增至极限的新合金。

此外，关于由重熔工艺制造铸锭，沉降型合金是当然的，以往不可铸造的浮上型合金(通常比沉降型密度小)的铸造变得可能。

如此，通过本发明可制造高品质涡轮叶片等定向凝固铸造物或重熔铸锭，通过实用化提高重要部件的安全性及汽轮机的效率而在节约能源方面做出重大贡献。考虑到随着超电导技术的最近的进步可相对便宜的得到强磁场，看不出阻碍本发明实现的原因，在工业上有极高价值。本说明书展示了2种Ni基合金铸锭的具体例，所有的Ni基合金是当然的，在原理上阐明了对于今后期待有所发展的TiAl基合金的定向凝固叶片、低合金钢等所有的合金的制造也可取的同样的效果。

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Claims

1.一种铸造物的制造方法，其为通过浮上型Ni基合金制备铸件或铸锭等的单晶组织(称为SX材料)铸造物的制造方法，其特征在于，在该制造方法中形成固相、固液共存相以及液相区域，伴随着将这些区域由一端向另一端移动而定向凝固，所述定向凝固发生时，为抑制在固液共存相中产生导致线状偏析的上升流动(管道流动)或导致宏观偏析的枝间极低速液相流动中的至少一种流动，对所述固液共存相全体施加所需强度的静磁场。

2.一种铸造物的制造方法，其为通过浮上型Ni基合金制备铸件或铸锭等的多晶柱状枝晶组织(称为DS材料)铸造物的制造方法，其特征在于，在该制造方法中成固相、固液共存相以及液相区域，伴随着将这些区域由一端向另一端移动而定向凝固，所述定向凝固发生时，为抑制在固液共存相中产生导致线状偏析的上升流动(管道流动)或导致宏观偏析的枝间极低速液相流动中的至少一种流动，对所述固液共存相全体施加所需强度的静磁场。

3.一种铸造物的制造方法，其为通过浮上型Ni基合金制备铸件或铸锭等的单晶组织(称为SX材料)和多晶柱状枝晶组织(称为DS材料)的混合组织铸造物的制造方法，其特征在于，在该制造方法中形成固相、固液共存相以及液相区域，伴随着将这些区域由一端向另一端移动而定向凝固，所述定向凝固发生时，为抑制在固液共存相中产生导致线状偏析的上升流动(管道流动)或导致宏观偏析的枝间极低速液相流动中的至少一种流动，对所述固液共存相全体施加所需强度的静磁场。

4.一种铸造物的制造方法，其为通过Ni基合金制备铸件或铸锭等的单晶组织(称为SX材料)铸造物的制造方法，其特征在于，在该制造方法中形成固相、固液共存相以及液相区域，伴随着将这些区域由一端向另一端移动而定向凝固，所述定向凝固发生时，为抑制在固液共存相中产生导致线状偏析的上升流动(管道流动)或导致宏观偏析的枝间极低速液相流动中的至少一种流动，对所述固液共存相全体施加所需强度的静磁场。

5.一种铸造物的制造方法，其为通过Ni基合金制备铸件或铸锭等的多晶柱状枝晶组织(称为DS材料)铸造物的制造方法，其特征在于，在该制造方法中形成固相、固液共存相以及液相区域，伴随着将这些区域由一端向另一端移动而定向凝固，所述定向凝固发生时，为抑制在固液共存相中产生导致线状偏析的上升流动(管道流动)或导致宏观偏析的枝间极低速液相流动中的至少一种流动，对所述固液共存相全体施加所需强度的静磁场。

6.一种铸造物的制造方法，其为通过Ni基合金制备铸件或铸锭等的单晶组织(称为SX材料)和多晶柱状枝晶组织(称为DS材料)的混合组织铸造物的制造方法，其特征在于，在该制造方法中形成固相、固液共存相以及液相区域，伴随着将这些区域由一端向另一端移动而定向凝固，所述定向凝固发生时，为抑制在固液共存相中产生导致线状偏析的上升流动(管道流动)或导致宏观偏析的枝间极低速液相流动中的至少一种流动，对所述固液共存相全体施加所需强度的静磁场。

7.一种铸造物的制造方法，其为通过Ni基合金制备铸件或铸锭等的晶胞晶体铸造物的制造方法，其特征在于，在该制造方法中形成固相、固液共存相以及液相区域，伴随着将这些区域由一端向另一端移动而定向凝固，所述定向凝固发生时，为抑制在固液共存相中产生导致线状偏析的上升流动(管道流动)或导致宏观偏析的枝间极低速液相流动中的至少一种流动，对所述固液共存相全体施加所需强度的静磁场。

8.根据权利要求1至7任一项所述的铸造物的制造方法，其特征在于，在线状偏析或宏观偏析的任一之外，还含有不定向结晶缺陷。

9.根据权利要求1至8任一项所述的铸造物的制造方法，其特征在于，所述静磁场的强度至少为0.5特斯拉以上。

10.一种铸造物的制造方法，其为通过TiAl基合金制备铸件或铸锭等的定向凝固铸造物的制造方法，其特征在于，在该制造方法中，形成固相、固液共存相以及液相区域，伴随着将这些区域由一端向另一端移动而定向凝固，所述定向凝固进行时，对所述固液共存相全体施加能抑制在所述固液共存相中导致产生宏观偏析或不定向晶体结晶中的至少一种铸造缺陷所需强度的静电场。

11.一种铸造物的制造装置，具有冷却台、与所述冷却台接触设置的铸模、将熔融金属浇铸到所述铸模的设备、使所述铸模保持高温的加热炉，是通过将所述的铸模针对所述加热炉相对地移开，使所述熔融金属依次凝固的定向凝固法来制造铸造物的制造装置，其特征在于，所述定向凝固发生时，为了抑制在所述固液共存相中产生导致线状偏析的上升流动(管道流动)或导致宏观偏析的枝间极低速液相流动中的至少一种流动，设置有针对所述固液共存相全体施加至少0.5特斯拉以上的静磁场的设备。

12.一种铸锭的制造装置，其至少配备两个电极，是通过在所述电极间通电对熔渣相加热，使所述电极熔化后浇铸到铸模的电渣重熔法(ESR)来制造铸锭的制造装置，其特征在于，在该制造装置中设置有施加静磁场的设备，在形成固相、固液共存相以及液相区域，伴随着将这些区域由一端向另一端移动而定向凝固过程中，所述定向凝固发生时，为抑制在固液共存相产生导致线状偏析的上升流动(管道流动)或导致宏观偏析的枝间极低速液相流动中的至少一种流动，所述施加静磁场的设备针对所述固液共存相全体施加所需强度的静磁场。

13.根据权利要求12所述的铸锭的制造装置，其特征在于，设置有对所述熔渣相加热并保温的加热设备。

14.根据权利要求12或13任一项所述的铸锭的制造装置，其特征在于，对所述电极设置磁屏障来屏蔽所述施加静磁场的设备所产生的磁场。

15.一种铸锭的制造装置，其为通过真空电弧重熔法(VAR)制造铸锭的制造装置，设置有多个电极，通过所述电极间流动的电流将电极加热、熔化，并供给到铸模中来制造铸锭，其特征在于，在该制造装置中设置施加静磁场的设备，在形成固相、固液共存相以及液相区域，伴随着将这些区域由一端向着另一端移动而使其凝固的过程中，为抑制在固液共存相中产生导致线状偏析的上升流动(管道流动)或导致宏观偏析的枝间极低速液相流动中的至少一种流动，所述施加静磁场的设备针对所述固液共存相全体施加所需强度的静磁场。

16.根据权利要求15所述的铸锭的制造装置，其特征在于，将接受所述电极溶化物的熔渣相设置在所述铸模的上部。

17.根据权利要求16所述的铸锭的制造装置，其特征在于，设置有对所述熔渣相加热并保温的加热设备。

18.根据权利要求15至17任一项所述的铸锭的制造装置，其特征在于，对所述电极设置磁屏障来屏蔽所述施加静磁场的设备所产生的磁场。

19.根据权利要求15至18任一项所述的铸锭的制造装置，其特征在于，所述施加静磁场的设备至少产生约1特斯拉以上的静磁场。

20.根据权利要求15至19任一项所述的铸锭的制造装置，其特征在于，所述施加静磁场的设备，针对所述熔融金属的固液共存相全体，沿重力方向或与重力方向交叉的方向上施加静磁场。

21.一种铸锭的制造方法，其是通过电渣重熔法(ESR)制造铸锭的方法，配备至少2个电极，在所述电极间通电以对熔渣相加热，由此将所述电极熔化后浇铸到铸模来制造铸锭，其特征在于，在该制造方法中，在形成固相、固液共存相以及液相区域，伴随着将这些区域由一端向另一端移动而定向凝固的过程中，所述定向凝固发生时，为抑制在固液共存相中产生导致线状偏析的上升流动(管道流动)或导致宏观偏析的枝间极低速液相流动中的至少一种流动，设置有针对所述固液共存相全体施加所需强度的静磁场的设备。

22.根据权利要求21所述的铸锭的制造方法，其特征在于，将所述熔渣相加热并保温。

23.根据权利要求21或22所述的铸锭的制造方法，其特征在于，对所述电极屏蔽所述静磁场。

24.一种铸锭的制造方法，其为通过真空电弧重熔法(VAR)制造铸锭的方法，配备有多个电极，通过所述电极间流动的电流将电极加热并熔化，从而浇注到铸模中来制造铸锭，其特征在于，在形成固相、固液共存相以及液相区域，伴随着将这些区域由一端向另一端移动而定向凝固的过程中，所述定向凝固发生时，为抑制在固液共存相产生导致线状偏析的上升流动(管道流动)或导致宏观偏析的枝间极低速液相流动中的至少一种流动，设置有针对所述固液共存相全体施加所需强度的静磁场的设备。

25.根据权利要求24所述铸锭的制造方法，其特征在于，在所述铸模的上部设置熔渣相，将所述电极生成的熔融液滴精炼后浇铸到所述铸模。

26.根据权利要求25所述铸锭的制造方法，其特征在于，将所述熔渣相加热并保温。

27.根据权利要求24至26中任一项所述铸锭的制造方法，其特征在于，对所述电极屏蔽所述静磁场。

28.根据权利要求24至27中任一项所述铸锭的制造方法，其特征在于，所述静磁场至少约1特斯拉以上。