JP5619815B2 - 鋳造金属の均質化および熱処理 - Google Patents

Description

本発明は金属とりわけ金属合金の鋳造材ならびにこれをシート及び板物品のような金属製品を形成するのに適した形態にする鋳造材の処理に関する。

金属合金、とりわけアルミニウム合金は、多くの製品の製造に用いるシート物品および板物品を製造するために、後に圧延、熱間加工等を受けるインゴットまたはビレットを製造するために溶融した形態からしばしば鋳造される。インゴットはしばしばダイレクトチル（ＤＣ)鋳造 (direct chill cast）により作られる。しかし、電磁鋳造(electromagnetic casting)のような（例えば、米国特許第３，９８５，１７９号および４，００４，６３１号に示される。両方ともGoodrichらによる）等価な鋳造方法があり、これらも用いられている。以下の記載は主としてＤＣ鋳造に関するが、しかし鋳造金属に同じか同等の微細組織（または微細構造、microstructure）の特性を生じる、これらの鋳造方法にも同じ原理が適用される。

インゴットを作るための金属（例えば、アルミニウムおよびアルミニウム合金、本明細書では、以下総称してアルミニウムという）のＤＣ鋳造は、初期において下方に移動可能なプラットフォーム（しばしばボトムブロック（bottom block））といわれる）によりその下方端部を閉じられた、浅く、オープンエンド（または開口端を備えた）で、軸方向に垂直なモールド内で通常実施される。モールドは、水冷ジャケットに取り囲まれており、この水冷ジャケットを介し、モールド壁を外側から冷却するように水のような冷却流体が連続して循環している。溶融したアルミニウム（または他の金属）を、冷却されているモールドの上方端より導入し、そしてこの溶融金属がモールドの内側表面近傍で凝固するとプラットフォームを下方に移動する。プラットフォームの有効な連続した動きと、対応するモールドへの連続した溶融アルミニウムの供給とにより、モールドの下の有効なスペースにのみ制限される所望の長さのインゴットを作ることができる。ＤＣ鋳造の更なる詳細についてはＥｎｎｏｒによる米国特許第２，３０１，０２７号(その開示は、参照することにより本明細書に組み入れられる)および他の特許より得ることができる。

装置のいくつかの変更により、ＤＣ鋳造は、また水平方向、すなわち垂直でない方向、にも実施可能であり、この場合鋳造操作（または鋳造操業）は、実質的に連続で行える。本明細書の以下においては、垂直方向のダイレクトチル鋳造について記載するが、しかし同じ原理は水平ＤＣ鋳造にも適用される。

垂直ＤＣ鋳造のモールドの下方（出口側）端部より出てくるインゴットは、外側は凝固しているが、しかし中心コアはまだ溶融している。すなわち、溶融金属のプールが、溶融金属溜まり(または溶融金属のサンプ、sump of molten metal)として、下方に移動するインゴットの中心部を、モールドの下の幾ばくかの長さに亘り下方に延在している。このサンプ(sump)は、インゴットのコア部分が完全に凝固するまでインゴットがその外側表面から内側に凝固することから、下方に向かって徐々に減少する断面を有する。凝固した外側シェルと溶融したコアとを有する、鋳造金属の部分をエンブリオニックインゴット(embryonic ingot)という。エンブリオニックインゴットは完全に凝固すると鋳造インゴットとなる。

ダイレクトチル鋳造法の重要な特徴として、連続供給される、水のような冷却流体がモールド直下を進行するエンブリオニックインゴットと直接接触することがあり、これにより金属表面が直接冷却される。このインゴット表面の直接冷却は、インゴットの表面部分を凝固状態に維持することと、インゴットの内部の冷却および凝固を促進することの両方を行う。

従来は、単一の冷却ゾーンがモールドの下に設けられている。通常、このゾーンの冷却作用は、モールド直下でインゴットの表面に沿った実質的に連続的な水の流れを均一に導入することによりもたらされ、水は例えばモールド冷却ジャケットの下方端部より送出される。この手順において、水は、相当の力および運動量を有し、インゴット表面に対し十分な角度でインゴット表面に衝突し、連続してインゴット表面上を下方に流れるが、しかしインゴット表面の温度が水の温度に接近するまで冷却効果は減少していく。

通常、熱い金属上の冷却水に、最初、２つの沸騰現象が生じる。主に水蒸気より成るフィルムが、ジェットの停滞領域(stagnant region)の液体の直下に形成し、この直ぐ近傍で、上記領域の付近、ジェットの両側およびジェットの下で典型的な核膜沸騰(nucleate film boiling )が起こる。インゴットが冷却され、バブルの核生成および攪拌効果が低下すると、最終的に水力学的条件がインゴットの最下部端部においてインゴットの表面全体に亘り膜が自由落下するように変わるまで、流体流および熱境界層条件が、強制対流がインゴットの中間部(bulk)を降下するように変わる。

このようにして形成されるダイレクトチル鋳造インゴットは、様々な厚さおよび幅のシートやプレートのような物品を形成するように、概して熱間圧延および冷間圧延、または他の熱間加工が行われる。しかしながら、金属をより使い易い形態に変えるように、および／または圧延製品の最終特性を改良するように、多くの場合、圧延または他の熱間加工の前に均質化工程(homogenization procedure)が通常必要である。均質化は、顕微鏡レベルでの濃度勾配を平衡にする(equilibrate)ために実施する。均質化工程は、鋳造インゴットを高温（概して遷移温度、例えば合金のソルバス温度(solvus temperature)、より高い温度、しばしば４５０℃より高く、通常（多くの合金で）５００℃〜６３０℃）で相当な時間（例えば数時間、概して３０時間以下）加熱することを含む。

凝固の初期段階または最終段階に起因する、鋳造製品に見出される微細組織の欠陥のために、この均質化工程が必要となる。顕微鏡レベルでは、ＤＣ鋳造合金の凝固は５つのイベントにより特徴付けられる。（１）初晶(primary phase)の核生成（この頻度は、結晶粒微細化剤の存在と関連してもよく、またはしなくてもよい）。 （２）結晶粒を規定するセル、デンドライトまたはセルとデンドライトとの混合組織の形成。 （３）非平衡凝固条件の支配によるセルおよび／またはデンドライト構造からの溶質の排出。 （４）凝固している初晶の体積変化により促進される、排出された溶質の移動、および （５）排出された溶質の濃化および最終反応（たとえば共晶）温度でのその凝固。

得られた金属の構造は、従って極めて複雑で、また粒内に亘ってのみならず、比較的軟らかい領域と比較的硬い領域とが共存している、金属間化合物相の近傍領域に亘って濃度変化を有するという特徴を有し、もし改良および変化させなければ最終製品として許容できない最終厚さでの特性の変化をもたらす。

均質化は、溶質元素の分配における顕微鏡レベルの欠陥を是正するように、および界面に存在する金属間化合物の構造を改良するように構成された熱処理を表すのに概して用いられている総称である。均質化工程の許容される結果は以下を含んでいる。
１．結晶粒内の元素の分布がより均一になる。
２．結晶粒界および３重点に鋳造時に形成した任意の低融点成分粒子（たとえば共晶物）が粒内に再溶解する。
３．所定の金属間化合物粒子が化学的転移(chemical transformation)および構造変態（または構造転移、structure transformation）を受ける。
４．鋳造中に形成された大きな金属間化合物粒子（例えば、包晶物（peritectics））が加熱中に破砕され得るおよび丸くなり得る。
５．加熱中に析出物（後に材料の強度を向上させるのに用いることができるようなもの）が溶解し、インゴットが再びソルバス(または溶解度曲線、solvus)より下の温度に溶解され、一定の温度で保持され核生成成長が可能となるか又は室温に冷却された、そして熱間加工温度に予熱されることから、溶解の後、結晶粒に均一に析出し、再分配される。

いくつかの場合、実際にＤＣ鋳造の間に鋳造時に導入された応力場の差を是正するようにインゴットに熱処理を適用する必要がある。当該技術分野の通常の知識を有する者は、このような応力に対応して凝固後または凝固前にクラックを生じる合金を明らかにし得る。

凝固後のクラック(post-solidification crack)は、凝固が完了した後、結晶粒を横切るようなクラックを形成する、鋳造中に生じる顕微鏡レベルのストレスにより発生する。これは、インゴット表面の温度（温度が下がると、歪勾配をインゴットに生ずるので）を鋳造の工程の間、高いレベルに維持することにより、および通常通り鋳造したインゴットを鋳造後直ちにストレス除去用(stress relieving)の炉に運ぶことにより、通常是正している。

凝固前のクラック(pre-solidification crack)もまた、鋳造中に生じる顕微鏡レベルのストレスにより発生する。しかしながら、この場合、凝固の間に形成した顕微鏡レベルのストレスは結晶粒界を低融点共晶ネットワーク（凝固時の溶質の排出と関係する）に沿った破壊(tearing)およびせん断変形(shearing)により除去される。中心部から表面への線形温度勾配の差(linear temperature gradient differential)（すなわち、現れたインゴットの表面から中心への温度の微分係数）を均等化することによりこのようなクラックを首尾よく緩和できることが見出されている。

これらの欠陥はインゴットを多くの用途で許容できないものとする。鋳造時のインゴットの表面冷却速度を制御することにより、この問題を克服しようとする多くの試みが為されている。例えば、凝固後にクラックを形成する傾向のある合金において、Ｚｅｉｇｌａｒは米国特許第２，７０５，３５３号でインゴットの内部の熱が冷却された表面を再加熱し得るように、モールドの下から少し離れたインゴットの表面から冷却材を取り除くようにワイパーを用いた。意図は表面の温度を約３００°Ｆ（１４９℃）より高いレベル、好ましくは通常の焼鈍範囲約４００°Ｆ〜６５０°Ｆ（２０４℃〜３４４℃）に維持することであった。

Ｚｅｉｇｌａｒは、米国特許第４，２３７，９６１号で、膨らますことができる(inflatable)、エラストーマのワイピングカラーの形態の拭き取り装置を備えた別のダイレクトチル鋳造システムを示している。これは、上述したＺｅｉｇｌａｒの特許と同じ基本的な目的を果たし、インゴットの表面温度を内部応力を除去するのに十分なレベルに維持する。Ｚｅｉｇｌａｒの特許の実施例では、インゴットの表面は焼鈍の範囲である約５００°Ｆ（２６０℃）の温度に維持される。この手順の目的はインゴットの内部で過剰な熱応力の生成を予防することにより、非常に大きな断面のインゴットの鋳造を可能にすることであった。

凝固前のクラックを形成する傾向のある合金において、Ｂｒｙｓｏｎは米国特許第３，７１３，４７９号で、冷却速度を低下するようにより小さい強度の２つのレベルのウォータスプレー冷却を用い、インゴットが降下するにつれて、より長い距離インゴットの下方に延在させ、この結果、この方法で認められる全体の鋳造速度を増加できる可能性を示した。

冷却水を除去するためにワイパーを用いた別のダイレクトチル鋳造装置の構成が、Ｏｈａｔａｋｅらによるカナダ特許第２，０９５，０８５号に示されている。この構成では、第１および第２の水冷ジェットが用いられ、その後、水を除去するようにワイパーが用いられ、このワイパーの後、第３のジェットが用いられる。

例示的形態および態様は、鋳造した金属インゴットの通常の均質化（高温度での数時間の加熱が必要な方法）の際に得られた特性と同等または同一の金属学的特性が、エンブリオリック鋳造インゴットの冷却されるシェルの温度と未だ溶融している内部の温度とを、多くのアルミニウム合金で概して少なくとも４２５℃であり、好ましくは所望の変態（または変化、transformation）が起こる（少なくとも部分的に）期間、この温度または温度付近に保持される、金属のその場均質化が起こる変態温度以上に収束することにより、インゴットに付与されるという観察結果に基づく。

驚くべきことに、所望の金属的変化は比較的短い時間（例えば１０〜３０分）でこのような方法により得られ、このような結果を得ることができる手順は鋳造操作（操業）自身に組み入れることが可能であり、これにより高価で不便な均質化工程の必要性を回避できる。特定の理論に縛られることは望まないが、合金は顕著な後方拡散(backward-diffusion)効果（固体、液体の何れかまたは両方及びこれらの混合した「柔らかな（mushy）」形態において）により従来の均質化工程での是正のための相当な時間が必要となる従来の冷却の間の望ましくない金属学的特性を伴う時間よりも短い時間で所望の金属学的変化が作られ維持されるためであると言える。

従来の鋳造インゴットにおいて均質化が通常行われていない場合でも、インゴットの加工が容易になるよう特性を得られる改良された特性を有する製品を供給できる。

上述のその場均質化を含む鋳造方法は、必要に応じてその後、インゴットを鋳造装置から取り出す前に、例えば進行する鋳造インゴットの先導部(leading part)を冷却液のプールに浸漬するように、焼入れ操作を行ってもよい。この焼入れは、エンブリオニックインゴットの表面に供給した冷却液を取り除き、適切な金属学的変態（または変化）に十分な時間を経た後に実施する。

用語「その場均質化(in-situ homogenization)」は、鋳造と冷却の後、実施される従来の均質化により得られる微細組織の変化と同等の微細組織変化を鋳造工程の間に達成できるこの現象を記述するために、本発明者らにより名付けた。同様に、用語「その場焼入れ(in-situ quench)」は、鋳造工程の間で、その場均質化の後に実施される焼入れ工程を記述するために名付けた。

本発明の実施形態は、例えば２００５年１月２０日発行の米国特許公開公報第２００５−００１１６３０号または２００４年３月１６日発行の米国特許第６，７０５，３８４号に記載のような、２以上の金属（または２つの異なる供給源からの同じ金属）の複合インゴットの鋳造に適用することができる。この種のインゴットは１つの金属より成る一体のインゴット(monolithic ingot)と殆ど同じ方法で鋳造されるが、しかし、鋳造モールド等は、内側モールド壁または鋳造インゴットに組み入れられる連続的に供給される固体金属のストリップにより分離された２以上の入口（inlet）を有する。１またはそれ以上の出口(outlet)を通り一端モールドを出ると、複合インゴットは液体により冷却され、この液体の冷却剤は、一体のインゴットと同じ方法で除去され、同じまたは同等の効果を生じる。

従って、特定の例示的実施形態は（ａ）少なくとも１つの供給源(source)から溶融金属を該溶融金属の外周を制限する領域に供給し、前記溶融金属の外周部分(peripheral portion)を規定する工程と、（ｂ）前記金属の外周部分を冷却し、外側固体シェルと内側溶融コアとを有するエンブリオニックインゴットを形成する工程と、（ｃ）前記領域に更に溶融金属を供給しながら、溶融金属の外周を制限する前記領域から離れる方向に前記エンブリオニックインゴットを進行し、前記固体シェルの内部に含まれる前記溶融コアが前記領域を越えて延在する工程と、（ｄ）前記金属の外周を制限する前記領域より出てきた前記エンブリオニックインゴットの外側表面を該外側表面に向けて液体冷却剤を供給することにより冷却する工程と、（ｅ）有効な量の冷却剤を除去後、前記溶融コアからの内部熱が前記溶湯コアに隣接する前記固体シェルを再加熱するように、進行方向と垂直な断面が前記溶融コアの部分と交差する、前記エンブリオニックインゴットの外側表面の位置において、前記エンブリオニックインゴットの外側表面より前記液体冷却剤を有効な量（最も好ましくは全部）除去し、これにより前記溶融コアと前記固体シェルそれぞれの温度が４２５℃以上の収束温度に近づく工程と、を含む金属インゴットの鋳造方法を提供することが可能である。

この収束は、好ましい場合、液体冷却剤を除去した後温度の回復を示す、インゴット表面を測定することで追跡できる。この温度の回復は、合金または相の変態温度より高い温度、そして好ましくは４２６℃より高い温度、でピークに達する必要がある。

上述の方法において、工程（ａ）の溶融金属は、好ましくは、ダイレクトチル鋳造モールドの少なくとも１つの入口に供給され、前記ダイレクトチル鋳造モールドは、これにより前記溶融金属の外周を制限する領域を形成し、工程（ｅ）において液体冷却剤が取り除かれる実質的な部分である、インゴットの外側表面の位置が、モールドの少なくとも１つの出口から離れた距離にあり、前記エンブリオニックインゴットは前記ダイレクトチル鋳造モールドの少なくとも１つの出口から工程（ｃ）に進む。本鋳造方法（すなわち、溶融金属の供給）は、所望により連続または半連続でよい。

液体冷却剤はワイピングまたは他の方法により外側表面より除去できる。好ましくはインゴットを取り囲むワイパーを備え、所望であれば、ワイパーの位置は鋳造操作の異なる段階で、例えばこのような異なる段階でワイパーの位置を変えなければ生じ得る収束温度の違いを最小にするように、変えることができる。

別の例示的実施形態においては、金属インゴットを連続的又は半連続的にダイレクトチル鋳造するための装置であって、少なくとも１つの入口と少なくとも１つの出口と少なくとも１つのモールドギャビティ(またはモールド凹部、mold cavity)とを有する鋳造モールドと、前記少なくとも１つのモールドキャビティのための少なくとも１つの冷却ジャケットと、前記少なくとも１つの出口より出てくるエンブリオニックインゴットの外面に沿って冷却液（または液体冷却剤）が流れるように構成される液体冷却剤の供給装置と、前記少なくとも１つの出口から離れた距離にあり、前記エンブリオニックインゴットの外面から前記液体冷却剤を除去する手段と、前記冷却剤除去手段を前記少なくとも１つの出口に向かうようにおよび離れるように動かし、インゴットを鋳造している際に、距離を変えることが可能となる装置と含む、装置を具備している。

他の例示的実施形態は、上述した方法で凝固した金属インゴットを製造する工程と、インゴットを熱間加工し、加工した物品を製造する工程とを含み、インゴットを製造する工程（ａ）と熱間加工する工程（ｂ）との間で凝固した金属インゴットを均質化することなく、熱間加工することを特徴とする金属シート物品の製造方法を提供する。熱間加工は、例えば熱間圧延でよく、所望であれば熱間圧延の後、冷間圧延を行ってよい。用語「熱間加工」は例えば熱間圧延、押し出しおよび鍛造のような工程を含んでもよい。

別の例示的実施形態は、予め均質化を行わなくても熱間加工ができる金属インゴットの製造方法を提供し、この製造方法は、金属を鋳造しノンコア（またはコアの無い、non-core）微細組織（または微細構造、microstructure）または代わりに破砕された(fractured)微細構造（鋳造組織において現れる金属間化合物粒子が破砕されている）を形成するのに有効な温度および時間の条件下でインゴットを形成する工程を含む。

少なくともいくつかの例示的実施形態では、初期の流体による冷却の際に、例えばソルバス温度のような変態温度より低い温度に焼入れられた表面近くのインゴットの端部に存在するセルの端部に向かって凝固の際に偏析する溶質元素はデンドライトおよび／またはセルを横断する固体拡散により再分配され、またインゴットの中心領域のデンドライトおよび／またはセルの端部に通常偏析するこれら溶質元素は、凝固の際の温度および時間で均質な液体から溶質が成長および粗大化する前のデンドライトおよび／またはセルに後方に向かって拡散される。この後方への拡散結果は、均質な混合物から溶質元素を取り除き、均質な混合物の溶質元素の濃度を減少させ（すなわち、単位体積のデンドライト／セル境界あたり鋳造された金属間化合物の体積比率を最少にする）、インゴット全体に亘るマクロな偏析の影響を減少させる。その時点では如何なる高融点の成分および金属間化合物も、いったん凝固すると、デンドライト／セル境界の枯渇領域(denuded region)を特定の収束温度における最大の溶解限に対応する濃度と同等または近い濃度にする高温での金属中に存在するシリコン（Ｓｉ）または他の元素のバルク拡散により容易に改善される。同様に、融点の高い共晶物（または準安定成分および金属間化合物）も、収束温度に到達し、２つの隣接する２相領域に一般的な混合相領域に保持されれば、構造がさらに改良し、または更に改良／変態する。これに加えて、名目上より高い融点の鋳造成分および金属間化合物は、破砕または球状化し得る。また低融点の鋳造成分および金属間化合物は、鋳造工程の際に、バルク材料内で溶解または拡散しやすい。

別の例示的実施形態は、所定の熱間加工温度で熱間加工ためにインゴットを準備するように鋳造金属インゴットを加熱する方法を提供する。本方法は、（ａ）所定の温度よりも低く、金属中で析出物の核生成が起こる核生成温度にインゴットを予熱し、核生成を起こす工程と、（ｂ）析出物の成長が起こる析出物成長温度にインゴットを更に加熱し、金属中で析出物を成長させる工程と、（ｃ）工程（ｂ）の後、インゴットがまだ所定の熱間加工温度に達していなければ、熱間加工に備えてインゴットをさらに前記所定の熱間加工温度に加熱する工程とを含む。熱間加工工程は好ましくは、熱間圧延を含み、インゴットは好ましくはＤＣ鋳造により鋳造される。

本方法によれば、均質化および熱間圧延で一般的に形成する分散質(dispersoid)は、熱間圧延温度までの２段階のインゴットの予熱および保持時間の間に生じ、インゴットでの分散質の集団の寸法および分散は、十分に短い時間であるけれども、完全に均質化工程を行った後に通常見出されるのと同様か、またはそれより優れている。

好ましくは、本方法は、金属インゴットの熱加工工程を備え、
（ａ）インゴットをソルバス上の組成に対応する温度まで予熱する工程と、
（ｂ）過飽和の材料の部分が加熱中に固溶体より析出し、析出物の核生成に寄与する工程と、
（ｃ）所定の時間インゴットをこの温度で保持する工程と、
（ｄ）インゴットの温度をソルバス上の組成に対応する温度まで上げる工程と、
（ｅ）加熱の第２段階において、過飽和の部分が固溶体より析出し、析出物の成長に寄与する工程と、
（ｆ）所定の時間、インゴットをこの温度で保持し、より大きくより安定な析出物の成長を促進する、より小さな（熱的に不安定な）析出物から溶質を拡散させる、または徐々に温度を上げて、所定の温度での保持を要せずに成長に寄与する、溶質元素の濃度増加を起こす工程と、を含む。

図１は、例示的実施形態にかかる工程の好ましい形態を示すダイレクトチル鋳造モールドの垂直断面図であり、とりわけ鋳造工程全体を通じインゴットが熱い状態である場合を示す。 図２は図１と同様の断面図であり、鋳造の間にワイパーの位置が移動可能な好ましい変更を示している。 図３は図１と同様の断面図であり、鋳造の際にインゴットがその低端部で付加的に冷却（焼入れ）される場合を示している。 Ｊ型の鋳造モールドの平面図であり、例示的実施形態の好ましい形態を示している。 図５は図４に示す種類のモールドの図１の距離Ｘを示すグラフである。Ｘ値は図４のＳ点から時計回りの方向に測定したモールドの外周を囲む点に対応する。 図６は図４の鋳造モールドために設計したワイパーの斜視図である。 図７は例示的実施形態の１つの形態に係る鋳造手順を示すグラフであり、ＤＣ鋳造し、水冷して、冷却剤をワイピングしたＡｌ−１．５％Ｍｎ−０．６％Ｃｕ合金の時間と表面温度およびコア温度と時間を示す。Ａｌ−１．５％Ｍｎ−０．６％Ｃｕ合金の凝固および再加熱が起こる領域の熱履歴は、インゴットのバルク部分が強制的に冷却されていない場合（下方の温度トレースは表面であり、上方の温度トレース（点線）は中央）の米国特許第６，０１９，９３９号の温度履歴と同様である。 図８は図７と同じ鋳造操作を示すがしかし、より長い間の時間まで延ばし、とりわけ温度が収束または回復した後の冷却期間を示している。 図９は図７と同様のグラフであるがしかし、わずかに時間の異なる３つの時間で実施した同じ鋳造を示している（図に示すようにインゴットの長さが異なる）。実線は、３つのプロットの表面温度を示し、点線はコアの温度を示す。表面温度が４００℃および５００℃より高い時間をそれぞれのプロットから決定でき、それはそれぞれの場合１５分より長い。それぞれの場合、回復温度(rebound temperature)は、５６３℃、５８１℃および６０４℃であることが示されている。 図１０ａは米国特許６，０１９，９３９号公報に記載の合金と同様で、商業的なダイレクトチル方法による凝固および冷却履歴と、実施例のサンプルＡと同じ熱および機械加工の履歴とを有するＡｌ−１．５％Ｍｎ−０．６％Ｃｕ合金の透過電子顕微鏡写真を示しており、厚さ６ｍｍにおいて、一般的な析出物の集団がインゴットの表面および中心から２５ｍｍのところに見出された。 図１０ｂは図１０ａのシートと同じ領域の組織写真であるが、再結晶セルサイズを明らかにするように偏光させて示している。 図１１ａは米国特許第６，０１９，３１９号記載の合金と同様で、商業的なダイレクトチル方法による凝固および冷却履歴と、実施例のサンプルＢと同じ熱加工および機械加工の履歴とを有するＡｌ−１．５％Ｍｎ−０．６％Ｃｕ合金の透過型電子顕微鏡写真を示しており、厚さ６ｍｍにおいて、一般的な析出物の集団がインゴットの表面および中心から２５ｍｍのところに見出された。 図１１ｂは図１１ａのシートと同じ領域の組織写真であるが、再結晶セルサイズを明らかにするように偏光させて示している。 図１２ａは米国特許第６，０１９，３１９号公報記載の合金と同様で、図７および図８で示した凝固および冷却履歴と、実施例のサンプルＣと同じ熱間加工および機械加工の履歴とを有するＡｌ−１．５％Ｍｎ−０．６％Ｃｕ合金の透過型電子顕微鏡写真を示しており、厚さ６ｍｍにおいて、一般的な析出物の集団がインゴットの表面および中心から２５ｍｍのところに見出された。 図１２ｂは図１２ａのシートと同じ領域の組織写真であるが、再結晶セルサイズを明らかにするように光学的に偏光させて示している。 図１３ａは米国特許第６，０１９，３１９号公報記載の合金と同様で、図９で示した凝固および冷却履歴と、実施例のサンプルＤと同じ熱間加工および機械加工の履歴とを有するＡｌ−１．５％Ｍｎ−０．６％Ｃｕ合金の透過型電子顕微鏡写真を示しており、厚さ６ｍｍにおいて、一般的な析出物の集団がインゴットの表面および中心から２５ｍｍのところに見出された。 図１３ｂは図１３ａのシートと同じ領域の組織写真であるが、再結晶セルサイズを明らかにするように偏光させて示している。 図１４ａは米国特許第６，０１９，３１９号公報記載の合金と同様で、商業的なダイレクトチル方法による凝固および冷却履歴と、実施例のサンプルＥと同じ熱加工および機械加工の履歴とを有するＡｌ−１．５％Ｍｎ−０．６％Ｃｕ合金の透過型電子顕微鏡写真を示しており、厚さ６ｍｍにおいて、一般的な析出物の集団がインゴットの表面および中心から２５ｍｍのところに見出された。 図１４ｂは図１４ａのシートと同じ領域の組織写真であるが、再結晶セルサイズを明らかにするように偏光させて示している。 図１５ａは米国特許第６，０１９，３１９号公報記載の合金と同様で、商業的なダイレクトチル方法による凝固および冷却履歴と、実施例のサンプルＦと同じ熱加工および機械加工の履歴とを有するＡｌ−１．５％Ｍｎ−０．６％Ｃｕ合金の透過型電子顕微鏡写真を示しており、厚さ６ｍｍにおいて、一般的な析出物の集団がインゴットの表面および中心から２５ｍｍのところに見出された。 図１５ｂは図１５ａのシートと同じ領域の組織写真であるが、再結晶セルサイズを明らかにするように偏光させて示している。 図１６は、従来のダイレクトチル鋳造法で一般的な典型的なミクロ偏析を示す凝固結晶粒構造の中央を通る銅（Ｃｕ）のラインスキャンを伴う、Ａｌ−４．５％Ｃｕ合金の走査電子顕微鏡写真である。 図１７はワイパーを行い、Ｚｉｅｇｌｅｒによる米国特許第２，７０５，３５３号またはＺｉｎｎｉｇｅｒによる米国特許第４，２３７，９６１号が示す範囲の回復／収束温度（３００℃）を示したＡｌ−４．５％Ｃｕ合金の銅（Ｃｕ）のラインスキャンを伴うＳＥＭ像である。 図１８はインゴットのバルクを強制冷却しない場合（図１９参照）の例示的実施形態に係るＡｌ−４．５％Ｃｕ合金の銅（Ｃｕ）のラインスキャンを伴うＳＥＭ像である。 図１９はインゴットのバルクを強制冷却しない場合（図１８参照）のＡｌ−４．５％Ｃｕ合金の凝固と再加熱が起こる領域における熱履歴を示すグラフである。 図２０はインゴットのバルクを意図的な遅延の後、強制冷却する場合（図２１参照）の例示的実施形態に係るＡｌ−４．５％Ｃｕ合金の銅（Ｃｕ）のラインスキャンを伴うＳＥＭ像である。 図２１はインゴットのバルクを意図的な遅延の後、強制冷却する場合（図２０参照）のＡｌ−４．５％Ｃｕ合金の凝固と再加熱が起こる領域における熱履歴を示すグラフである。 図２２は鋳造材の金属間化合物の代表的な面積率を３つの方法の間で比較して示すグラフである。 図２３はインゴットのバルクを強制冷却しない場合のＡｌ−０．５％Ｍｇ−０．４％Ｓｉ合金（６０６３）の凝固と再加熱が起こる領域における熱履歴を示すグラフである。 図２４はインゴットのバルクを意図的な遅延の後、強制冷却する場合のＡｌ−０．５％Ｍｇ−０．４％Ｓｉ合金（６０６３）の凝固と再加熱が起こる領域における熱履歴を示すグラフである。 図２５ａ、２５ｂおよび２５ｃはそれぞれ、図２３および２４に従って処理した合金の回折パターンであり、ＸＲＤによる相の同定である。 図２６ａ、２６ｂおよび２６ｃは、従来の方法により鋳造したインゴットと図２３および図２４に従ったインゴットに実施したＦＤＣ法を、それぞれグラフで示している。 図２７ａ、２７ｂは例示的実施形態に従い加工したＡｌ−１．３％Ｍｎ合金の鋳造状態での金属間化合物の光学顕微鏡写真であり、破砕している。 図２８は例示的実施形態に従い加工したＡｌ−１．３％Ｍｎ合金の鋳造状態での金属間化合物の光学顕微鏡写真であり、改良されている。 図２９はこの例示的実施形態に従い鋳造した、鋳造状態での金属間化合物相の透過電子顕微鏡写真であり、粒子へのＳｉの拡散により改良されており、枯渇層を示している。 図３０は従来の方法により加工されたＡｌ−７％Ｍｇ合金の熱履歴を示すグラフである。 図３１はインゴットのバルクを強制冷却しない場合でベータ（β）相の溶解温度よりも低い回復温度を伴う、Ａｌ−７％Ｍｇ合金の凝固と再加熱が起こる領域における熱履歴を示すグラフである。 図３２はインゴットのバルクを強制冷却しない場合でベータ（β）相の溶解温度よりも高い回復温度を伴う、Ａｌ−７％Ｍｇ合金の凝固と再加熱が起こる領域における熱履歴を示すグラフである。 ４５１〜４５３℃の領域（従来のダイレクトチル鋳造をした材料）（図３０参照）でベータ（β）相の存在を示す、走査示差熱量測定（ＤＳＣ）の出力トレースを示すグラフである。 ベータ（β）相が存在しないことを示す、走査示差熱量測定（ＤＳＣ）の出力トレースを示すグラフである（図３１参照）。 ベータ（β）相が存在しないことを示す、走査示差熱量測定（ＤＳＣ）の出力トレースを示すグラフである（図３２参照）。

本明細書の以下の記述は、アルミニウムのダイレクトチル鋳造について言及しているが、しかしこれはあくまで一例である。本発明の例示的実施形態は、金属インゴットの各種方法に適用可能であり、殆どの金属、とりわけ軽金属合金、特に４５０℃より高い変態温度を有し、鋳造後でかつ圧延のような熱間加工の前に均質化が必要な軽金属に適用可能である。アルミニウムをベースとする金属に加え、鋳造可能な他の金属の例は、マグネシウム、銅、亜鉛、鉛−錫および鉄をベースとする金属を含む。例示的実施形態はまた、均質化工程の結果生ずる５つの影響のちの１つが認められる（これらの工程についての上述の記載を参照されたい。）純アルミニウムまたは他の金属にも適用し得る。

添付の図面の図１は、本発明の例示的実施形態の１つの例示的な形態に係る工程の少なくとも一部を実施するのに用いることができる垂直ＤＣ鋳造機１０の一例を簡潔に示す垂直断面図である。当業者は、もちろんこのような鋳造機は、例えば複数の鋳造テーブルの一部を形成するように、全てが同じように同時に動作する鋳造機の大きなグループの一部を形成できることを認識するであろう。

溶融金属１２が、モールド入口１５を介して垂直方向に向いた水冷モールド１４に導入され、そしてエンブリオニックインゴット１６としてモールド出口１７から出てくる。エンブリオニックインゴットは、完全に固体の鋳造インゴットが作られるまでエンブリオニックインゴットが冷却されるにつれて厚くなる（ライン１９で示すように）固体外側シェル２６の内部に液体金属コア２４を有している。モールド１４は溶融金属の外周を規定および溶融金属を冷却し固体シェル２６の形成を開始し、そして冷却されている金属は図１に矢印Ａで示される進行方向に出て行きモールドから離れる。冷却を促進し凝固工程を維持するようにインゴットがモールドから出てくると、冷却液（または液体冷却剤）のジェット１８がインゴットの外側表面に向けられる。冷却液は通常、水であるがしかし、アルミニウム−リチウム合金のような特別の合金用に例えばエチレングリコールのような他の液体を用いることも可能である。用いる冷却剤の流量は、例えば外周１センチメートルあたり毎分１．０４リットル〜１．７８リットル（毎分０．７ガロン（ｇｐｍ）／外周１インチ〜１．２ｇｐｍ／インチ）とＤＣ鋳造として極めて通常の量でよい。

環状のワイパー２０が、モールドの出口１７から距離Ｘだけ離されてインゴットの表面と接触し配置され、このワイパーは、インゴットが更に下降するとワイパーより下のインゴットの部分に液体冷却剤が無いように、液体冷却剤をインゴットの表面から取り除く（流れ２２で表される）効果を有する。冷却剤の流れ２２はワイパー２０から流れているがしかし、インゴット１６の表面から離れており、冷却効果を有しない。

距離Ｘは、インゴットがまだエンブリオニックインゴット（すなわち、固体シェル２６の内部に含まれ液体の中央部２４をまだ含んでいる）である間に、インゴットからの液体冷却剤の除去が起こるように構成される。換言すれば、ワイパー２０は、インゴットの進行方向Ａに垂直な断面がエンブリオニックインゴットの液体金属コア２４と交差する位置に置かれている。ワイパー２０の上面より下の位置では、インゴットのコア内での連続した溶融金属の冷却および凝固が、凝固の潜熱と固体シェル２６への顕熱を放出している。連続した強制（液体）冷却のない、この潜熱と顕熱の処理が固体シェル２６（ワイパー２０が冷却剤を除去している位置より下側）の温度に、上昇（そのワイパー直上の温度と比較して）と、金属がその場均質化を受ける変態温度より高くなるように構成される溶融コアの温度への収束とをもたらす。少なくともアルミニウム合金については、収束温度は概して４２５℃以上、より好ましくは４５０℃以上になるように構成される。温度測定に関する実用的な理由から、「収束温度」（溶湯コアと固体シェルが最初に到達する同一温度）は、液体冷却剤を除去して以降にこの工程において固体シェルが上昇する最高の温度である「回復温度(rebound temperature)」と同じとして取り扱う。

回復温度は４２５℃よりも高い温度に成り得て、概して温度が高いほどより優れた所望のその場均質化の結果をもたらすが、しかし回復温度は、当然ながら金属の初期の融点には達しない。冷却され、凝固した外側シェルがコアからの熱を吸収し、回復温度の上限値を定める。ついでに言えば、回復温度は概して少なくとも４２５℃であり、通常、金属の焼鈍温度より高い（アルミニウム合金の通常の焼鈍温度は３４３〜４１５℃である）。

４２５℃はほとんどの金属にとって臨界温度である。より低い温度では、凝固組織内の金属元素の拡散速度が結晶粒を横断して合金の化学成分を正常化または平準化するには遅過ぎるからである。この温度以上、とりわけ４５０℃以上では、拡散速度が金属の望ましいその場均質化効果をもたらすように所望の平準化を形成するのに適している。

実際、収束温度が４２５℃より高い所定の最小温度に到達することを確実にすることはしばしば望ましい。特定の合金について、通常４２５℃とその合金の融点との間に例えばソルバス温度または変態温度のような遷移温度があり、その温度より高い温度で例えばβ相からα相に成分または金属間化合物の構造が変わるように、合金の微細組織変化が起こる。収束温度がこのような変態温度を超えるように構成されていれば、合金の構造に所望の変態のような変化(transformational change)をもたらすことができる。

回復温度または収束温度は鋳造パラメータ、とりわけワイパー２０のモールドから下方における位置（すなわち図１における距離Ｘの大きさ）により決定される。距離Ｘは好ましくは、（ａ）冷却剤を除去後十分な液体金属がコアに残存しており、インゴットのコアおよびシェルの温度が上述した所望の収束温度に到達するように十分な溶融金属の過剰温度（加熱(super heat)）と潜熱を有する。（ｂ）通常の鋳造速度で空気中での通常の冷却速度において、所望の微細組織の変化が起こるように、金属が冷却剤除去後に十分な時間４２５℃より高い温度に曝される。および（ｃ）インゴットが安定になり内部からの溶融金属の滲み出(bleeding)または漏れ(break out)を避けるように、シェルが凝固するのに十分な時間、インゴットを冷却液（すなわち、冷却液を除去する前）に曝す。となるように選択される。

液体冷却およびシェルの凝固のための十分なスペースを確保しつつ、ワイパー２０をモールドの出口から５０ｍｍより近く配置するのは通常、困難であり、従ってこれが概して距離Ｘの実用的な下限（最小寸法）である。所望の回復温度を得るために、上限（最大寸法）は、インゴットのサイズによらず、実際問題として約１５０ｍｍであることが見出されており、距離Ｘの好ましい範囲は通常５０ｍｍ〜１００ｍｍである。ワイパーの最適位置は、合金により、および鋳造装置により（異なる寸法のインゴットが異なる鋳造速度で鋳造され得るために）変わり得るが、しかし常にインゴットのコアが完全に固体になる位置より上方である。この場合の適正な位置（または位置の範囲）を計算により（発熱および熱損失式(heat-generation and heat-loss equation)を用いて）または表面温度測定（例えば、表面に配置したもしくは表面に接触した標準的な熱電対または非接触プローブを用いて）により、または試行と実験により決定できる。直径１０〜６０ｃｍのインゴットを形成する通常の容積のＤＣ鋳造モールドは、鋳造速度が少なくとも４０ｍｍ／分であり、より好ましくは５０〜７５ｍｍ／分（または９．０×１０^−４〜４．０×１０^−３ｍ／秒）で用いられる。

場合によっては、鋳造工程の間で時間とともに距離Ｘを変える（即ち、ワイパー２０をモールド１４に近づけるようにまたはモールドから遠ざけるよう移動可能にすることにより）ことが望ましい。これにより鋳造工程の初期および終期の過渡期に生ずる異なる熱的条件に適応する。

鋳造の初期、ボトムブロックはモールドの出口を塞ぎ、そして徐々に下降して鋳造インゴットの形成を開始する。熱は、出てくるインゴットの外側表面から失われるとともに、インゴットからボトムブロックへ（これは通常、金属の熱伝導による）失われる。しかしながら、鋳造が進行し、距離が増加することによりインゴットの出てくる部分がボトムブロックから離れると、熱はインゴットの外側表面のみから失われる。鋳造の終期、鋳造が終了する直前では、シェルの外側を通常より低くすることが望ましいであろう。モールドから出てくるインゴットの最後の部分は、インゴット全体を上昇できるように、通常吊り上げ装置により掴まれているからである。シェルがより低温でより厚ければ、吊り上げ装置は、吊り上げ作業を危険にし得る変形または破壊を起こし難い。これを実現するために、冷却液の流速を、鋳造の終期に増加してもよい。

鋳造の初期、ボトムブロックへの熱の損失に起因し、通常の鋳造時と比較してより多くの熱がインゴットから除去される。このような場合、ワイパーを一時的にモールドに近づけ、インゴットの表面が冷却水に曝され時間を短くし、従って熱除去を減少させてもよい。所定の時間後、ワイパーを通常の操業時の通常の位置に戻してもよい。鋳造の終期、実用的にはワイパーを動かさなくてもよいがしかし、必要であれば冷却液の流速により付加的に除去される熱を補うようにワイパーを上昇させることが可能である。

ワイパーを動かす距離（Ｘの変化、すなわちΔＸ）と移動を行った時間とは、理論的な熱損失式(heat-loss equation)により計算する、試行と実験とにより判断する、または（より好ましくは）適当なセンサーにより測定したワイパーの上方（または可能なら下方）のインゴットの表面温度を基に判断することが可能である。後者の場合、異常に低い温度は、距離Ｘを短く（冷却を少なく）する必要を示すことが可能であり、異常に高い温度は距離Ｘを長くする必要を示すことが可能である。この目的に適したセンサーは、Ｍａｒｃ Ａｕｇｅｒらによる米国特許６，０１２，５０７号公報に開示されている(その開示は、参照することにより本明細書に組み入れられる)。

鋳造の初期において、最初の５０ｃｍから６０ｃｍの鋳造の進行のみのために、通常、ワイパーの位置の調整が必要である。例えばそれぞれ２５ｍｍのような、いくつかの小さな付加的な変更がなされ得る。厚さが６８．５ｃｍのインゴットについて、最初の調整は、インゴットとの最初の部分の１５０〜３００ｍｍの範囲で為されるであろう。そして、同様の変動は３０ｃｍと５０〜６０ｃｍで為されるであろう。厚さ５０ｃｍのインゴットでは、調整は１５ｃｍ、３０ｃｍ、５０ｃｍおよび８０ｃｍで為されるであろう。ワイパーの最終位置は通常の鋳造の進行に必要な位置であり、よってワイパーはモールドに最も近い位置でスタートし、鋳造の進展とともに下方に移動される。これは、インゴットが出てくる部分が鋳造の進展に伴いボトムブロックからより遠く離れるために減少する熱損失に近い（または、熱損失を概算している）。従って、距離Ｘは通常の鋳造時より短い値で始まり、通常の鋳造で要する距離に向かって徐々に長くなる。

鋳造の終期で、何らかの調整が必要である場合、それは、鋳造材の最後の２５ｃｍで為されるであろう。そして、通常は１〜２ｃｍの調整を１回要するのみである。

ワイパーのワイパー位置の調整は、手動で調整してもよい（例えば、ワイパーが、ワイパーの突起部（例えばフック）が中を貫く鎖の輪(link)または小穴(eyelet)を有する鎖により支持されている場合、該突起部が異なる鎖の輪または小穴を貫いて挿入できるようにワイパーを支持および上昇させることが可能である）。別の態様では、そしてより好ましくは、ワイパーは電気的に、空気圧ジャッキにより、または油圧（または液圧）により支持され、必要応じ、組み込まれたロジックによるフィードバックループによりワイパーは動くように、適宜コンピュータにより上述した種類のセンサー機器とリンクされている。この主の構成を簡潔な形態で図２に示す。

図２に示した装置は、ワイパー２０の高さを調整（例えば、実線で示す上方の位置から破線で示す下方の位置に）することを除くと、図１に示した装置と同様である。従って、モールド１４の出口からの距離ＸはΔＸ（上方または下方）で変えることができる。ワイパー２０は、油圧機関２３により操作するピストンとシリンダーの配置である調整可能な支持体２１により支持されていることから、この調整機能が可能となる。油圧機関２３自体は、モールド１４の出口１７直下のインゴット１６の表面温度をモニターする温度センサー２７により得られる温度情報を基にコンピュータ２５により制御されている。上述したように、センサー２７により記録される温度が所定の値よりも低い場合、ワイパー２０は上昇させることが可能であり、この温度が所定の値より高ければ、ワイパーを低くすることが可能である。

望ましくは、例示的実施形態の全ての形態が、ワイパー２０より下方のインゴットの収束温度は、その場均質化のための変態温度より高く、所望の微細組織の変態（または変化、transformation）が起こるのに十分な時間保持すべきである。実際の時間は合金に依存するであろうが、しかし好ましくは元素の拡散速度および回復温度がどの程度４２５℃を超えるかに応じて１０分から４時間の範囲である。通常、望ましい変態は３０分以内に起こり、しばしば１０〜１５分の範囲である。これは、通常、金属の変態温度（例えばソルバス）よりも高い温度(しばしば、５５０〜６２５℃)で、４６〜４８時間の範囲である、従来の均質化に要する時間と明らかに対照的である。従来の均質化と比較して、例示的実施形態の大幅な時間の減少にかかわらず、得られる金属の微細組織は、本質的に両方の場合で同じであり、即ち例示的実施形態の鋳造の結果物は従来の均質化なしに、均質化された金属の微細組織を有し、更なる均質化なしに、圧延または熱間加工することが可能である。本発明の本例示的実施形態を「その場均質化」と言い、すなわち、後ではなく鋳造の際に均質化される。

冷却を適用し、その後除去した結果として、出てきたインゴットの表面は最初、膜沸騰および核膜沸騰(nucleate film boiling)の形態に特徴付けられる急冷を受け、これにより表面温度は確実に低いレベル（例えば１５０〜３００℃）まで急激に低下するが、しかしその後、液体冷却剤が除去され、この結果、インゴットの溶融した中心部の過剰温度と潜熱（同様に固体金属の顕熱）とが、固体シェルの表面を再加熱する。これにより、所望の微細組織の構造遷移(または構造転移、structure transition)に必要な温度に確実に到達する。

冷却剤が、それよりも前にインゴットの表面より除去することが望ましい時間よりも長い時間インゴットと接触させられた場合（または冷却剤が全く除去されない場合）、溶融コアの凝固の過熱および潜熱の実質的な効果を利用し、所望の金属学的変化を実現するようにインゴットのシェルを十分に再加熱することは不可能であることに留意されたい。このような手順によりインゴットのいくらかの部分は温度平衡に達するであろう、またこれにより有益な応力緩和およびクラック低減がもたらされるであろうが、しかし所望の金属学的変化は得られず、そしてインゴットを標準寸法および所望の厚さに圧延する前に従来の付加的な均質化の手順が必要である。冷却剤がインゴットの表面から所望の方法により取り除かれ、そしてインゴット全体が温度平衡(temperature equilibration)となり、金属内で所望の微細組織の変化が起こる前に更なる冷却剤がインゴット接触した場合、同じ問題が起こり得る。

いくつかの場合、冷却剤（とりわけ、水ベースの冷却剤）は、金属表面に生成した蒸気が冷却剤をインゴットから引き離す、自然な核膜沸騰により一時的に少なくとも部分的にインゴットの表面から取り除かれ得る。しかしながら、更なる冷却が起こるに連れて、冷却液は概して表面に戻る。もしこの例示的実施形態において、この冷却剤の一時的な除去が用いられているワイパーより前で起これば、インゴット表面は、その温度プロファイルに二つの窪み（降下）を示すであろう。冷却剤は核膜沸騰により一時的に除去されるまで表面を冷却し、そしていくらか温度が上がり、その後インゴットの表面はワイパーの上面に保持されている冷却剤のプールを通り抜け（ワイパーは、冷却剤のプールを形成するのを促進するようにインゴットの方に内側に窪んでもよい）、そして温度が再び降下し、ワイパーがインゴットの表面から全ての冷却剤を除去した時にのみ再び上昇する。これはインゴットのシェルの冷却曲線に特徴的な「Ｗ」字型を形成する（図２３と２４で見られるように）。

図１のワイパー２０は、環状の硬いサポートハウジング３２（例えば金属より成る）の内部に保持された環状の軟らかい耐熱エラストーマ材料３０（例えば耐熱シリコンゴム）の形態であってもよい。

図１は物理的なワイパー２０を示しているが、所望であれば他の冷却剤除去手段を用いてもよい。実際、冷却剤除去の非接触法を具備することはしばしば好都合である。例えば、インゴットに沿って流れる冷却材を除去するように所望の位置に、ガス又は異なる液体のジェットを具備してもよい。別の実施形態では、上述した核膜沸騰を用いることができる。即ち、核膜沸騰に起因し一時的に除去された後、冷却剤がインゴットの表面に戻るのを防止できる。このような冷却剤除去の非接触法の例が、例えばＺｅｉｇｌｅｒによる米国特許第２，７０５，３５３号、Ｍｏｒｉｔｚによる独国特許ＤＥ１，２８９，９８７、Ｋｉｌｐａｔｒｉｃｋによる米国特許第２，８７１，５２９号およびＢｅｋｅらによる米国特許第３，７６３，９２１号に示されている(その開示は、参照することにより本明細書に組み入れられる)。例えば、Ｙｕによる米国特許第４，４７４，２２５号またはＷａｇｓｔａｆｆによる米国特許第４，６９３，２９８号と米国特許第５，０４０，５９５号に開示されるように、核膜沸騰は、二酸化炭素または空気のような、溶解または圧縮したガスを冷却液に加えることにより付勢される(その開示は、参照することにより本明細書に組み入れられる)。

他の実施形態では、流れ１８での冷却剤の供給速度は、インゴットがモールドより下部の臨界点（距離Ｘ）に達する前、またはインゴットの表面が臨界表面温度よりも低くなる前に、全ての冷却剤インゴットの表面から蒸発する値に制御してもよい。これは、１９９６年１２月１０日に発行された、Ｗａｇａｓｔａｆｆによる米国特許第５，５８２，２３０号 (その開示は、参照することにより本明細書に組み入れられる)に示された冷却剤の供給方法を用いることにより可能となる。この構成において、液体冷却剤（冷却液）は異なる冷却剤供給源に接続された２列のノズルから供給し、冷却剤が所望の位置（距離Ｘ）で蒸発するのを確実にするようにインゴット表面に供給する冷却剤の量を変えることは容易である。他の実施形態で、あるいは加えて、蒸発する水の必要な供給量を確かにするように、モールドの環状部分の環状連続部をベースにする米国特許第６，５４６，９９５号と同様の方法により熱計算を行うことができる。

例示的実施形態による鋳造可能なアルミニウム合金は、非熱処理型(non-heat-treatable)合金（例えばＡＡ１０００、３０００、４０００および５０００シリーズ）と熱処理型(heat-treatable)合金（例えば、ＡＡ２０００、６０００および７０００シリーズ）との両方を含む。知られた形態の熱処理型合金の場合、ＵｃｈｉｄａらはＰＣＴ／ＪＰ０２／０２９００で、加熱および熱間圧延の前に、均質化工程の後３００℃より低い温度に（好ましくは室温に）焼入れし、続いて溶体化熱処理および時効すると、通常の工程により加工された材料と比べ、優れた特性（耐窪み性（dent resistance）、ブランクフォーム値(blank formed value)の改善、および硬さ特性）を示すこと開示している。予想外に、この特性は、所望であれば、合金を均質化させる冷却液の除去後に十分な時間が経過した後（例えば、少なくと１０〜１５分）で、しかしインゴット（すなわち、ちょうどその場均質化された、インゴットの部分）の十分付加的な冷却の前にインゴットに焼入れ工程を行うことにより、例示的実施形態においても再現できる。

最終焼入れ（その場焼入れ）を添付の図３に示す。図３では、ＤＣ鋳造操作（本質的に図１のＤＣ鋳造操作と同じ）が行われるが、インゴットはインゴットから冷却剤が取り除かれるポイントから適切な距離Ｙだけ下方の水のプール３４（ピットプールまたはピット水という）に浸漬される。距離Ｙは、既述のように、所望のその場均質化を有効な時間行うのに十分だが、しかし更なる冷却には十分でないようにしなければならない。例えば、プール３４に浸漬する直前のインゴット外側表面の温度は、好ましくは４２５℃より高く、望ましくは４５０〜５００℃の範囲でなければならない。そして、浸漬は、インゴットの温度を、感知できる速度では固体構造の変態が起こらない温度（例えば３５０℃）より低い温度に急速に水焼入れる。この後、インゴットは圧延または更なる加工に用いる標準長さとなるように切断してもよい。

ちなみに、全長に亘りインゴットを水焼入れ可能とするように、鋳造ピット（インゴットがモールドから出てきて、中に降下するピット）がインゴットの長さより深くなければならず、更なる溶融金属がモールドに追加されなければ、完全に沈む(または水中に入る、submerge)までインゴットは連続してピット内およびプール３４内を降下できる。別の実施形態では、インゴットはプール３４の最大深さまで部分的に浸漬することでき、そしてインゴットが完全に沈むまでプールの表面を上昇させるように、更に水を鋳造ピットに導入してもよい。

例示的実施形態は円柱形のインゴットに限定されるものではなく、例えば直方体インゴット、または２００３年４月１５日発行のＷａｇｓｔａｆｆによる米国特許第６，５４６，９９５号(この特許の開示は、参照することにより本明細書に組み入れられる)の図９および図１０に開示されている異形のＤＣ鋳造モールドで形成されたインゴットのような他の形状のインゴットにも適用可能なことに留意すべきである。米国特許第６，５４６，９９５号の図１０を本出願の図４として複製している。図４は鋳造モールドの中を見た上面図である。モールドは略「Ｊ」字型に見え、対応する断面形状を有するインゴットを製造することを意図している。このようなモールドから作られるエンブリオニックインゴットは、インゴットの外周の位置により異なる距離だけ外側表面から離れている溶融コアを有しているであろう。従って、インゴットの外周の周り（距離Ｘ）で同じように冷却を止めると、異なる凝固の過熱および潜熱がインゴットのシェルの異なる部分に供給されるであろう。

実際、外周の周りの全てのシェルの部分が同じ収束温度となることが望ましい。米国特許第６，５４６，９９５号では、鋳造インゴットの形状を適合させるようにモールドの鋳造表面の形状を調整することによりモールドの周りで同じ鋳造特性を保証している。例示的実施形態では、エンブリオニックインゴットのシェルのそれぞれの部分（冷却停止後）で、インゴットの外周をインゴットの形状に応じた仮想のセグメントに分割し、異なるセグメントにおいてモールド出口から異なる距離で冷却流体を取り除くことで、溶融コアからの熱のインプットを同じにし、同じ収束温度にすることを確実にできる。いくつかのセグメント（コアから、より高い熱のインプットを受けるセグメント）は他のセグメント（より少ない熱を受けるセグメント）よりも長い時間冷却流体に曝される。従って、いくつかのセグメントは、冷却流体を除去した後より低い温度となり、このより低い温度は、コアからのこれらセグメントへのより高い熱のインプットにより補償され、インゴットの外周に亘り収束温度が等しくなる。

このような手順は、例えば、ワイパーを（ａ）異形インゴットの周りにぴったりとフィット（または適合）するような形状にする。および（ｂ）モールドに面しているワイパーの端部に異なる面または成形した輪郭(contour)を有し、異なる面または輪郭の断面がモールドの出口から異なる間隔を有していることにより、得ることができる。図５は、インゴットの周囲で同じ収束温度を生じるように設計した図４のモールド外周の距離Ｘの変化を示すプロットである（プロットは図４のポイントＳから始まり時計回りに進む。）。そして、インゴットの外周の周りに所望の同じ収束温度をもたらすように、対応する外周の形状を有するワイパーが用いられる。

図６は、図４のインゴットと同様の形状を有するインゴットを鋳造するのに有効であろうワイパー２０’を示す。ワイパー２０’が他の部分より高くなっている複雑形状の部分を有していることを見出すであろう。これにより、ワイパー２０’より下方でインゴットの周囲の収束温度が等しくなるように構成した位置において、出てくるインゴットの外側表面から冷却液が除去されるのを確実にする。

冷却剤がいろいろなセグメントから除去されるおよびセグメント自身の幅は、鋳造したインゴット内部の熱流速のコンピュータモデリングにより、または異なる形状のそれぞれのインゴットでの簡素な試行および試験により決定することができる。繰り返すが、ゴールはインゴットのシェルの外周の周りで同じまたは非常に近い収束温度を達成することである。

既に詳しく述べたように、例示的実施形態、少なくともその好ましい態様、は従来の方法（液体冷却剤のワイピングを行わない）とその後に従来の均質化とを行った同じ金属の微細結晶構造と類似または同一の微細結晶構造有するインゴットを提供する。従って、例示的実施形態のインゴットは、更なる均質化処理を用いることなく圧延または熱間加工を行うことができる。通常、インゴットは最初、熱間加工を行い、これはインゴットを、例えば通常、少なくとも５００℃、より好ましくは少なくとも５２０℃のような適切な温度に予熱することを要する。熱間圧延後、得られた中間厚さのシートは通常、最終厚さに冷間加工される。

例示的実施形態の更なる要旨として、少なくともいくつかの金属および合金は、インゴット形成後で熱間圧延前の必要に応じて為される特定の２段階予熱工程により恩恵を受ける。このようなインゴットは、理想的には上述した「その場均質化」工程により形成されるが、しかし代わりに、既に好都合な改善が得られている従来の鋳造法により形成されてもよい。この２段階予熱工程は、例えばＭｎとＣｕとを含むアルミニウム合金（例えば、１．５ｗｔ％Ｍｎと０．６ｗｔ％Ｃｕを含むＡＡ３００３アルミニウム合金）のような、「深絞り」特性を持たせることを意図した合金にとりわけ適している。これらの合金は、析出強化または分散強化に依っている。２段階予熱工程において、ＤＣ鋳造インゴットは通常、皮剥ぎされ、その後（１）用いる合金の通常の熱間圧延温度より低い中間核生成温度までゆっくり加熱し、そして（２）通常の熱間圧延予熱温度またはこれより低い温度までインゴットをゆっくり加熱し、その温度で何時間が保持する。ことを含む２段階予熱のために予熱炉に入れられる。この中間温度は、金属を核生成させ、不安定な核を再吸収および破壊し、それらをより顕著な析出成長のための中心を形成する安定な核に置き換える。高温での保持時間は、圧延が始まる前に安定な核からの析出物の成長のための時間を与える。

加熱工程の工程（１）は、温度を核生成温度（核生成を開始する、ことを含んでもよく、またより好ましくは工程（２）のより高い温度に徐々に温度を上げることを含んでもよい。この工程の際の温度は、３８０〜４５０℃、より好ましくは４００〜４２０℃であり、この範囲内で温度を保持またはゆっくりと上げてもよい。昇温速度は、好ましくは２５℃／時間より遅く、より好ましくは２０℃／時間より遅く、概して２〜４時間に及ぶ。核生成温度への加熱速度は例えば平均約５０℃／時間のように速くてもよい（最初の３０分程度の速度は、例えば１００〜１２０℃／時間のように、より速くてもよいが、核生成温度が近づくと遅くする。）。

工程（１）の後、インゴットの温度を熱間圧延温度まで、または通常４８０℃〜５５０℃、もしくはより好ましくは５００〜５２０℃である、析出物の成長が起こる温度よりも低い温度まで更に高くする（必要があれば）。そして、２段階加熱全体が好ましくは１０以上で２４時間より短くなる時間、温度を一定にするまたはゆっくりとさらに上げる（例えば熱間圧延まで）。

インゴットを直接、圧延の予熱温度まで加熱することは２次結晶または析出物の数を増加させるが、得られる析出物は概して寸法が小さい。中間温度での予熱は核生成をもたらし、そして圧延予熱温度（例えば５２０℃）まで、またはこれより低い温度までの加熱は、例えばより多くのＭｎおよびＣｕが固溶体から出てきて、析出物が成長を続けることから、２次析出物の寸法の成長をもたらす。

熱間圧延温度まで加熱後、通常、従来の熱間圧延が遅延なく行われる。

本明細書のその場均質化を含む記述は、２００４年６月２３日出願の米国特許出願第１０／８７５，９７８号（２００５年１月２０日にＵＳ２００５−００１１６３０として公開）に示され、またに２００４年３月１６日発行の米国特許第６，７０５，３８４号にも示されている複合インゴットの鋳造にも用いることができる。なおこれらの特許の完全な開示は、参照することにより本明細書に組み込まれる。

本発明は、説明のためのみに示され、限定するものと解してはならない、以下の実施例および比較例により詳細に示す。

・実施例１
最終長さが３メートル以上ある３つのダイレクトチル鋳造インゴットを５３０ｍｍおよび１，５００ｍｍのダイレクトチルローリングスラブインゴットモールド(Direct Chill Rolling Slab Ingot Mold)で鋳造した。インゴットは、米国特許第６，０１９，９３９号(その開示は、参照することにより本明細書に組み入れられる)によるＡｌ−１．５％Ｍｎ−６％Ｃｕ合金と同一の組成を有した。第１のインゴットは従来の方法によりＤＣ鋳造し、第２のインゴットは、冷却剤を取り除いた後鋳造ピットから取り出してから室温まで冷却させる図７および図８に示した方法に従って、その場均質化を伴い鋳造し、第３のインゴットは冷却剤をインゴットから除去し、インゴットを再加熱しその後、モールドの下方約１メートルの水ピットに焼き入れる図９の方法に従ったその場焼入れ均質化を伴いＤＣ鋳造した。

より詳細には、図７は、ＤＣ鋳造し、その後水冷し、冷却剤をワイピングしたＡｌ−Ｍｎ−Ｃｕ合金の表面温度と中心（コア）温度とを時間に対して示す。表面温度のプロットは、インゴットが冷却剤と接触することから、鋳造直後の温度に深い窪みを示しているが、しかし中央の温度は僅かな変化で保持されている。表面温度は、冷却剤を除去する直前、約２５５℃まで下がっている。その後、表面温度は上昇し、５７６℃の収束または回復温度で中心温度と収束している。収束後（インゴットが完全に固体の場合）、温度はゆっくり下がり、空冷と一致する。

図８は、図７と同じ鋳造操作を示しているが、しかしより長い時間まで延長し、とりわけ温度が収束または回復した以降の冷却期間を示している。これより、凝固したインゴットの温度は１．５時間以上の間４２５℃よりも高く保持されており、これはインゴットの所望のその場均質化を達成するのに十分である。

図９は図７と同様であるが、しかし３つの僅かに異なる時間で実施した同じ鋳造の温度測定結果を示す。実線は３つのプロットの表面温度を示し、点線はインゴットの厚さの中心での温度を示す。表面温度が４００℃および５００℃より高く維持されている時間をそれぞれのプロットから求めることができ、それぞれの場合１５分よりも長い。それぞれの場合、回復温度は５６３℃、５８１℃および６０４℃であることが示されている。

３つのインゴットのサンプルは、熱間圧延温度までの通常の予熱をして圧延し、または例示的実施形態の性質を示すようにいろいろな予熱をして圧延した。

鋳造の手順は例えば６０ｍｍ／分、１．５リットル／分／ｃｍ、金属温度７０５℃のような、工業的に一般的な冷却条件で実施した。

それぞれのインゴットを中心（中間部分）に沿って切断し、それぞれのインゴットの２つの部分の幅を２５０ｍｍとし、その後、中心と表面との温度履歴を維持しながらそれぞれの２５０ｍｍのスラブは厚さ７５ｍｍ、幅２５０ｍｍ（オリジナルのインゴットの１／２の厚さ）および長さ１５０ｍｍ（鋳造方向）の複数の圧延用インゴットに切断した。

圧延用インゴットはその後以下のように処理した。

サンプルＡ（通常の熱履歴を伴うダイレクトチル鋳造と改良した従来の均質化）は、６１５℃の炉内においた。そこでは約２時間半（２．５時間）後、金属の温度は安定し、さらに６１５℃で８時間保持した。サンプルは３時間で４８０℃まで炉冷され、その後４８０℃で１５時間ソーキングし、その後取り出し、厚さ６ｍｍに熱間圧延した。この６ｍｍのサンプルの一部分は、その後１ｍｍまで冷間圧延し、５０℃／時間の速度で４００℃の焼鈍温度まで加熱し、２時間保持し、その後炉冷した。

２次析出物の分布を示している透過電子顕微鏡写真は、６ｍｍの材料（図１０ａ）の両端部（表面と中心）から１インチ以内の部分から採取された長手方向の断面の特徴である。再結晶した結晶粒組織は、厚さ１ｍｍの材料（図１０ｂ）の両端（表面と中心）から１インチ以内から採取された長手方向の断面の特徴である。

このサンプルは、通常の従来の均質化工程が約４８時間行われるのに対し、全体で２６時間に短縮したことを除き、従来の鋳造および均質化を代表している。

サンプルＢ（従来の鋳造熱履歴を伴うダイレクトチル鋳造と改良した２段階予熱）は、４４０℃の炉内に置いた。そこで、約２時間後、金属の温度は安定になり、更に４４０℃で２時間保持した。金属を２時間で５２０℃に加熱するように炉温を上げ、そしてサンプルを２０時間保持し、その後取り出して厚さ６ｍｍに熱間圧延した。この６ｍｍのサンプルの一部分は、その後１ｍｍまで冷間圧延し、５０℃／時間の速度で４００℃の焼鈍温度まで加熱し、２時間保持し、その後炉冷した。

２次析出物の分布を示している透過電子顕微鏡写真は、厚さ６ｍｍの材料（図１１ａ）の両端部（表面と中心）から１インチ以内の部分から採取された長手方向の断面の特徴である。再結晶した結晶粒組織は、厚さ１ｍｍの材料（図１１ｂ）の両端（表面と中心）から１インチ以内から採取された長手方向の断面の特徴である。

サンプルＣ（その場均質化（図７および図８に従う）鋳造熱履歴を伴うダイレクトチル鋳造と改良した２段階予熱）は４４０℃の炉内に置いた。そこで、約２時間後、金属の温度は安定になり、更に４４０℃で２時間保持した。金属を２時間で５２０℃に加熱するように炉温を上げ、そしてサンプルを２０時間保持し、その後取り出して厚さ６ｍｍに熱間圧延した。この６ｍｍのサンプルの一部分は、その後１ｍｍまで冷間圧延し、５０℃／時間の速度で４００℃の焼鈍温度まで加熱し、２時間保持し、その後炉冷した。

２次析出物の分布を示している透過電子顕微鏡写真は、厚さ６ｍｍの材料（図１２ａ）の両端部（表面と中心）から１インチ以内の部分から採取された長手方向の断面の特徴である。再結晶した結晶粒組織は、厚さ１ｍｍの材料（図１２ｂ）の両端（表面と中心）から１インチ以内から採取された長手方向の断面の特徴である。

サンプルＤ（その場溶体化を伴うダイレクトチル鋳造と２段階予熱を伴う急速焼入れ（図９））は、４４０℃の炉内に置いた。そこで、約２時間後、金属の温度は安定になり、更に４４０℃で２時間保持した。金属を２時間で５２０℃に加熱するように炉温を上げ、そしてサンプルを２０時間保持し、その後取り出して厚さ６ｍｍに熱間圧延した。この６ｍｍのサンプルの一部分は、その後１ｍｍまで冷間圧延し、５０℃／時間の速度で４００℃の焼鈍温度まで加熱し、２時間保持し、その後炉冷した。

２次析出物の分布を示している透過電子顕微鏡写真は、厚さ６ｍｍの材料（図１３ａ）の両端部（表面と中心）から２５ｍｍ以内の部分から採取された長手方向の断面の特徴である。再結晶した結晶粒組織は、厚さ１ｍｍの材料（図１３ｂ）の両端（表面と中心）２５ｍｍ以内から採取された長手方向の断面の特徴である。

サンプルＦ（従来の熱履歴を伴うダイレクトチル鋳造と改良した従来の均質化）は、６１５℃の炉内に置いた。そこで、約２時間半（２．５時間）後、金属の温度は安定になり、更に６１５℃で８時間保持した。サンプルは、３時間で４８０℃まで炉令し、その後４８０℃で３８時間ソーキングし、そして取り出して厚さ６ｍｍに熱間圧延した。この６ｍｍのサンプルの一部分は、その後１ｍｍまで冷間圧延し、５０℃／時間の速度で４００℃の焼鈍温度まで加熱し、２時間保持し、その後炉冷した。

２次析出物の分布を示している透過電子顕微鏡写真は、６ｍｍの材料（図１４ａ）の両端部（表面と中心）から１インチ以内の部分から採取された長手方向の断面の特徴である。再結晶した結晶粒組織は、厚さ１ｍｍの材料（図１４ｂ）の両端（表面と中心）から２５ｍｍ以内から採取された長手方向の断面の特徴である。このサンプルは従来の鋳造および均質化を代表している。通常の従来の均質化は４８時間実施されるけれども。

サンプルＧ（改良した単一段階予熱を伴うダイレクトチル鋳造）は、５２０℃の炉内においた。そこでは約２時間後、金属の温度は安定し、さらに５２０℃で２０時間保持し、その後取り出し、６ｍｍに熱間圧延した。この６ｍｍのサンプルの一部分は、その後１ｍｍまで冷間圧延し、５０℃／時間の速度で４００℃の焼鈍温度まで加熱し、２時間保持し、その後炉冷した。

２次析出物の分布を示している透過電子顕微鏡写真は、厚さ６ｍｍの材料（図１５ａ）の両端部（表面と中心）から１インチ以内の部分から採取された長手方向の断面の特徴である。再結晶した結晶粒組織は、厚さ１ｍｍの材料（図１４ｂ）の両端（表面と中心）から２５ｍｍ以内から採取された長手方向の断面の特徴である。

・比較例１
例示的実施形態と既知の鋳造法との違いを示すように、Ｚｉｅｇｌｅｒによる米国特許第２，７０５，３５３号またはＺｉｎｎｉｇｅｒによる米国特許第４，２３７，９６１号に係るＡｌ−４．５％Ｃｕ合金のインゴットと例示的実施形態に係るインゴットＡｌ−４．５％Ｃｕ合金とを鋳造した。Ｚｉｅｇｌｅｒ／Ｚｉｎｎｉｇｅｒに従った鋳造では、僅か３００℃の回復／収束温度を生じるように位置合わせしたワイパーを用いた。例示的実施形態の鋳造工程では、４５３℃の回復温度を生じるように位置合わせしたワイパーを用いた。３つの生じた結果物の走査型電子顕微鏡写真を得た。それぞれ、図１６、１７および１８に示す。図１９は、焼入れなしの例示的実施形態に従った鋳造方法のコアおよび表面の温度を示す。

ＳＥＭの結果は、例示的な実施形態に従わずに実施した鋳造法の結果物において、銅の濃度がセルを横切って如何に変化しているかを示している（図１６および１７、ピークの間のプロットの上方に向いた曲線に留意されたい。）。例示的実施形態の結果物の場合、しかしながら、ＳＥＭの結果は、セル内での銅の濃度の変化は、はるかに少ないことを示している（図１８）。これは、従来の均質化を受けた金属の微細組織の典型である。

・実施例２
本発明に係るＡｌ−４．５％Ｃｕ合金インゴットを鋳造し、このインゴットを鋳造の最後に冷却（焼入れ）した。図２０は、得られたインゴットの銅（Ｃｕ）ラインスキャンを伴うＳＥＭ像である。単位セルの中に如何なる銅のコアの形成(coring)も無いことに留意されたい。セルは図１６のそれよりも僅かに大きいが、セルの交差部の鋳造による金属間化合物の量が減少しており、析出物は球状化している。

図２１は、鋳造の最終段階での最終焼入れを示す、インゴットの鋳造の熱履歴を示す。この場合の収束温度（４５２℃）は選択した組成のソルバス温度より低いが、しかし所望の特性を得た。

・比較例２
図２２は、鋳造による金属間化合物相の面積率についての上述した３つの多様な工程（従来のＤＣ鋳造と冷却（ＤＣと表記）、ＤＣ鋳造および最終焼入れのない例示的実施形態に係る冷却（その場サンプルＩＤと表記）、および最終焼入れを伴う例示的実施形態に係るＤＣ鋳造（その場焼入れと表記））での比較を示す。より少ない面積の方が得られた合金の機械的特性にとってより良いと考えられる。この比較は、異なる鋳造方法に係る、鋳造による金属間化合物相面積率が、方法を示した順に減っていることを示している。最も広い相の面積は、従来のＤＣ鋳造法ルートにより形成され、最も狭いのは最終焼入れを伴う本発明により形成されている。

・実施例３
図２３のグラフに示す工程（またはプロセス）に係る、Ａｌ−０．５％Ｍｇ−０．４５％Ｓｉ合金（６０６３）のインゴットを鋳造した。これはインゴットのバルクが強制冷却されない場合の凝固および再加熱が起こる領域の熱履歴を示す。

同じ合金を図２４（焼入れを含む）に示す条件で鋳造した。これは、表面とコアの温度が５７０℃の温度で収束し、その後室温に強制冷却されるインゴットの温度変化を示している。これは、高い回復温度と緩冷却を伴い、セル内偏析のより速い是正が必要な場合または合金が遅い速度で拡散する元素を含む場合に望ましい図８に示す方法と比較することが可能である。長い時間保持される高い回復温度（合金のソルバスより相当高い）の使用は、結晶粒界近傍の元素を非常に素早く鋳造による金属間化合物相に拡散し、これにより有用なまたは有益な金属間化合物相に改良させ、またはより完全に変態させ、そして鋳造による金属間化合物相の周囲に析出物の無いゾーンを形成させる。図２４は、ワイパーの先立つ核膜沸騰のシェル特性による「Ｗ」字型の冷却曲線を示していることに気が付くであろう。

・比較例３
図２５ａ、２５ｂ、２５ｃは６０６３合金から得たＸ線回折パターンであり、従来のＤＣ鋳造と図１８および図１９の２つのその場方法とを対比して、α相およびβ相の量の違いを示している。それぞれの図の上方のトレースは、従来通り鋳造したＤＣ合金を示し、中間のトレースは回復温度が合金の変態温度より低いである場合を示し、下方のトレースは回復温度が合金の変態温度より高い場合を示す。

・比較例４
図２６ａ、２６ｂおよび２６ｃはＦＤＣ法をグラフで示したものであり、図２６ａは従来のＤＣ鋳造インゴットについて示し、図２６ｂは図２３の合金について示し、図２６ｃは図２４の合金について示す。これらの図は、回復温度が変態温度を超えると所望のα相が増加することを示している。

ちなみに、ＦＤＣ法およびＳｉＢｕｔ／ＸＲＤ法についての更なる情報ならびにこれらの相変態研究への適用については、H.Cama、J.Worth、P.V.EvansおよびJ.M.Brownによる「Intermetallic Phase Selection and Transformation in Aluminum 3xxx alloys」Solidification Processing, Proceedings of the 4th Decennial International Conference on Solidification Processing, University of Sheffield, July 1997, eds J. Beech and H. Jones, P 555 (その開示は、参照することにより本明細書に組み入れられる)より得ることができる。

・実施例４
図２７aと図２７ｂは、本発明に係る方法で加工したＡｌ−１．３％Ｍｎ合金（ＡＡ３００３）の鋳造による金属間化合物の２つの光学顕微鏡写真を示す。金属間化合物（図中の暗い形態）にクラックが生じているまたは破壊されているのが認められる。

図２８は、図２７ａおよび２７ｂと同様の光学顕微鏡写真であり、繰り返すが金属間化合物はクラックを生じまたは破壊されている。粒子の大きな領域はＭｎＡｌ_６である。リブ状の特徴部はＡｌＭｎＳｉを形成するＳｉの金属間化合物への拡散を示す。

・実施例５
図２９は、図３１に示すように最終焼入れなしに鋳造したＡＡ３１０４合金の鋳造状態の金属間化合物相の「透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）像である。金属間化合物相は、枯渇層（または欠乏層、denuded zone）を示すシリコンの粒子への拡散により改良されている。このサンプルは、冷却剤の最初の適用により粒子が核生成する表面より得た。しかしながら、回復温度が粒子を改良し、組織（または構造）を改良する。

・比較例５
図３０は従来の方法で加工されたＡｌ−７％Ｍｇ合金の熱履歴を示す。連続して冷却剤が存在することに起因してシェル温度の回復が無いことが認められる。

図３１および３２は、インゴットが鋳造中冷却されないＡｌ−７％Ｍｇ合金の熱履歴を示す。この合金は図３０の基礎を形成する。

・比較例６
図３３は図３０の基礎を形成する従来のダイレクトチル鋳造合金の４５０℃付近でベータ（β）相の存在を示す走査示差熱量測定（ＤＳＣ）のトレースである。β相は圧延の際に問題を生じる。β相の存在は、β相からα相に変化するように熱が吸収される時の４５０℃直上でのトレースの小さな窪みから認めることができる。６２０℃まで下がる大きな窪みは合金の溶解に対応する。

図３４は図３３と同様のトレースであり、鋳造の際（図３１参照）にインゴットを熱いまま保持する（最終焼入れなし）、本発明に係る鋳造材料にベータ（β）相が無いことを示している。

図３５もまた、図３３と同様のトレースであり、鋳造の際（図３２参照）にインゴットを熱いまま保持する（最終焼入れなし）、本発明に係る鋳造材料についてのトレースである。このトレースもまた、ベータ（β）相が無いことを示している。

なお、本発明は以下の態様を含む。
［態様１］
（ａ）少なくとも１つの供給源から溶融金属を溶融金属の外周を制限する領域に供給し、外周部分に溶融金属を供給する工程と、
（ｂ）金属の外周部分を冷却し、外側固体シェルと内部溶融コアとを有するエンブリオニックインゴットを形成する工程と、
（ｃ）前記領域に更に溶融金属を供給しながら、溶融金属の外周を制限する領域から離れる方向にエンブリオニックインゴットを進行し、固体シェルの内部に含まれる溶融コアが前記領域を越えて延在する工程と、
（ｄ）金属の外周を制限する領域より出てきたエンブリオニックインゴットの外側表面を、該外側表面に向けて液体冷却剤を供給することにより冷却する工程と、
を含み、
有効な量の冷却剤を除去後、溶融コアからの内部熱が溶融コアに隣接する固体シェルを再加熱するように、進行方向と垂直な断面が前記溶融コアの部分と交差する、前記エンブリオニックインゴットの外側表面の位置において、エンブリオニックインゴットの外側表面より有効な量の液体冷却剤を除去し、これにより前記溶融コアと前記固体シェルそれぞれの温度が４２５℃以上の収束温度に近づくこと特徴とする金属インゴットの鋳造方法。
［態様２］
工程（ａ）の前記溶融金属が、ダイレクトチル鋳造モールドの少なくとも１つの入口に供給され、前記ダイレクトチル鋳造モールドはこれにより溶融金属の外周を制限する前記領域を規定し、工程（ｅ）において前記有効な量の液体冷却剤が取り除かれる、前記インゴットの前記外側表面の前記位置がモールドの前記少なくとも１つの出口から離れた距離にあり、前記エンブリオニックインゴットは前記ダイレクトチル鋳造モールドの少なくとも１つの出口から工程（ｃ）に進むことを特徴とする態様１に記載の方法。
［態様３］
前記溶融金属が２以上の供給源から供給され、それぞれの供給源からの溶融金属は前記モールドの異なる入口に供給されることを特徴とする態様２に記載の方法。
［態様４］
前記収束温度が４５０℃以上になるように前記距離をすることを特徴とする態様２または３に記載の方法。
［態様５］
前記距離が２〜６インチであることを特徴とする態様２または３に記載の方法。
［態様６］
前記距離が２〜４インチであることを特徴とする態様２または３に記載の方法。
［態様７］
前記有効な量の前記冷却液の除去の前に、エンブリオニックインゴットの前記外側表面の温度を３５０℃より低くすることを特徴とする態様１〜６のいずれかに記載の方法。
［態様８］
コアの温度とシェルの温度を４２５℃より高い前記収束温度に、金属の少なくとも部分的な均質化が起こるのに有効な時間保持するように、前記インゴットの前記外側表面の前記位置を選択することを特徴とする態様１〜７のいずれかに記載の方法。
［態様９］
前記時間が金属の完全な均質化が起こるのに有効な時間であることを特徴とする態様８に記載の方法。
［態様１０］
前記時間が少なくとも１０分であることを特徴とする態様８に記載の方法。
［態様１１］
前記時間が少なくとも１５分であることを特徴とする態様８に記載の方法。
［態様１２］
前記時間が少なくとも２０分であることを特徴とする態様８に記載の方法。
［態様１３］
前記時間が少なくとも３０分であることを特徴とする態様８に記載の方法。
［態様１４］
前記時間以上の後、前記インゴットを更なる冷却液との接触により焼入れることを特徴とする態様８〜１３のいずれかに記載の方法。
［態様１５］
前記更なる冷却液と接触する際に前記インゴットが４２５℃以上であることを特徴とする態様１４に記載の方法。
［態様１６］
冷却液が水を含むことを特徴とする態様１〜１５のいずれかに記載の方法。
［態様１７］
前記位置で前記エンブリオニックインゴットから前記冷却液をワイピングすることによりエンブリオニックインゴットの表面から冷却液を除去することを特徴とする態様１〜１６のいずれかに記載の方法。
［態様１８］
インゴットの外側表面に冷却液を供給する速度を制御し、前記位置でエンブリオニックインゴットの表面から冷却液を完全に蒸発させることにより、前記位置でエンブリオニックインゴットの表面から冷却液を取り除くことを特徴とする態様１〜１６のいずれかに記載の方法。
［態様１９］
核膜沸騰により前記位置でエンブリオニックインゴットの表面から冷却液を除去することを特徴とする態様１〜１６のいずれかに記載の方法。
［態様２０］
前記核膜沸騰を促進するように前記冷却液にガスを加えることを特徴とする態様１９に記載の方法。
［態様２１］
前記位置でガスのジェットを冷却液に向けることにより、エンブリオニックインゴットの表面から冷却液を除去することを特徴する態様１〜１６のいずれかに記載の方法。
［態様２２］
前記領域に供給する金属が少なくとも１つのアルミニウム合金であることを特徴とする態様１〜２１のいずれかに記載の方法。
［態様２３］
前記少なくとも１つのアルミニウム合金が非熱処理型アルミニウム合金であることを特徴とする態様２２記載の方法。
［態様２４］
前記少なくとも１つのアルミニウム合金が熱処理型アルミニウム合金であることを特徴とする態様２２記載の方法。
［態様２５］
アルミニウム合金が、ＡＡ１０００シリーズ合金、ＡＡ３０００シリーズ合金、ＡＡ４０００シリーズ合金、ＡＡ５０００シリーズ合金から成る群より選択される合金であることを特徴とする態様２３記載の方法。
［態様２６］
アルミニウム合金が、ＡＡ２０００シリーズ合金、ＡＡ６０００シリーズ合金、ＡＡ７０００シリーズ合金から成る群より選択される合金であることを特徴とする態様２４記載の方法。
［態様２７］
アルミニウム合金がＡＡ８０００シリーズ合金であることを特徴とする態様２２に記載の合金。
［態様２８］
アルミニウム合金が、ＡＡ３００３、ＡＡ３１０４、ＡＡ３００４から成る群より選択されることを特徴とする態様２２記載の方法。
［態様２９］
前記冷却液の除去後、完全に凝固した鋳造インゴットを形成するようにエンブリオニックインゴットを冷却するかまたは放冷することを特徴とする態様１〜２８のいずれかに記載の方法。
［態様３０］
完全に凝固した鋳造インゴットを、その後の圧延に適した形状にすることを特徴とする態様２９に記載の方法。
［態様３１］
前記モールドにより、エンブリオニックインゴットの外側表面を断面において非円形とし、前記インゴットの前記外側表面の周りで同じ収束温度となるように、前記少なくとも１つの出口からの前記距離が前記外側表面の周りの異なる部位で変化していることを特徴とする態様２〜３１のいずれかに記載の方法。
［態様３２］
前記外側表面の周りの前記距離の変化が、前記部位に隣接する液体コアから得られる潜熱に比例していることを特徴とする態様３１に記載の方法。
［態様３３］
（ａ）少なくとも１つの供給源から溶融金属を溶融金属の外周を制限する領域に供給し、外周部分に前記溶融金属を供給する工程と、
（ｂ）金属の外周部分を冷却し、外側固体シェルと内部溶融コアとを有するエンブリオニックインゴットを形成する工程と、
（ｃ）前記領域に更に溶融金属を供給しながら、溶融金属の外周を制限する領域から離れる方向にエンブリオニックインゴットを進行し、固体シェルの内部に含まれる溶融コアが前記領域を越えて延在する工程と、
（ｄ）金属の外周を制限する領域より出てきたエンブリオニックインゴットの外側表面を、該外側表面に向けて液体冷却剤を供給することにより冷却する工程と、
（ｅ）有効な量の冷却剤を除去後、溶融コアからの内部熱が溶融コアに隣接する固体シェルを再加熱するように、進行方向と垂直な断面が前記溶融コアの部分と交差する、前記エンブリオニックインゴットの外側表面の位置において、エンブリオニックインゴットの外側表面より有効な量の液体冷却剤を除去し、これにより前記シェルの前記外側表面の温度を降下前に最大回復温度まで上昇させ、前記回復温度が４２５℃以上である工程と、
を含むことを特徴とする金属インゴットの鋳造方法。
［態様３４］
態様１〜３３のいずれかに記載の方法により製造された金属インゴット。
［態様３５］
冷却液の除去を除いて同じ方法とそれに続く別工程の完全均質化とにより作られた、同じ金属のインゴットと実質的に同一の結晶微細構造を有することを特徴とする態様３４に記載の金属インゴット。
［態様３６］
（ａ）態様１〜３３のいずれかに記載の方法で鋳造金属インゴットを製造する工程と、
（ｂ）インゴットを熱間加工し、加工した物品を製造する工程と、
を含み、
前記インゴットを製造する工程（ａ）と前記熱間加工工程（ｂ）との間に凝固した金属インゴットの均質化なしに、熱間加工を行うことを特徴とする金属シート物品の製造方法。
［態様３７］
前記インゴットが工程（ｂ）で熱間圧延され、前記インゴットの前記金属の均質化温度より低い温度で前記熱間圧延が為されることを特徴とする態様３６に記載方法。
［態様３８］
鋳造金属インゴットを所定の温度で熱間加工する準備のために、前記インゴットを加熱する方法であって、
（ａ）前記所定の温度よりも低く、金属中で析出物の核生成が起こる核生成温度に前記インゴットを予熱し、核生成を起こす工程と、
（ｂ）析出物の成長が起こる析出物成長温度に前記インゴットを更に加熱し、金属中で析出物を成長させる工程と、
（ｃ）工程（ｂ）の後、前記インゴットがまだ前記所定の熱間加工温度に達していない場合、熱間加工のために、前記インゴットを前記所定の熱間加工温度に更に加熱する工程と、
を含むことを特徴とする方法。
［態様３９］
工程（ａ）のインゴットの温度が核生成温度の範囲内で徐々に増加することを特徴とする態様３８に記載の方法。
［態様４０］
前記インゴットの温度が２５℃／時間より低い速度で上昇することを特徴とする態様３８または３９に記載の方法。
［態様４１］
金属がアルミニウム合金であることを特徴とする態様３８〜４０のいずれかに記載の方法。
［態様４２］
前記アルミニウム合金が深絞り性を有することを特徴とする態様４１に記載の方法。
［態様４３］
前記合金がＡＡ３００３およびＡＡ３１０４からなる群から選択されることを特徴とする態様４１に記載の方法。
［態様４４］
前記核生成を開始する温度が３８０℃〜４５０℃の範囲であり、インゴットが前記温度に２〜４時間保持されることを特徴とする態様４１〜４３のいずれかに記載の方法。
［態様４５］
前記析出物の成長を開始する温度が４８０℃〜５５０℃であり、インゴットが前記温度に少なくとも１０時間保持されることを特徴とする態様４１〜４４のいずれかに記載の方法。
［態様４６］
前記インゴットが態様１の方法により製造されたインゴットであることを特徴とする態様３８〜４５に記載の方法。
［態様４７］
（ａ）少なくとも１つの供給源から溶融金属を溶融金属の外周を制限する領域に供給し、外周部分に前記溶融金属を供給する工程と、
（ｂ）金属の外周部分を冷却し、外側固体シェルと内部溶融コアとを有するエンブリオニックインゴットを形成する工程と、
（ｃ）前記領域に更に溶融金属を供給しながら、溶融金属の外周を制限する領域から離れる方向にエンブリオニックインゴットを進行し、固体シェルの内部に含まれる溶融コアが、溶融金属の外周を制限する前記領域を越えて延在する工程と、
（ｄ）金属の外周を制限する領域より出てきたエンブリオニックインゴットの外側表面を、該外側表面に向けて液体冷却剤を供給することにより冷却する工程と、
（ｅ）進行方向と垂直な断面が前記溶融コアの部分と交差する、エンブリオニックインゴットの外側表面の位置において、エンブリオニックインゴットの外側表面より液体冷却剤の有効な部分を除去し、これにより実質的に冷却液のない、前記インゴットの一部分を形成して、前記溶融金属からの内部熱が溶融金属に隣接する前記一部分の固体シェルを再加熱し、これにより前記コアの温度と前記シェルの温度とのそれぞれを金属のその場均質化の起こる、金属の変態温度より高い温度に近づける工程と、
（ｆ）前記収束温度に前記一部分の均質化が起こるのに有効な時間保持した後、前記インゴットの前記一部分を焼き入れる工程と、
を含むことを特徴とする金属インゴットの鋳造方法。
［態様４８］
工程（ａ）の前記溶融金属が、ダイレクトチル鋳造モールドの少なくとも１つの入口に供給され、前記ダイレクトチル鋳造モールドはこれにより溶融金属の外周を制限する前記領域を規定し、工程（ｅ）において前記実質的な部分の液体冷却剤が取り除かれる、前記インゴットの前記外側表面の前記位置がモールドの前記少なくとも１つの出口から離れた距離にあり、前記エンブリオニックインゴットは前記ダイレクトチル鋳造モールドの少なくとも１つの出口から工程（ｃ）に進むことを特徴とする態様４７に記載の方法。
［態様４９］
前記収束温度が４２５℃以上であることを特徴とする態様４７または４８に記載の方法。
［態様５］
(ａ)１以上のモールド入口と１以上のモールド出口とを有するダイレクトチル鋳造モールドを備える工程と、
（ｂ）鋳造モールドの少なくとも１つの入口に溶融金属を供給する工程と、
（ｃ）モールドを冷却して金属の外周部分を凝固し、これにより外側固体シェルと内部溶融コアとを有するエンブリオニックインゴットを形成する工程と、
（ｄ）エンブリオニックインゴットをモールドの少なくとも１つの出口を越えて連続的に進め、これにより固体シェルの内部に含まれる溶融コアがモールドの前記少なくとも１つの出口を越えて延在する工程と、
（ｅ）エンブリオニックインゴットの外側表面に向けて冷却液を供給することにより、モールドから出てくるエンブリオニックインゴットを冷却し、エンブリオニックインゴットの凝固を継続する工程と、
（ｆ）インゴットが完全に固体のインゴットに変わる前に、前記冷却液をエンブリオニックインゴットの表面から除去し、溶融コアからの内部熱がコアに隣接する固体シェルを再加熱し、これにより前記コアの温度と前記シェルの温度とが収束温度で平衡となる工程であって、前記冷却液は、前記少なくとも１つのモールド出口から、前記収束温度が前記金属のその場均質化を受ける変態温度より高くなる離れた距離にある前記表面から除去する工程と、
（ｇ）前記インゴットを冷却または放冷する工程と、
（ｈ）均質化を介することなく、前記インゴットを熱間圧延に有効な温度に予熱する工程と、
（ｉ）前記インゴットを熱間圧延する工程と
を含み、
前インゴットを前記熱間圧延に有効な温度よりも低い核生成温度に加熱し、該核生成温度で、前記インゴット内で核生成を起こすのに有効な時間保持することを含む第１工程と、熱間圧延のために前記インゴットを前記核生成温度から前記熱間圧延に有効な温度に加熱し、前記インゴットを前記熱間圧延に有効な温度で、工程（ｉ）の前記熱間圧延の前に結晶成長が起こる時間保持することを含む第２工程との２工程で工程（ｈ）の予熱を実施することを特徴とする、鋳造可能な金属鋳造品の連続または半連続ダイレクトチル鋳造方法。
［態様５１］
前記変態温度が４２５℃以上であることを特徴とする態様５０に記載の方法。
［態様５２］
（ａ）ダイレクトチル鋳造により得られたインゴットを昇温した鋳造温度から焼き入れる工程と、
（ｂ）熱間圧延に有効な温度に前記インゴットを予熱する工程と、
（ｃ）前記熱間圧延に有効な温度で前記インゴットを熱間圧延する工程と、
を含み、
前インゴットを前記熱間圧延に有効な温度よりも低い核生成温度に加熱し、該核生成温度で前記インゴット内で核生成を起こすのに有効な時間保持することを含む第１工程と、熱間圧延のために前記インゴットを前記核生成温度から前記熱間圧延に有効な温度に加熱し、前記インゴットを前記熱間圧延に有効な温度で、工程（ｃ）の前記熱間圧延の前に結晶成長が起こる時間保持することを含む第２工程との２工程で工程（ｂ）の予熱を実施することを特徴とする、ＤＣ鋳造により得たインゴットの熱間圧延方法。
［態様５３］
前記第１工程が前記インゴットを３８０℃〜４５０℃の範囲の温度に加熱する工程を含むことを特徴とする態様５２に記載の方法。
［態様５４］
前記第１工程の前記温度が２〜４時間保持されることを特徴とする態様５２または５３に記載の方法。
［態様５５］
前記インゴットを前記核生成温度まで約５０℃／時間の平均速度で加熱することを特徴とする態様５２〜５４のいずれかに記載の方法。
［態様５６］
前記第２工程が前記インゴットを４８０℃〜５５０℃の温度まで加熱する工程を含むことを特徴とする態様５２〜５５のいずれかに記載の方法。
［態様５７］
前記第２工程の前記温度が予熱工程全体に亘り、１０〜２４時間の範囲で保持されることを特徴とする態様５６に記載の方法。
［態様５８］
前記インゴットが前記核生成温度から前記熱間圧延に有効な温度に約５０℃／時間の速度で加熱されることを特徴とする態様５６または５７に記載の方法。
［態様５９］
ノンコア微細構造を有する凝固金属を得るのに有効な条件下で金属を鋳造しインゴットを形成する工程を含むことを特徴とする予め均質化をしなくても熱間圧延可能な金属インゴットの製造方法。
［態様６０］
前記条件が前記金属の前記鋳造の際に前記インゴットをその場均質化を起こすのに有効な変態温度よりも高い温度で１０〜３０分保持する工程を含むことを特徴とする態様５９に記載の方法。
［態様６１］
前記条件がその場均質化を起こすのに有効な変態温度よりも高い温度で前記インゴットを１５〜２０分保持する工程を含むことを特徴とする態様６０に記載の方法。
［態様６２］
破砕した微細組織を有する凝固金属を得るのに有効な温度と時間の条件下で金属を鋳造しインゴットを形成する工程を含むことを特徴とする、予め均質化をしなくても熱間圧延可能な金属インゴットの製造方法。
［態様６３］
インゴットの冷却後に分離した均質化工程により変化した微細組織を有する凝固金属を得るのに有効な温度と時間の条件下で金属を鋳造しインゴットを形成する工程を含むことを特徴とする、予め均質化をしなくても熱間圧延可能な金属インゴットの製造方法。
［態様６４］
前記条件が前記金属の前記鋳造の際に前記インゴットをその場均質化を起こすのに有効な変態温度よりも高い温度で１０〜３０分保持する工程を含むことを特徴とする態様６３に記載の方法。
［態様６５］
前記条件が前記インゴットをその場均質化を起こすのに有効な変態温度よりも高い温度で１５〜２０分保持する工程を含むことを特徴とする態様６３に記載の方法。
［態様６６］
(ａ)１以上のモールド入口と１以上のモールド出口とを有するダイレクトチル鋳造モールドを備える工程と、
（ｂ）鋳造モールドの少なくとも１つの入口に溶融金属を供給する工程と、
（ｃ）モールドを冷却して金属の外周部分を凝固し、これにより外側固体シェルと内部溶融コアとを有するエンブリオニックインゴットを形成する工程と、
（ｄ）エンブリオニックインゴットをモールドの少なくとも１つの出口を越えて連続的に進め、これにより固体シェルの内部に含まれる溶融コアがモールドの前記少なくとも１つの出口を越えて延在する工程と、
（ｅ）エンブリオニックインゴットの外側表面に向けて冷却液を供給することにより、モールドから出てくるエンブリオニックインゴットを冷却し、エンブリオニックインゴットの凝固を継続する工程と、
（ｆ）インゴットがまだ完全に固体に変態していない位置で前記冷却液をエンブリオニックインゴットの表面から除去し、溶融コアからの内部熱がコアに隣接する固体シェルを再加熱し、これにより前記コアの温度と前記シェルの温度が収束温度で平衡となる工程であって、前記冷却液は、前記少なくとも１つのモールド出口から、前記収束温度が４２５℃以上になる離れた距離にある前記表面から除去する工程と、
（ｇ）工程（ｆ）の前記インゴットの前記鋳造の異なる段階において、前記ワイパーの下方で前記収束温度の差を最小にするように、前記鋳造の異なる段階の間前記位置を変える工程と、
を含むことを特徴とする鋳造可能な金属鋳造品の連続または半連続ダイレクトチル鋳造方法。
［態様６７］
鋳造の初期の段階ではその後の段階よりも前記位置を前記モールドに近づけることを特徴とする態様６６記載の方法。
［態様６８］
鋳造の終了段階では、前記位置を前記モールドと関連して移動することを特徴とする態様６６記載の方法。
［態様６９］
１以上のモールド入口と１以上のモールド出口と少なくとも１つのモールドギャビティとを有する鋳造モールドと、
前記少なくとも１つのモールドキャビティのための少なくとも１つの冷却ジャケットと、
前記少なくとも１つの出口より出てくるエンブリオニックインゴットの外面に沿って冷却液が流れるように構成される液体冷却剤の供給装置と、
前記少なくとも１つの出口から離れた距離にあり、前記エンブリオニックインゴットの外面から前記液体冷却剤を除去する手段と、
前記冷却剤除去手段を前記少なくとも１つの出口に向かうようにおよび離れるように動かし、これにより前記インゴットを鋳造している際に、前記距離を変えることが可能となる装置と、
を含む、連続または半連続で金属インゴットをダイレクトチル鋳造する装置。
［態様７０］
前記鋳造モールドがダイレクトチル鋳造モールドであることを特徴とする態様６９に記載の装置。

Claims (14)

1. 鋳造金属インゴットを所定の温度で熱間加工する準備のために、前記インゴットを加熱する方法であって、
   （ａ）前記所定の温度よりも低く且つ３８０℃〜４５０℃の範囲の温度である、金属中で析出物の核生成が起こる核生成温度に前記インゴットを予熱し、核生成を起こす工程と、
   （ｂ）析出物の成長が起こる析出物成長温度に前記インゴットを更に加熱し、金属中で析出物を成長させる工程と、
   （ｃ）工程（ｂ）の後、前記インゴットがまだ前記所定の熱間加工温度に達していない場合、熱間加工のために、前記インゴットを前記所定の熱間加工温度に更に加熱する工程と、
   を含むことを特徴とする方法。
2. 工程（ａ）のインゴットの温度が核生成温度の範囲内で徐々に増加することを特徴とする請求項１に記載の方法。
3. 前記インゴットの温度が２５℃／時間より低い速度で上昇することを特徴とする請求項１に記載の方法。
4. 金属がアルミニウム合金であることを特徴とする請求項１に記載の方法。
5. 前記アルミニウム合金が深絞り性を有することを特徴とする請求項４に記載の方法。
6. 前記合金がＡＡ３００３およびＡＡ３１０４からなる群から選択されることを特徴とする請求項４に記載の方法。
7. 前記核生成を開始する温度が３８０℃〜４５０℃の範囲であり、インゴットが前記温度に２〜４時間保持されることを特徴とする請求項４に記載の方法。
8. 前記析出物の成長を開始する温度が４８０℃〜５５０℃であり、インゴットが前記温度に少なくとも１０時間保持されることを特徴とする請求項４に記載の方法。
9. （i）少なくとも１つの供給源から溶融金属を溶融金属の外周を制限する領域に供給し、溶融アルミニウム合金の外周を規定する工程と、
   （ii）金属の外周部分を冷却し、外側固体シェルと内部溶融コアとを有するエンブリオニックインゴットを形成する工程と、
   （iii）前記領域に更に溶融金属を供給しながら、溶融金属の外周を制限する領域から離れる方向にエンブリオニックインゴットを進行し、固体シェルの内部に含まれる溶融コアが前記領域を越えて延在する工程と、
   （iv）金属の外周を制限する領域より出てきたエンブリオニックインゴットの外側表面を、該外側表面に向けて液体冷却剤を供給することにより冷却する工程と、
   （v）有効な量の冷却剤を除去後、溶融コアからの内部熱が溶融コアに隣接する固体シェルを再加熱するように、進行方向と垂直な断面が前記溶融コアの部分と交差する、前記エンブリオニックインゴットの外側表面の位置において、エンブリオニックインゴットの外側表面より有効な量の液体冷却剤を除去し、これにより前記コアと前記シェルのそれぞれの温度が、４２５℃以上の収束温度に近づく工程と、
   を含む、鋳造方法により、前記インゴットが製造されることを特徴とする請求項１に記載の方法。
10. 前記核生成温度が２〜４時間保持されることを特徴とする請求項１に記載の方法。
11. 前記インゴットを工程（ａ）の前記核生成温度まで５０℃／時間の平均速度で加熱することを特徴とする請求項１に記載の方法。
12. 前記工程（ｂ）が前記インゴットを４８０℃〜５５０℃の温度まで加熱する工程を含むことを特徴とする請求項１に記載の方法。
13. 前記工程（ｂ）の前記温度が工程（ａ）および工程（ｂ）全体に亘り、１０〜２４時間の範囲で保持されることを特徴とする請求項１２に記載の方法。
14. 前記インゴットが前記核生成温度から前記熱間圧延温度に５０℃／時間の速度で加熱されることを特徴とする請求項１に記載の方法。