JP2010500923A - 骨材使用鋳型で成形された造形成型品の凝固ミクロ構造 - Google Patents

Abstract

骨材使用鋳型で成形された造形金属成型品は、従来の鋳造法で作製された類似の金属成型品の凝固ミクロ構造よりも精細な精細凝固ミクロ構造を有する。凝固ミクロ構造は、従来作製された成型品の凝固ミクロ構造より最大で５倍の精細さを有する。好ましい実施形態においては、指向性を有する固体化の結果として、精細凝固ミクロ構造は、実質的に成型品の遠位端から近位端まで連続し、非常に強い頑丈さを示した。成型品の凍結の均一性を制御したため、その特性は実質的に一様なものとなった。
【選択図】 図１

Description

本発明は、金属成型品(金属鋳造品)に関し、特に、骨材を含む鋳造法で成形される精細凝固ミクロ構造（fine solidification microstructure）を有する造形金属成型品（shaped metal casting：成形金属鋳造品）に関する。

従来の鋳造法においては、溶融金属を、鋳型に注入し、鋳型の熱損失により凝固又は固化させる。当該冷却に十分な熱量を放出した場合には、最終生成物、すなわち、成型品（鋳造品）は、自重を支えることが可能となる。当該成型品は、その後、鋳型から取り除く。

先行技術のいろいろなタイプの鋳型は、それぞれに一定の効果を有する。例えば、生砂型鋳型は、骨材及び砂から成り、これらは、粘土及び水の混合物のような結合材により接着して固められる。これらの鋳型は、迅速に作製することができ、例えば、自動鋳型生成プラントにおいては単純な鋳型を１０秒で作製することができる。加えて、当該砂は、比較的容易にリサイクルすることができる。

他の砂型鋳型としては、高次元の精密さ及び高硬度を有する樹脂系の化学結合剤が使用されることが多い。そのような樹脂接着による砂型鋳型は、生砂型鋳型に比べて多少作製が長くなる。なぜなら、硬化反応が必ず発生し、結合材が効果を発揮して鋳型の形成を促進するためである。粘度接着による鋳型においては、砂は、樹脂の除去処理が必要ではあるが、リサイクルされることが多い。

比較的迅速かつ経済的な作製に加えて、砂型鋳型はまた、高い生産性を有する。砂型鋳型は、鋳造金属が注入されて冷却及び凝固した後に取り外され、他の鋳型が注入される状態となる。

砂型鋳型における砂の骨材として使用される砂は、最も一般的にはシリカである。しかしながら、セ氏約５７０度（℃）又はカ氏約１０５８（°Ｆ）でのアルファ石英からベータ石英への望ましくない転移を避けるために、他の鉱物が使用され、これには、橄欖石、クロム鉄鋼及びジルコンが含まれる。これらの砂は、一般的なシリカ砂とは熱伝導性に小さな違いを示し、場合によっては、鋳型又は中子断片にシリカ砂又は相互に混ぜられ、指向性凝固を達成することを試み、また促進する。これらの鉱物には、一定の欠点を有する。橄欖石は、化学的変化を受けやすいことが多く、化学的結合材による均一制御の問題を引き起こす。また、クロム鉄鉱は通常粉々に潰されており、成型品の不十分な表面仕上げ及び機械設備の急速な摩耗につながる尖った粒を生成してしまう。ジルコンは重く、鋳型を形成及び管理するのに用いられる装置における要求を増加させて、機械設備の急速な摩耗を引き起こす。単純な鋳型の異なる構成としてこれらの砂を混合することは、また、砂のリサイクルの成果が悪化する。

さらに、シリカ、その代替鉱物、粘土を用いた砂型鋳型及び化学的結合材の独自の観点により生じる欠点は、それらの比較的低い熱伝導率のために、通常、鋳造金属の急冷を行うことができないことである。鋳造金属の急冷は望ましいことが多く、そのような冷却が成型品の機械的特性を改善するという技術が知られている。さらに、急冷は、構成成分のさらなる混合を維持できるため、後続の溶解処理を省略できる可能性をもたらし、時間及び費用を節約することができる。溶解処理の省略は、通常、後続する焼き入れの必要性を回避し、焼き入れによってもたらされる成型品のひずみ及び残留応力の問題を取り除くことができる。機械的特性に関連して、鋳造ミクロ構造の精細度（微細度：fineness）は冷却及び凝固の度合いに関連する。一般に、冷却及び凝固の度合いが増加するに従い、成型品の凝固ミクロ構造は、より精細（微細）なものとなる。

砂型鋳型を代替するものとしては、金属もしくは半永久的な鋳型又は冷やし金による鋳型から作製された鋳型が時折使用される。それらの比較的高い熱伝導率により、鋳造溶融金属を迅速に冷却して凝固させるために、これらの金属鋳型は特に利点があり、成型品の機械的特性に利点をもたらす。例えば、プレッシャーダイキャスト鋳造法として知られる特定の鋳造法は、金属鋳型に利用され、急速な凝固速度を有することが知られている。そのような急速な凝固速度は、成型品における微細なデンドライトアーム間隔（DAS）の存在により示される。当該技術分野において周知であるように、凝固速度が速くなるにつれて、DASは小さくなる。しかしながら、鋳型を充填する間に溶融金属に極端な表面乱流が発生するために、プレッシャーダイキャスト鋳造法は、鋳造部分に欠陥を形成してしまうことが多い。微細なデンドライトアーム間隔は、局所的な冷やし金又はフィンにより成型品を冷却することでもまた形成される。そのような技術は、固体の冷やし金の構成要素、例えば、金属塊の冷やし金もしくは鋳造可能な冷やし金の集合体、及び同様のものの局所的利用を含み、これらは鋳型の冷却部分の近傍に取り込まれる。しかしながら、これらの方法は、冷やし金が適用された領域の局所的効果を与えるのみである。当該局所的効果は、本発明が成型品に正確で広範囲に実施された場合には、精細ミクロ構造の利点が得られるという本発明の効果とは対照的である。これは、本発明の重要な側面である。なぜなら、最大の効果としては、成型品が、製品の至る箇所において一般的に高い品質を有するだけではなく、本質的に均一であるという特性を示すことであり、多大な効果を製品の設計者に与えるからである。かくして、本発明による製品は、本質的には鍛造物に通常見られるような一様性を享受する。

構造内の残留液相を急冷に供する公知の永久鋳型法の１つの種類としては、半固体鋳造が含まれる。当該法においては、金属スラリーは、鋳型の外部で形成され、残留液相に懸濁された樹枝状（デンドライト）の断片から成る。当該混合物の金属ダイへの移動は、残存する液体を急速に凝固させ、緻密な構造を与えるが、比較的粗く分離したデンドライト（樹枝状結晶）により囲まれ、退化したデンドライト（樹枝状結晶）、バラ結び、又は、団塊の形態となることが多い。

しかしながら、金属から作製される全ての鋳型は、重大な経済的不利益をもつ。成型品は、鋳型から取り除く前に凝固する必要があるために、高い生産力を達成するために複数の金属鋳型を使用する必要がある。永久鋳型成型品における複数の鋳型の必要性は、機械設備の費用を増加させ、通常で機械設備の費用を砂型鋳型よりも少なくとも５倍増加させてしまう。

従来の造形成型品の内部構造のもう１つの共通点としては、鋳型産業にて広く知られており、また理解されていることではあるが、より大きい幾何学的係数を示す領域(すなわち、冷却領域のうちより大きい体積率を有する領域)が、一般的に、より粗い構造を有するということである。成型品におけるそのような領域は、通常、かなり低い機械的特性を有する。さらに、そのような領域は、一般的に、収縮を引き起こす空洞（キャビティ）又は細孔を呈する。なぜなら、それらは、凝固の後期で供給金属から一層容易に分離するためである。そのような領域は、例えば、比較的薄い板上で分離した突起により形成されたホットスポットにて見受けられることが多い。複雑な成型品は、そのような特徴に満ちていることが多く、各種特性の均一化を妨げる。当該問題は、製品設計者の仕事をかなり複雑なものとしている。例えば、強度を上げるために断面を太くすることは、各種特性を弱め、最悪の場合には、欠陥を引き起こし、このために不確定度が増して逆効果となることが多い。

成型品における凝固が遅い箇所にでは、(i)粗い構造（粗いDASにより特徴付けられる）になるだけでなく、(ii)多孔性も示し、(iii)一般に鉄を不純物とするアルミニウム合金にとって有害であるが、鉄の豊富な相から成る大きい板状結晶が形成され得る。これらのすべての要素は、合金の延性にとって非常に不利である
非常に精細な鋳造ミクロ構造が、実験室での興味深い研究対象として様々な科学研究にて生み出されてきた。(例えば, the research paper by G.S. Reddy and J.A. Sekhar in Acta Metallurgica, 1989, vol. 37, Number 5, pp. 1509-1519 and the research paper by L. Snugovsky, J.F. Major, D. D. Perovic and J. W. Rutter; "Silicon segregation in aluminium casting alloy” Materials Science and Technology 2000 16 125 ？ 128.).
しかしながら、そのような実験室での研究とは対照的に、本発明に記載した発明は、独自の条件を提供するものであり、この条件に従えば、本明細書に既述する凝固ミクロ構造（solidification microstructure）が定常的に生成され、三次元形状の成型品（鋳造品）を単発生産または量産できるように製造工程を操作することができる。

成型品の内部が、造形成型品（成形鋳造品）の幾何学的効果の結果として加速的に凍結されることが一般にはあまり知られていない。成型品の表層近傍における初期の凝固化は、実質的には一定方向であり、通常は時間の経過と共に放物線状に増加する速度で変化する；すなわち、凝固速度は、凝固層の厚さが増加するにつれて速度が低下する。対照的に、成型品の中心部における残存液体の体積は、時間の経過と共に徐々に小さくなり、新たな方向から放出された増加する熱量を受けるため、凝固速度は、かなり増加する。当該効果は、本発明者らのうちの１人により詳細に述べられている。Castings, John Campbell, pp. 125-126 (2nd Edition, 2003) に当該記載があり、これはイギリスのオックスフォードのバターワースハイネマンにて出版されたものであり、その全文を参考文献として引用する。当該挙動は、鋳造鉄成型品の所謂逆チル効果により説明され、成型品の中央部は、よく説明できないようであるが、色を示して外見上は凝固することがあり、灰色を示して冷却速度の遅い成型品の外部領域と対照的である。

結果として、金属鋳型のように急速に凝固化できるという利点を有する一方で、砂型鋳型のようにより低費用、高生産性及び再生利用可能な鋳造法及び関連装置を開発することが望まれている。

また、鍛造物と同様の実質的に均一な特性を促進するために、成型品の広範領域にわたり精細（微細）な凝固ミクロ構造の領域を示す骨材使用鋳型で成形された造形成型品を提供することも望まれている。（本発明で使用する高い冷却速度においては冷却速度の変化に対して各種特性は比較的影響されないことから、後述する変化（例えば、図4に示す）は、各種特性に重大な影響を与えず、実質的に鋳造製品の各種特性を均一化する。）特に、従来の骨材鋳造方法にて製造された構造よりも精細で、可能であれば永久鋳型により製造されたものよりも精細な精細ミクロ構造を有する骨材使用鋳型で成形された造形成型品を提供することが望まれている。

さらに、成型品の遠位側の末端端（distal end）からフィーダー又は押湯（近位端）に向かって実質的に連続的な精細ミクロ構造領域を有する骨材使用鋳型で成形された造形成型品を提供することが望まれている。

本発明は、アブレーション鋳造法による骨材にて形成される造形金属成型品であって、従来の骨材を含む造形鋳造法により生成された同様な質量又は断面厚さを有する同様な金属よりも精細な精細凝固ミクロ構造を含み、当該凝固ミクロ構造が、１以上のグレーン、デンドライト、共晶相、又は、これらいずれかの組み合わせから成る造形金属成型品を開示するものである。

さらに、本発明は、骨材を含む鋳型内で急冷工程により形成され成型ミクロ構造を示す金属成型品であって、当該ミクロ構造が、金属成型品の表面の近傍に位置する第１領域であって、粗い凝固ミクロ構造を有する第１領域と、第１領域の内部に位置する第２領域であって、精細な凝固ミクロ構造領域を有する第２領域とから成る金属成型品を開示する。

本発明は、さらなる観点において、共晶混合物を含む合金により形成される金属成型品であって、二重の凝固ミクロ構造領域から成り、当該二重の凝固ミクロ構造領域が、(i)１以上の精細デンドライト部分と、(ii)１以上の精細共晶部分とを含む金属成型品を開示する。

加えて、本発明は、少なくとも部分的に骨材鋳型により作成された造形金属成型品鋳造であって、当該成型品が二重の凝固ミクロ構造領域を含み、当該二重の凝固ミクロ構造領域が、従来の骨材又は金属鋳型にて通常予想される範囲にて粒径、及び／又は、デンドライト（樹枝状結晶）アーム、及び／又は、共晶幅を有する少なくとも1つの粗い凝固ミクロ構造部分と、成型品の一部に従来の幅の1/3未満の粒径、及び／又は、デンドライト（樹枝状結晶）アーム、及び／又は、共晶幅を有する少なくとも1つの精細な凝固ミクロ構造部分とを有する造形金属成型品鋳造を開示する。

さらなる別の観点において、本発明は、骨材を含み、鋳型により造形される造形金属成型品であって、二重の凝固ミクロ構造領域を含み、当該二重の凝固ミクロ構造領域が、約５０マイクロメーターから約２００マイクロメーターの間隔で隔てられたデンドライドアーム（dendrite arm）を有するデンドライトを有する少なくとも１つの粗い凝固ミクロ構造部分と、約１５マイクロメーターより小さい間隔で隔てられたデンドライドアームを有するデンドライトを有する少なくとも１つの精細凝固ミクロ構造部分とを含む造形金属成型品を開示する。

別の観点において、アブレーション鋳造法による骨材にて造形される造形金属成型品であって、従来の骨材造形鋳造法により生成された同様な質量又は断面厚さの同様な金属を有する成型品のデンドライトアーム間隔よりも精細なデンドライトアーム間隔を有する精細凝固ミクロ構造を含む造形金属成型品を開示する。

さらに、鍛造物に関連する特性にある程度類似する実質的に完全で高水準で実質的に均一な各種特性を有する造形金属成型品を開示する。

本発明に従う成型品の他の特徴及び利点は、図面、詳細な説明、実施例及び請求項にてさらに理解されるものである。

図面は、本発明を具体化した様々な実施形態を説明する目的のみで使用するものであり、当該具体化に関する実施形態を制限するものではない。

図１は、樹枝状（デンドライト）凝固を受ける固溶体合金の冷却曲線を示す。 図１Ａは、デンドライトアーム間隔及び凍結もしくは凝固速度との関係を示す図を示す。 図２は、従来の鋳造法により鋳造された固溶体合金のミクロ構造を示す顕微鏡写真(X200)を示す。 図３は、アブレーションにより生産された精細凝固ミクロ構造領域(二重（dual）DAS構造)を含む固溶体合金の顕微鏡写真を示す。 図４Ａ−４Ｅは、精細凝固ミクロ構造領域を含む金属成型品の概要図を示す。 図５は、デンドライト（樹枝状結晶）と共晶の混合した合金の冷却曲線を示す。 図６は、粒子が従来の方法で鋳造された粗い共晶シリコン断片を示す356合金のミクロ構造を示す顕微鏡写真(X200)を示す。 図７は、粗い領域に加えてに精細な樹枝状物質(二重DAS構造)及び精細な共晶材料の領域を有し、アブレーション凍結した（ablation-frozen）A356合金を示す顕微鏡写真(X200において)を示す。 図８は、均一な粗いDAS及び均一で精細な共晶相を示すアブレーション凍結したA356合金の一部を示す顕微鏡写真(X200)を示す。 図９は、精細な共晶領域を有するが、溶体化熱処理の後に多少粗化したアブレーション凍結したA356合金を示す顕微鏡写真(X200)を示す。 図１０は、粗い樹枝状のミクロ構造及び主に精細な共晶ミクロ構造を示すが、粗い共晶相を少量含むアブレーション凍結したA356合金を示す顕微鏡写真(X200)を示す。 図１１は、より高い倍率における図10の顕微鏡写真(X1000)の詳細を示す。 図１２は、典型的な実施形態に従って形成された樹枝状合金の様々な部分の凝固速度を示す。 図１３は、典型的な実施形態の成型品における様々な断片の冷却速度を示す図を示す。 図１４は、様々な典型的な実施形態の成型品における機械的特性を示す表を示す。 図１５は、様々な鋳造法により形成された金属成型品の機械特性を比較した棒グラフ及び表を示す。 図１６は、アルミ合金のデンドライト（樹枝状結晶）のセルサイズ及び凝固速度との関係を示す図を示す。 図17aは、アルミ合金の2.75”（2.75インチ）直径塊の従来のキャスト永久鋳型ミクロ構造の顕微鏡写真(X1000)を示す。 図17bは、合金のアブレーション法で生成された上記と同じ金属のミクロ構造の顕微鏡写真(X1000)であって、アブレーションされた部分の開始位置(最初の部分)の写真を示す。 図17cは、アブレーションされた部分の最後の部分における顕微鏡写真(X1000)を示す。 図18は、熱処理の後に試験用テンシルバーが機械加工された位置（枠で示す）を示すアブレーション凍結したB206合金の自動制御アームの写真を示す。 図19は、所定の典型的な実施形態におけるB206アルミ合金成型品の非常に厚い断片から得られた機械的特性の表を示す。 図20は、A206に関する様々な鋳造法で生産された鋳造テンシルバーに関する文献データを示す表を示す。 図21は、図18に示した厚形材の中心から得られ、粗い樹脂上物質と精細な樹枝状物質(二重DAS構造)の両方を有する鋳放し(F焼入れ)したB206成型品の顕微鏡写真を示す。

（詳細な説明）
本発明は、少なくとも精細な凝固ミクロ構造領域を含み、骨材鋳造され、造形された成型品に関連する。本発明に従う骨材鋳造造形金属成型品は、従来の骨材鋳造方法による凝固ミクロ構造よりも精細な凝固ミクロ構造を含む。幾つかの実施形態では、本発明に従う骨材鋳造造形金属成型品は、実質的に多孔率がゼロである凝固ミクロ構造を有する。

凝固ミクロ構造の型又は性質は、変化し、凝固化を受ける金属及び／又は合金に依存する。様々なミクロ構造は、デンドライト（樹枝状結晶）、共晶相、グレーン、及びこれらと同様のものを含む。１つの実施形態では、例えば、造形成型品は、１種類のみのミクロ構造を有する。さらに、さらに、合金は、1以上の異なるミクロ構造を含む凝固ミクロ構造を示す。 例えば、１つの実施形態では、造形成型品は、デンドライト（樹枝状結晶）及びグレーンの組み合わせを含むミクロ構造を示す。他の実施形態では、造形成型品は、デンドライト（樹枝状結晶）及び共晶相の組み合わせを示す。さらに他の実施形態では、造形成型品は、デンドライト（樹枝状結晶）、共晶相及び粒の組み合わせを示す。これらの実施形態は、実施形態を制限するものではなく、他の組み合わせ及び／又は他のミクロ構造も可能である。

本発明において使用する共晶合金とは、亜共晶、近共晶、又は、超共晶合金を含む共晶相を形成する任意の合金を含む。

本発明に従う骨材鋳造された造形金属成型品は、2003年7月7日に出願された米国出願番号10/614,601で説明された方法により形成することができ、その公開された全内容が参照することにより本発明に含まれる。一般的に、米国出願番号10/614,601は、骨材含有鋳造造形成型品の急冷及び凝固の製法を公開している。 また、当該方法は、鋳型の除去も行う。 米国出願番号10/614,601にて説明された製法は、本発明では「アブレーション」として引用している。

アブレーション法で凝固されると、金属成型品は、従来の骨材使用鋳造法により生成された同様な質量又は断面厚さを有する同様な金属よりも精細な凝固ミクロ構造を示す。ミクロ構造の精細度は、特定のタイプのミクロ構造により示される大きさ又は間隔で定義される。例えば、グレーンは粒径を示し、デンドライト（樹枝状結晶）はデンドライトアーム間隔を示し、共晶相は共晶間隔を示す。

図１は、固溶体合金の冷却又は凝固曲線を示す。固溶型合金は、凝固する間に、グレーン及び／又はデンドライト（樹枝状結晶）を形成する。冷却曲線は、時間の経過に伴う固溶体合金の冷却を、液体温度（ＴＬ）を通過する注湯温度（Ｔｐ）から凝固化が完了する固体温度（Ｔｓ）まで示した。

従来の骨材含有鋳造における固溶型合金の冷却は、時間／温度分布である「abcdef」にて示した。従来方法を使用した冷却の総時間は、分単位から時間単位までの範囲があり、言うまでも無く、特に成型品の厚さ及び熱が成型品に移動する割合に依存した。冷却速度は、デンドライト（樹枝状結晶）を形成する間の潜熱発生の結果として、液体温度（ＴＬ）では遅かった。凝固化は、固体温度（Ｔｓ）で完了し、温度降下速度は、潜熱発生が一旦収まると減少した。

図１の地点「ｅ」では、急冷させることが遅すぎたために、凝固ミクロ構造に何らかの効果を与えることができなかった。そして、例えば、冷却プロファイル「ｅｌ」は、凝固ミクロ構造に何らかの効果を与えることができず、本発明の一部として含まれない。
しかしながら、「ｅｌ」のような冷却プロファイルは、成型品が金属ダイから取り出されて水に入れて急冷する鋳造産業において一般的に利用されている。

固溶体合金の凝固構造は、通常は、ほぼ全てが、残存する内部の樹枝状物質の無視できる厚さにより輪郭が描かれるデンドライト（樹枝状結晶）から成る。二次的なデンドライトアーム間隔（本発明でデンドライトアーム間隔又はDASと略称することが多い）は、凍結時間、すなわち、成型品の固定位置が合金の液体温度ＴＬ及び固体温度Ｔｓの間の温度にある時間の凝固時間に依存している。図１ａの時間を見れば、ts = te - tcであることが分かる。

図１ａは、多くの一般的なアルミニウム合金における局所的DASと局所的tsとの対数関係を略示する。同図は、DASを１０倍減少させるには、tsを約1000倍で減少させることが必要であることを示す。（残念ながら、そのような関係は、グレーン、共晶幅に関しては調べられておらず、そのため、いくつかの合金の凝固構造のこれらの他の特徴に関して明確で定量的な記述を容易に行うことができない。従って、本発明にて記載されたアブレーションによる構造に関する定量的予測は、DASに向けられる。しかしながら、非定量的であるが同様のことが粒径と共晶幅にあてはまるものと理解される。）このようにして、冷却速度を非常に大きく増加することが、実質的に凝固ミクロ構造の精細度に影響するために必要とされている。

図1で例示された定量的相関は、デンドライト（樹枝状結晶）及びデンドライトアーム間隔に関して説明されるものであるが、同様のことは、グレーン及び／又は共晶相を含む合金における粒径及び／又は共晶幅においてもあてはまるものと予想される。

従来の骨材鋳造方法において、数ポンド又はキログラムの重さの小さいアルミ合金成型品に対しては、局所的な凝固時間は、通常、約1,000秒オーダーである。これらの従来の骨材鋳造方法では、約100マイクロメーターのDASで、時折、約50マイクロメーターから約200マイクロメーターまでの幅でDASを有する成型品を生産する。本文中では、50マイクロメーターより大きいDASを有する凝固ミクロ構造は、「粗い」ミクロ構造と言う。図2は、従来の方法により鋳造された固溶体鋳造合金A206(標準的なAl - 4.5wt%Cu合金)の粗いミクロ構造を示す顕微鏡写真である。

本発明に従う成型品は、少なくとも成型品の一部において精細（微細）な凝固ミクロ構造を有する。すなわち、成型品は、0%から最大100%までの精細な凝固ミクロ構造を有する。1つの実施形態では、成型品は、実質的に、粗い凝固ミクロ構造が無く、成型品にて連続した最大100%の精細な凝固ミクロ構造を有する。 他の実施形態では、成型品は、成型品の表面の近傍に位置し、最大100%の粗い凝固ミクロ構造を有する第１領域と、第１領域の内部に位置し、最大100%の精細な凝固ミクロ構造を有する第２領域とを有する。 さらに他の実施形態では、本発明に従う成型品は、連続的であるか又は少なくとも実質的に連続的であり、遠位端（distal end）から近位端（proximal end）、即ち、フィーダー又は押湯に隣接した末端部に向かって拡がる領域を有する。

成型品は、成型品の表面の近傍に位置し、最大100%の粗い凝固ミクロ構造を有する第１領域と、第１領域の内部に位置し、最大100%の精細な凝固ミクロ構造を有する第２領域とを有する。 他の実施形態では、成型品は、粗い凝固ミクロ構造領域及び精細な凝固ミクロ構造領域の間に二重（dual）の凝固ミクロ構造領域を有する。本明細書で使用する二重(dual)のミクロ構造領域は、精細なミクロ構造の1以上の領域を点在させる粗いミクロ構造領域を含む領域である。さらに他の実施形態では、成型品の二元的な凝固ミクロ構造は、成型品の遠位端からフィーダーまで、実質的に連続する。

一般に、デンドライトアーム間隔は、凝固が発生している時間に依存する。 図1Aに示すように、凝結時間に対するデンドライトアーム間隔の対数/対数関係は、直線的であり、例えば、アルミニウム合金では、約1/3の勾配となる。グラフは、凝結時間がそれぞれ１００倍になると当該間隔が約５倍減少することを示す。したがって、従来の鋳型の所定の鋳造断片は、１０００秒の凝結を受けると100マイクロメーターの対応するDASを与える。米国出願番号10/614,601にて記載されたアブレーション鋳造技術において、同様の鋳造断片は、ほんの約10秒の局所的な凝固時間で生じ、約20マイクロメーターのデンドライトアーム間隔を与えると考えられる。間隔及び凝固時間の関係は、すべての実験時間にわたり一定を維持した。 図３は、精細な凝固ミクロ構造領域及び粗いミクロ構造領域の両領域を示す顕微鏡写真である。

図４Ａ−４Ｅは、精細凝固ミクロ構造領域を含み、骨材鋳造され、造形された金属成型品の様々な典型的な実施形態を示す。

図４Ａは、成型品がわずかな比率の精細な凝固ミクロ構造を有する実施形態を示す。図４Ａの成型品は、アブレーションのような急冷過程が鋳造過程で適用された場合のものを示す。図４Ａの成型品においては、凝固は、急冷(例えばアブレーション)より先立って発生することがあり、成型品は、部分的に、小さい幾何学係数(冷却面率に対する体積)を有して従来通りに凍結する。二重の凝固ミクロ構造領域は、アブレーションの発生前に凝固した部分に発生する場合もあれば、アブレーションの発生時に液体である部分に発生する場合もある。成型品の一部が急冷過程以前に凝固したために本発明の最適な適用からかけ離れた図４Ａのような実施例においてさえ、精細な凝固ミクロ構造が少量でも存在することは効果がある。明らかに、従来の過程では、金属合金において少ない割合の残存溶液を維持させることは、収縮を起こす多孔性（shrinkage porosity）のように欠損を作成することなしに凍結させることは特に困難である。しかしながら、アブレーションのような急冷技術を適用することにより、これらの領域を欠損領域から精細構造領域へと変化させる。さらに小さい領域の精細構造が存在することは、従来通り凝固された成型品の欠損領域と比較して良好な機械的特性を与える。図４Ａにて示された残存溶液の捕捉領域が、収縮を起こす多孔性を示すことが考えられるが、当該領域のアブレーション凍結は、当該収縮量を減少させ、当該捕捉領域を強く頑丈な対応領域に置換され得る。図４Ａの凝固ミクロ構造のプロファイルでは、急冷段階は、かなり遅く、図1のグラフの点「e」より近いがこの点より以前であると考えられる。

他の実施形態において、骨材鋳型形成成型品は、精細な凝固ミクロ構造領域及び二重の凝固ミクロ構造領域を有し、当該二重の凝固ミクロ構造領域が該成型品の遠位端から近位端まで実質的に連続する。図４Ｂの実施形態では、実質的に連続する二重の凝固ミクロ構造領域を有する成型品の実施形態の一例を示す。図４Ｂの凝固ミクロ構造のプロファイルは、図1の冷却プロファイル「abcdjk」に従うものとして予想することができる。図４Ｂにおいて、氷点（freezing point）は、収縮した断片の自然凍結が中央部に到達した点に至り且つその点を通過する。成型品は、アブレーションのような急冷工程により、当該成型品のより遠位端から当該中央部まで凍結する。急速凍結により生成される精細構造領域がモジュラス圧縮に達したところで終わる場合(図４Ｂの実施形態のように)、成型品は、当該地点まで頑丈に凍結する。図４Ｂの実施形態では収縮した局所領域に二重の凝固ミクロ構造が無いにも関わらず、成型品の残留部全体に対する急速な局所凝固時間により、実質的に精密で頑丈な合金から成り、成型品の残留部全体に対して収縮欠陥の無い連続的な領域を生成される。したがって、成型品の遠位領域から近位のフィーダーまで指向的に凝固を促進することにより、成型品のより遠位の領域は、従来の方法では達成することができない精細な凝固ミクロ構造及び機械的頑丈さを示す。

図４Ｃの実施形態において、成型品は、精細な凝固ミクロ構造の割合が高く、二重の凝固ミクロ構造領域は、成型品の収縮領域を通過して連続する。そのような望ましい凝固ミクロ構造は、アブレーションのような急冷工程を適用することにより、図４Ｂで示すものよりも1時間速く到達することができる。
他の実施形態において、図４Ｄに示すように、金属成型品は、成型品の遠位端からフィーダーまで、実質的に連続した望ましい精細な凝固ミクロ構造領域を含む。 そのような凝固ミクロ構造は、冷却プロファイルにて急冷工程を早く適用することにより達成することができる。また、当該実施形態において、成型品は、二重の凝固ミクロ構造領域及び粗い凝固ミクロ構造領域も含むことができる。 図４Ｃ及び４Ｄの凝固ミクロ構造プロファイルは、急冷工程を早期に適用することにより達成できると考えられ、これには、成型品の最も狭い部分が、図１の冷却プロファイルにおいて、c及びdの間の地点で開始する経路に従うようにする。

さらに他の実施形態では、図４Ｅに示すように、凝固ミクロ構造全体が、精細な凝固ミクロ構造を有する。そのような望ましい構造は、図1の冷却曲線で地点「b」に急冷工程を適用し、プロファイル「abghi」に従うことにより達成できる。これは、凍結が鋳型の熱損失が原因ではなく、さらに凍結が全て一定方向で高率で起こるとすれば、起こり得ることと考えられる。しかしながら、そのような構造は、容易に達成されず、本発明者らによりまだ実験的に達成されてはいない。当該凝固ミクロ構造を達成する困難さは、冷却剤が液状の成型品の表面に直接衝突することから生じる。 １００％の精細な凝固ミクロ構造を有する成型品は、一定の条件下、例えば、高い絶縁性を有する鋳型を使用することや、高い指向性を有する凝固化工程を適用することにて達成できる可能性がある。

骨材鋳型により成形された金属成型品は、約1%から約100%の精細な凝固ミクロ構造を含む。少量の凝固ミクロ組織であっても、成型品の機械的特性を高めることに対して望ましい。本発明で示されるように、少量の精細な凝固ミクロ構造の形成が、指向性を有する凝固及び最適な原料流入により、収縮を起こす多孔性のような欠陥を防止するからである。

精細な凝固ミクロ構造領域を含む本発明に従う成型品は、樹枝状に凝固する任意の固溶体合金から形成することができる。これらは鉄製材料及び非鉄製材料の両方を含む。粗い凝固ミクロ組織領域及び精細な凝固ミクロ組織領域の両方のデンドライトアーム間隔は、使用した金属に応じて異なる。アルミ合金に関して、粗い凝固ミクロ構造領域は、通常、約50マイクロメーターより大きいデンドライトアーム間隔を有する。いくつかの実施形態では、粗い凝固ミクロ構造は約50から約200マイクロメーターのデンドライトアーム間隔を有する。 アルミ合金においても、精細な凝固ミクロ組織は、約15マイクロメーター未満のデンドライトアーム間隔を有し、実施形態によっては、約5から約15マイクロメーターのデンドライトアーム間隔を有する。

凝固が、一部が樹枝状の凝固により生じ、一部が共融凝固により生じ、多くのAl-Si合金、好適にはAl-7Si-0.4Mg (A356) 合金として示される合金は、精細な樹枝状（dendritic）及び／又は精細な共晶(eutectic)ミクロ構造を示す。混合したデンドライト（樹枝状結晶）/共晶合金に対する従来の冷却曲線は、図５の「a-h」として示される。注湯温度（Ｔｐ）である地点「a」から開始し、液状合金は、液体温度（ＴＬ）である地点「c」（デンドライト（樹枝状結晶）が形成し始める地点）まで冷却される。デンドライト（樹枝状結晶）の成長は地点「e」にて完了し、当該地点は、共晶温度(ＴＥ)を示す。温度低下は止まり、地点「g」で共融固化が完成するまで安定期となる。この地点では、成型品は完全に凍結し、「gh」に従ってさらに室温にまで冷却される。本発明の応用から効果的に利益が得られるAl-Si合金である第２の実施例の合金は、広く使用されたA319合金である。当該合金は多少の銅を含む。当該合金は、等温線ではない共晶形成領域「eg」を有することがA356といくらか異なり、図５の水平プラトー領域「eg」は、、安定した下降傾斜を呈する。しかしながら、同じ原理が正確に適用される。

例えば、珪石砂型のような遅い従来の冷却は、200マイクロメーターから50マイクロメーターまでの領域のDASを有するデンドライト（樹枝状結晶）構造をもたらす。樹枝状結晶は共晶により囲まれ、当該共晶は、20マイクロメーターから2マイクロメーターの領域の間隔により特徴付けられる。 これは、本明細書では従来の共晶ミクロ構造又は「粗い」共晶ミクロ構造として示す(図6)。

合金がアブレーションにより全冷却されるとすれば、全凝固ミクロ構造が精細なデンドライト（樹枝状結晶）及び非常に精細な共晶から成るように、冷却プロファイルは、経路「bijkl」に従うと考えられる。しかしながら、上記で述べたように、当該構造は、容易に達成されず、また本発明者らによりまだ試験されていないが、それは特別な条件下のもとで達成できる可能性を有する。これらの条件としては、鋳型が非常に絶縁され、凍結が非常に指向性を有する状況を含む。それにもかかわらず、優れた機械的特性を有する成型品は、これらの特別な条件に依存することなく達成することができる。

一般的に、より実際的な冷却プロファイルは、冷却曲線「abcdmno」によって示される。この状況では、「cd」から先の冷却は、粗いデンドライト（樹枝状結晶）を生成し、冷却剤の適用に先立って、熱く、部分的には凝固している弱い状態の成型品を強化する。次に、デンドライト（樹枝状結晶）及び共晶は、共に急冷され、精細な凝固ミクロ構造が、精細なデンドライト（樹枝状結晶）(30マイクロメーターから5のマイクロメーターの領域のDAS)及び精細な共晶(その幅が約1マイクロメーターであることから1000X倍率では分析できない)の両方を含むようになる。

結果的に二重の凝固ミクロ構造領域となる２つの領域は、顕微鏡からの分析により視覚的に非常に異なった領域を形成していた。図７は、アブレーションが適時に適用されて、多少の樹枝状物質を凍結し、その後に共晶の全てを急速凍結した場合の構造を示す。共晶は、非常に精細なため、この図では分析できないが、均一の明るい灰色相として現れる。(この場合、合金は、Na又はSrのような化学修飾剤の付加による精製はできない)。さらに、共晶のすべてが経路「mn」に沿って凍結するため、共晶相の全体は、粗いデンドライト（樹枝状結晶）及び精細なデンドライト（樹枝状結晶）の両方の間に存在し、図7において一様に精細であることが視認できる。

均一で非常に精細な共晶は、アブレーションされた凝固ミクロ構造に共通する特徴であり、ミクロ構造を精製するためのNa又はSrのような化学修飾剤の効果を受けないアブレーション冷却合金に特有のものである。この構造には、図８に示すように、いくつかの精細に分布した不純物及び関連する細孔も視認することができる。成型品の機械的特性は、この種類と大きさの多くの欠陥に対して驚くほど無感応である。図９は、溶体化熱処理後の同様に精細な共晶を示す。 図９において、共晶は、幾分か粗くなり、高温処理を受けた二相構造によく見られるように界面エネルギーが減少している。

原則として、通常は望ましくないが、デンドライト（樹枝状結晶）のすべてを粗い構造を有するように凍結させ、アブレーション冷却の後期適用のみを実施する（例えば、それは図5の地点「f」において）ことは可能である。この場合、いくつかの共晶は、粗い共晶構造にて凍結する。そのような構造を図１０に示す。アブレーション冷却の効果で凍結する共晶の最終領域は、非常に精細な構造を呈し、一般的に多孔性が無く、鉄の豊富な精細な相のみを示すが、この相は、一般に小さ過ぎるために図１０では視認することができない。 より高い倍率では、多少の鉄の豊富な相は、図１１に示すように、視認することができる。

混合したデンドライト（樹枝状結晶）/共晶合金に対しては、アブレーションの多くの利点を享受することができ、図１０及び１１に見られる構造が得られるが、これは、残存液体漸次的に凝固することが成型品に指向性を与えることに効果的なためである。図１０の合金は、例えば、熱処理がなされたものであり、このため、共晶相のシリコン粒子のすべてを、ある程度、粗雑化する。

しかしながら、実際には、いくつかの粗い樹枝状構造が、アブレーション(図５における開始点「d」)の実施前に形成されることは、望ましいことであり、また容易に達成することができる。従って、通常の結果として生じる樹枝状ミクロ構造は、上記のように二重であり、比較的一様に精細な共晶を含む。

従来と同様に、冷却剤の適用が非常に遅い場合、たとえば、図５における経路「gq」に後続する場合には、当然ながら、成型品が、冷却剤の適用前に完全に凝固するために、アブレーションの実施は、成型品の凝固ミクロ構造に影響を及ぼすことができない。成型品のそのような冷却は、本発明には含まれず、当業者には公知な鋳造生産方法の範囲に含まれる。

従来の冷却された成型品(「h」又は「q」が冷却経路終了地点となるもの)においては、凝固した成型品の最終領域は、多孔性を有することが多い。 さらに、そのような成型品は、A356合金のような典型的なアルミ合金で作製された場合には、さらに特性を損なうベータ鉄析出物から成る薄い板状体を含むことが多い。

精細な凝固ミクロ構造を有するアブレーション冷却された成型品（樹枝状成型品及び樹枝状成型品／共晶成型品の両方を含む）は、従来の鋳造法で成形された成型品で見られることが多い欠陥を一般的に持っていない。 1つの実施形態では、精細な凝固ミクロ構造部分を有する成型品は、実質的に多孔性を持っていない。アブレーションで得られる急速凍結及び指向性は、気体及び収縮を起こす多孔性の両方を低減させる。他の実施形態では、精細な凝固ミクロ構造部分を有する成型品は、実質的に鉄分を多く含む有害な板状体（damaging iron-rich platelet）を持っていない。 さらに他の実施形態では、成型品は実質的に多孔性及び鉄分を多く含む有害な板状体の両方を持っていない。特定の理論に縛られるものではないが、鉄分を多く含む板状体のサイズ縮小は、液状合金のより急速な冷却（クエンチ）の結果である。また、多孔性の低減もこの冷却速度によるものである。さらに、アブレーションを自然に漸進的に作用させることにより、水(又は他の流体)の冷却作用が成型品の長さに沿って安定的に推移し、供給金属の供給源に向かって高い指向性形態の凝固を引き起こす。さらに、このような高温勾配による比較的狭いペースト状領域を維持することは、成型品の原料供給を促進する効率を高める。

収縮を起こす多孔性の実質的な減少又は除去は重要であり、以下で再度記載する。収縮を起こす多孔性は、通常、原料金属が供給されていないホットスポットのような成型品の領域に生じることが予想される。 しかしながら、原則として、凍結工程が指向的に行われる場合には、当該領域に原料金属を供給することができる。 水又は他の冷却流体を適用して鋳型をアブレーションし、冷却し、鋳造進行中に系統的に凝固を引き起こし、特有の強い指向性の温度勾配を生成する。このようにして、本発明の効果が正しく適用される場合には、従来の成型品で給送液体から隔離されたそれらの領域は、容易かつ自動的に強固になるまで原料金属を供給されるか、又は、大いに改善された強固さを得る。

この理由により、通常、造形成型品（成形鋳造品）として鋳造できない合金（例えば、錬合金6061、7075などのように高温脆性によるもの、又は合金7075と852のような凍結範囲の長い合金）は、合金アブレーション技術により容易かつ有益に所定形状に鋳造することができる。さらに、アブレーションされた成型品は、特有の直ちに識別可能な凝固ミクロ構造により特徴付けられる。

精細な凝固ミクロ構造領域を有し、骨材鋳型により形成された本発明の金属成型品については、さらに以下の実施例にて詳細に記載する。実施例は、精細な凝固ミクロ構造領域を有する形成金属成型品の潜在的な実施形態を示すのみであり、本発明の実施形態を制限するものではない。
（実施例）
本発明の技術を応用する1つの実施例において、直径20mm及び長さ200mmであり、一端で充満されてフィーダーとして作用する小さい円錐状の溜まり部を備える鋳型を用いて単一試験片を鋳造した。鋳型材料は、同時出願中の米国特許出願番号10/614,601にて記載しているように、水溶性無機バインダーで接着したシリカ砂を使用した。

熱電対を、鋳型の空洞（キャビティ）内に挿入し、フィーダーの基部および、空洞（キャビティ）の基部に配置した。２つの追加熱電対は、軸に沿って等間隔に配置した。これらの４個の熱電対は、TC1(押湯)、TC2(上中央部)、TC3(下中央部)及びTC4(底部)とラベリングした。

730℃(1350°F)のアルミ合金6061を、軸を垂直方向にした空洞（キャビティ）に注入した。次に、約10秒以内に、20℃(68°F)の水を、鋳型の基部に向けられたノズルから注ぎ込み、基部から上向きに進むように鋳型のアブレーションを開始した。アブレーション面から上向きの進行速度は、約25mm/sであった。

4個の熱電対の冷却軌跡は、図12で示すように、記録された。 熱電対TC4は、急速に冷却されたことが見受けられ、わずか約2秒で水の沸点以下までの凍結及び冷却を示した。この時点で、すぐ上に位置する熱電対TC3は、金属が依然として溶融状態であり、冷却がちょうど始まったばかりであったことが記録された。当該パターンは、連続して鋳型に達するまで繰り返した。(TC2の温度急変は、本実験において冷却水の意図的でない瞬間的損失を記録した)。 熱軌跡は、アブレーションの適用により引き起こされた温度勾配が、熱電対間の間隔(50mm)より短い距離以内で、周囲温度の近傍まで溶融を凍結させて冷却させるまでに十分であったことを確認した。さらに、当該効果は、平均的な自動車の成型品の長さに対しては、容易かつ正確に持続することができた。

2番目の実施例においては、自動車のナックル成型品は、合金A356で作製した。多くのナックル成型品は、複雑であり、また重い部分品がフィーダーを追加する位置から隔離されているために、鋳造が困難であると言われている。当該成型品も例外ではなかった。成型品は、傾斜状の送入位置で750℃(1385°F)の金属で充満したが、充満するのに8秒の時間をかけ、優れた表面仕上げが得られた。フィーダー(押湯)は、注入カップ及び下縦湯口から成型品の遠端に位置させた。縦湯口及びフィーダーの熱電対は、図13に示した。 凍結が縦湯口にて発生し、約20秒のうちに最初のアブレーションとなった。次に、凍結は、鋳型を横断して進行し、約90秒後にフィーダーに到着するように引き起こされたが、これは、フィーダーがわずか約20秒の同様な時点に凍結が引き起こされた位置であった。

当該成型品のアブレーションを達成するために、水圧約0.7bar(約10psi)及び温度約40℃(約100°F)にて、水のスプレーノズルの3つのバンクを用いた。
成型品は、完全に強固であり、仕様を超えた特性を有することが判明した。

3番目の実施例では、コントロールアーム成型品(自動車の操縦/サスペンションの部品)を実施例1にて記載した、鋳型材料中で鋳造した。鋳型に、約700℃(約1400°F)でおよその組成がAl-7Si-0.35Mg-0.2FeであるA356合金を送入した。溶体化熱処理は、0.5時間の間、538℃(1000°F)で行い、水の急冷（クエンチ）を26℃(78°F)で行い、熟成を2.5時間の間、182℃(360°F)で行った。 4つの試験片はそれぞれ、45、46、47と番号付けした３つの成型品から切断した。 この鋳型をアブレーション冷却して得られた成型品（鋳造品）を、切断し加工して、引張試験片を作製し、T6熱処理に供した。試験片を張力試験に供し、当該結果は、その平均値と共に図14に記載した。(伸びの値が9%と低いのが1つあるが、この場合は、溶融物の品質の制御が最適でなかったことが分かっており、酸化物が多量に混入したものと思われる)。結果を、競合する鋳造法と比較して図１５に示す。本特性は、現在の競合するすべての最良の方法を超えており、明らかに魅力的である。

アブレーション鋳造法を使用する場合、ある工程条件が、アブレーションした鋳型からの従来のミクロ構造をもたらす場合が考えられる。一例としては、852アルミ合金(Al-6Sn-2Cu-1Ni-0.75Mg合金)は、長い範囲にわたり凍結する合金として知られ、その共晶は、ほぼスズ(232C、610F)の融点で凍結する。 当該合金は、アブレーション鋳造法を使用することによりアブレーションした。 当該鋳型は対称的であり、同一の鋳型を二分して片面パターンから生産して組み立てた。 当該金属は、700C(1275F)もしくはその近傍で注入した。成型品断片の厚さは、直径約75mm(3インチ)であった。鋳型の注入は、重力により10秒にて達成した。そして、およそ180秒の間、放置し、大部分は凝固してアルファ相に達した。鋳型骨材(この場合、シリカ砂)により制御した標準凝固速度の後、当該鋳型は、アブレーションした。

アブレーション条件は、以下に記載する。アブレーションに使用した水圧は、約1bar(15psi)である。 散布量はスプレーノズルにより制限した。しかしながら、当該水量は、その圧力が鋳型表面に対する水の影響を制御するため、ほとんど重要でない。当該手順は、従来と同様であるが一定の冷却速度を得て、金属鋳型により生産された場合と同様の特性が得られた。(すなわち、図16参照の永久鋳型)。これに関して、図１６は様々な鋳造法の種類と、アルミ合金についてデンドライト（樹枝状結晶）のセルサイズ及び凝固速度との関係を示す。従来の永久鋳型ミクロ構造は、図17aに示す。図17b及びcは、同じ合金であるが、本アブレーション法を使用して作製したものである。図17a-cの全ての３図では、同倍率(100X)を使用した。最終的な共晶構造は、永久鋳型により作製されたものにかなり近いものとなった。 そのような従来のミクロ構造は、アブレーション法により達成できるが、いくつかの条件においては、それらのミクロ構造は、アブレーションに特有なものあり、非常に精細な相（恐らくはデンドライト（樹枝状結晶）によるものと考えられるが、より頻繁には非常に精細な共晶による）を含むミクロ構造も観測することができる。

アブレーション法を使用して、従来のミクロ構造（永久鋳型から作製したもののように）を得るためには、いくつかの変数が、重要となる可能性を有する。重要なパラメタは、鋳型の骨材それ自体である。 さらに、鋳型を除去する一方で金属の凝固を同時に引き起こすために使用する冷却媒体の体積、圧力及び温度も言うまでも無く重要である。成型品の長さに沿って推進する間、体積比率(幾何学的係数)に対する局所表面を考慮しながら、鋳型に当たる冷却スプレーの滞留時間を有益に調整することができる。鋳型の接着剤の溶解速度を、低下させ、これにより、鋳型のアブレーション速度を遅くし、熱抽出速度を低下させることができる。これにより、従来のミクロ構造を生成するように速度を制限することができる。 さらに、水圧を変更することもできる。 当初は、鋳型の骨材を取り除くためにより高い圧力を使用することができる。 次いで、当該圧力を減少させて、従来の金属鋳造法によるものと同種の冷却速度が得られるようにすることができる。

従来のミクロ構造は、このように達成できるが、アブレーション法により著しく追加される利益があり、これにより、アブレーション法が独自に望ましいものとなる。まず、最終的な凝固が、熱緊張に対して完全に順応できる最終的な凝固先端の前にて十分な液体で起こるため、成型品における残留応力を制御することが容易となる。次に、成型品の多孔性は、優れた指向性の凝固のため、かなり(実際に、主な場合にはゼロにまで)減少する。これは、適用される温度勾配が高いことの結果として生じるものであり、唯一アブレーションにより実現できる

4番目の実施例として、自動車のサスペンション制御アーム成型品は、実施例1に記載した材料で鋳造した。鋳型に、およその組成がAl-4.8Cu-0.4Mn-0.28Mg-0.07FeであるB206合金を、約1265Fにてプラスマイナス15Fの範囲で注入した。これらの鋳型のアブレーション冷却は、次に、T4及びT7の熱処理を受けた。 該当部分の写真は、図18の枠であり、その枠に張力サンプルが次に機械加工された位置が示される。 当該部分から得られた張力特性は、図19にて示され、図20に示すこのタイプの合金に関する公開文献からの個々の鋳造試験片データから得られた標準的な表値と比較した。 熱処理前に一部分の厚形材の中心から取られた顕微鏡写真は、図21に示す。 当該特性は再び同様な結果であった；明らかに魅力的であり、個々に鋳造された永久鋳型試験片から生産された特性とほぼ等しく、列挙した他のすべての鋳造媒体の特性を超えていた。 これらの値は、それらが2インチを超える断片厚さで領域から得られた点において、特に魅力的である。従来の砂及び永久鋳型法の下では、当業者であれば、図20の個々の鋳造試験片データ（鋳放しした表面を有する１／２インチ厚さゲージ直径片を基準とする）として列挙されたものよりも大きい断片から機械加工された断片からの延性がはるかに低い値に達すると考えるであろう。これらの比較も、図18に示すうちの１つの大きさ及び幾何学的配置の一部を製造することが、あらゆるAA 2XXシリーズ合金において、当該鋳造法/合金の組み合わせにおける熱処理の固有性に伴い増加する傾向のために永久鋳型を使用するという厳しい工学的挑戦であるという事実を考慮していないことに注意すべきである。そのようなことは、事実上、得られる部品を法外に高価にするような手段なしでは物理的に不可能であろう。

図21の顕微鏡写真は、アブレーションによる凝固で見られた前述の二重のミクロ構造を示す。平均値43umで最大値が85umの粗いDASがホスト（主要部分）となり、平均22umのオーダーのより精細なDASがパッチ状に存在している。図17に記載した機械的特性は、精細なDASから予想される特色を示す。図19で視認可能な金属間化合物は、主に、銅アルミナイド（Cu aluminide）であり、これは、その後のT4とT7の両方の焼き戻し部分として、適用された溶体化熱処理の間に溶解する。200シリーズのアルミ成型品を生産する当業者であれば、熱処理の経済性に関して、精細構造が有利であることを認識するであろう。厚い砂型成型品に対して前述の銅アルミナイド（Cu aluminide）を溶解するのに必要な3段階の溶体処理はなくなり、薄く及び/又は急速に凝固する成型品に適用されるのが一般的な2段階の処理が有利となるであろう。

骨材を用いて鋳造又は成形され凝固ミクロ構造を有する成型品は、本発明に関して記載し、さらに様々な典型的な実施形態を記載した。当業者であれば、変形や改造を想起することができ、本発明及び請求項は、そのような変形を包含していることが理解されるであろう。本発明の発展例は、それらが追加された請求項の範囲及びそれに類するものの範囲内である限り、そのような変更及び代替するものを全て含み構成されるものである。

Claims (31)

1. 骨材を含む鋳型内でアブレーション鋳造法により形成される造形金属成型品であって、従来の骨材を含む造形鋳造法により生成された同様な質量又は断面厚さを有する同様な金属よりも精細な精細凝固ミクロ構造を有し、当該凝固ミクロ構造が、１以上のグレーン、デンドライト、共晶相、又は、これらいずれかの組み合わせを含む
   造形金属成型品。
   
2. 請求項１に記載の造形金属成型品において、
   精細凝固ミクロ構造が、従来の骨材鋳造法により生成された同類の金属による成型品のミクロ構造よりも約５倍の精細度を有する
   造形金属成型品。
   
3. 請求項１に記載の造形金属成型品において、
   成型品が、約１００％の精細凝固ミクロ構造を有する
   造形金属成型品。
   
4. 請求項１に記載の造形金属成型品において、
   精細凝固ミクロ構造が、該成型品の遠位端から近位端まで連続している
   造形金属成型品。
   
5. 請求項１に記載の造形金属成型品において、
   精細凝固ミクロ構造が、該成型品の遠位端から近位端まで実質的に連続している
   造形金属成型品。
   
6. 請求項１に記載の造形金属成型品において、
   成型品が、多孔率が実質的にゼロである
   造形金属成型品。
   
7. 請求項１に記載の造形金属成型品において、
   二重の凝固ミクロ構造領域を有し、当該凝固ミクロ構造領域領域が、（i）粗い凝固ミクロ構造部分と、（ii）当該粗い凝固ミクロ構造部分の内部に点在する精細凝固ミクロ構造部分とを含む
   造形金属成型品。
   
8. 請求項７に記載の造形金属成型品において、
   二重の凝固ミクロ構造領域が、実質的に遠位端から近位端まで連続している
   造形金属成型品。
   
9. 骨材を含む鋳型内で急冷工程により形成され成型ミクロ構造を示す金属成型品であって、当該ミクロ構造が、金属成型品の表面の近傍に位置する第１領域であって、粗い凝固ミクロ構造を有する第１領域と、第１領域の内部に位置する第２領域であって、精細な凝固ミクロ構造を有する第２領域とから成る
   金属成型品。
   
10. 請求項９に記載の金属成型品において、
    第２領域が、該成型品の遠位端から近位端まで実質的に連続している
    金属成型品。
    
11. 請求項９に記載の金属成型品において、
    第２領域の精細凝固ミクロ構造部分が、従来の骨材を含む鋳造法により生成された同様な質量又は断面厚さを有する同様な金属よりも精細である
    金属成型品。
    
12. 請求項９に記載の金属成型品において、
    第２領域が、約２０マイクロメーター以下の間隔で隔てられたデンドライドアームを有するデンドライトを含む
    金属成型品。
    
13. 請求項９に記載の金属成型品において、
    第２領域が、約５マイクロメーターから約１５マイクロメーターの間隔で隔てられたデンドライドアームを有するデンドライトを含む
    金属成型品。
    
14. 請求項９に記載の金属成型品において、
    第１領域が、約２０マイクロメーターから約２００マイクロメーターの間隔で隔てられたデンドライドアームを有するデンドライトを含む
    金属成型品。
    
15. 請求項９に記載の金属成型品において、
    成型品が、実質的に、（i）収縮を起こす多孔性、及び(ii)鉄分を多く含む有害な板状体のうち少なくとも１つが無い
    造形金属成型品。
    
16. 請求項９に記載の金属成型品において、
    第１領域が、約１００％の粗い凝固ミクロ構造を有し、第２領域が、約１００％の精細凝固ミクロ構造を有する
    造形金属成型品。
    
17. 請求項１６に記載の金属成型品において、
    さらに第１領域と第２領域の間に位置する第３領域を有し、当該第３領域が、（i）１以上の粗い凝固ミクロ構造部分と、（ii）１以上の精細凝固ミクロ構造部分とを含む
    金属成型品。
    
18. 請求項１７に記載の金属成型品において、
    二重の凝固ミクロ構造領域の１以上の粗い凝固ミクロ構造部分が、約２０マイクロメーターから約２００マイクロメーターの間隔で隔てられたデンドライドアームを有するデンドライトを含み、
    二重の凝固ミクロ構造領域の１以上の精細凝固ミクロ構造部分が、約１５マイクロメーター以下の間隔で隔てられたデンドライドアームを有するデンドライトを含む
    金属成型品。
    
19. 請求項１７に記載の金属成型品において、
    第３領域が、金属成型品全体にわたり実質的に連続的である
    金属成型品。
    
20. 共晶混合物を含む合金により形成される金属成型品であって、二重の凝固ミクロ構造領域から成り、当該二重の凝固ミクロ構造領域が、(i)１以上の精細デンドライト部分と、(ii)１以上の精細共晶部分とを備える
    金属成型品。
    
21. 請求項２０に記載の金属成型品において、
    二重の凝固ミクロ構造領域と金属成型品の表面との間に位置する粗い凝固ミクロ構造領域をさらに含む
    金属成型品。
    
22. 請求項２１に記載の金属成型品において、
    二重の凝固ミクロ構造領域の近傍に位置する精細凝固ミクロ構造領域をさらに含む
    金属成型品。
    
23. 請求項２０に記載の金属成型品において、
    １以上の精細デンドライト部分が、約５マイクロメーターから約３０マイクロメーターの間隔で隔てられたデンドライドアームを有するデンドライトを含み、１以上の精細共晶部分が、約１マイクロメーター以下の間隔で隔てられたデンドライドアームを有するデンドライトを含む
    金属成型品。
    
24. 請求項２０に記載の金属成型品において、
    成型品が、収縮を起こす多孔性が実質的に無い
    金属成型品。
    
25. 請求項２０に記載の金属成型品において、
    成型品が、鉄分を多く含む有害な板状体が実質的に無い
    金属成型品。
    
26. 骨材鋳型を用いる鋳型により成形される造形金属成型品であって、二重の凝固ミクロ構造領域を含み、当該二重の凝固ミクロ構造領域が、約５０マイクロメーターから約２００マイクロメーターの間隔で隔てられたデンドライドアームを有するデンドライトを有する少なくとも１つの粗い凝固ミクロ構造部分と、約１５マイクロメーターより小さい間隔で隔てられたデンドライドアームを有するデンドライトを有する少なくとも１つの精細な凝固ミクロ構造部分とを含む
    造形金属成型品。
    
27. 請求項２６に記載の金属成型品において、
    少なくとも１つの精細凝固ミクロ構造領域が、該成型品の遠位端から近位端まで連続している
    金属成型品。
    
28. 請求項２６に記載の金属成型品において、
    少なくとも１つの精細凝固ミクロ構造領域が、金属成型品の遠位端の近傍に位置する第１の精細凝固ミクロ構造領域と、金属成型品の近位端の近傍に位置する第２の精細凝固ミクロ構造領域とから成る
    金属成型品。
    
29. 請求項２６に記載の金属成型品において、
    実質的に連続する精細凝固ミクロ構造領域を、二重の凝固ミクロ構造領域の内部に、二重の凝固ミクロ構造領域と別個に有する
    金属成型品。
    
30. 請求項２６に記載の金属成型品において、
    少なくとも１つの精細凝固ミクロ構造部分が、約５マイクロメーターから１５マイクロメーターの間隔で隔てられたデンドライドアームを有するデンドライトを有する
    金属成型品。
    
31. 請求項２６に記載の金属成型品において、
    成型品が、実質的に、（i）収縮を起こす多孔性、及び(ii)鉄分を多く含む有害な板状体のうち少なくとも１つが実質的に無い
    金属成型品。