JP7112638B1 - 一方向凝固装置及び一方向凝固方法 - Google Patents

一方向凝固装置及び一方向凝固方法 Download PDF

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Abstract

【課題】ジェットエンジンや発電用ガスタービン用ブレードの一方向凝固過程において発生するマクロ偏析、異方位結晶欠陥等の鋳造欠陥を無くす。【解決手段】上記鋳造欠陥の発生のメカニズムを明らかにし、固相領域を強冷するとともに軸方向静磁場を印加しこれらの相乗効果により、液相の対流による凝固界面へのヒートパルスを抑制し、固液共存相中の有害な横方向液相流れを抑制できることを明らかにした。これによりマクロ偏析、異方位結晶欠陥等の鋳造欠陥を無くすとともに凝固組織を微細化することにより機械的性質（クリープ強度）に優れた高品質の製品を作ることができる。静磁場の強度に関して、比較的低い磁場領域においてマクロ偏析が極小となる領域が存在することがわかった。これにより、所要磁場強度を低く抑えることが可能となり、高価な超伝導コイルの価格を大幅に下げることができる。また、引出速度を速くすることにより生産性を上げることができる。【選択図】図１

Description

本発明は鋳造技術に関わるものであって、特に多結晶粒から成る柱状デンドライト組織（ＤＳ材と称す）、単一粒から成るデンドライト組織（Ｍｏｎｏ－ｃｒｙｓｔａｌあるいはＳＸ材と称す）を有する鋳物及びインゴットの製造における改良を図った一方向凝固装置及び一方向凝固方法ならびに一方向凝固鋳物に関するものである。
ＤＳ材やＳＸ材の典型的な製造方法として従来よりブリッジマン（Ｂｒｉｄｇｅｍａｎ）法、リキッドメタルクーリング（Ｌｉｑｕｉｄ Ｍｅｔａｌ Ｃｏｏｌｉｎｇ）法、ガスクーリングキャスティング（Ｇａｓ Ｃｏｏｌｉｎｇ Ｃａｓｔｉｎｇ）法が知られている。以下、その概要を説明する。
Ｂｒｉｄｇｅｍａｎ法
典型的なＢｒｉｄｇｅｍａｎ法（本明細書においてＳｔａｎｄａｒｄ Ｂｒｉｄｇｅｍａｎ、標準ブリッジマン法と称す）による一方向凝固装置は加熱炉、冷却ｃｈａｍｂｅｒ、鋳型を加熱炉から冷却ｃｈａｍｂｅｒへ引き出すための引出機構、加熱炉と冷却ｃｈａｍｂｅｒを分離する断熱バッフル、凝固を開始するための冷却チルから構成される（例えば非特許文献１参照）。鋳型は抵抗加熱ヒーターにより溶融温度以上に予熱され、溶融金属を鋳込んだ後、所定の速度で冷却ｃｈａｍｂｅｒへ引出される。鋳型は冷却チル上にセットされチルへの熱伝導により凝固を開始するが、チルによる冷却効果の及ぶ範囲は小さく、大型鋳物になるとほぼセレクタ（図１の符号３、ＳＸ組織を得るための凝固の道筋）の範囲に限られる（例えば、非特許文献２、Ｋｏｎｔｅｒ ｅｔ ａｌ参照）。［図１から冷却ガス循環ポンプシステム１３及び超伝導コイル１４を除いたものが標準ブリッジマン法である。］鋳物は冷却ｃｈａｍｂｅｒにおける輻射冷却によって凝固する。後述するごとく輻射による冷却能はかなり小さくこのためフレックル（マクロ偏析欠陥の一種でタービン翼の早期破損の原因となる）あるいは異方位結晶欠陥（ｍｉｓｏｒｉｅｎｔｅｄ ｇｒａｉｎ ｄｅｆｅｃｔｓ）等の鋳造欠陥が生じやすいという欠点がある（例えば非特許文献１のｐ．３２１参照）。これらの鋳造欠陥については後述の段落００２９において言及する。
Ｌｉｑｕｉｄ Ｍｅｔａｌ Ｃｏｏｌｉｎｇ法（以下ＬＭＣ法と称す）
標準ブリッジマン法における上述の欠点を解消するため、冷却領域において放射冷却によるのではなく、低融点材料による溶融金属浴に浸漬することによって冷却する方法（以降Ｌｉｑｕｉｄ Ｍｅｔａｌ Ｃｏｏｌｉｎｇ，略してＬＭＣ法と呼ぶ）が考案された。当該ＬＭＣ法は、鋳型の引出過程において当該鋳型を錫あるいはアルミニウム等の低融点材料による溶融金属浴中に徐々に浸漬させることにより冷却能を高めつつ鋳型冷却を行い、一方向凝固させるものである。
例えばＵＳ Ｐａｔｅｎｔ ６，２７６，４３３Ｂ１（２００１）（特許文献１）は冷却金属浴の媒体としてＡｌ共晶合金を用いている。さらにＥｌｌｉｏｔｔら（非特許文献３）は冷却媒体としてさらに融点の低い溶融Ｓｎを用いることにより、凝固時の冷却速度を大きくしＮｉ基合金タービンブレードの品質改善を図ることができることを示した。また、Ｌｉｕら（非特許文献４及び非特許文献５）は当該ＬＭＣ法を採用し、結晶組織を微細化し、一方向凝固Ｎｉ基超合金の高温クリープ強度を高めることができることを示した（例えば、１０５０℃、１６０Ｍｐａのクリープ破断時間が８４ｈｒｓから１３１ｈｒｓへ約２倍に伸びた。非特許文献５参照）。
当該ＬＭＣ法による典型的な装置の一例を図２に示す（非特許文献３）。加熱領域においては上下２段のヒーター（符号５ａ、５ｂ）が備えられている。鋳型１は鋳型引出アーム２１によって溶融金属浴１８中に徐々に浸漬・冷却される。溶融金属浴１８を収容保持している溶融金属容器２０は内部に高温オイルを循環させることにより金属浴の液温を調整する。溶融金属浴１８の液表面において加熱領域からの放射熱を遮断するため浮遊するアルミナビーズによる断熱層２２を設ける。溶融金属浴１８は攪拌器２３により攪拌され、温度均一化が図られる。
Ｇａｓ Ｃｏｏｌｉｎｇ Ｃａｓｔｉｎｇ法（以下、ＧＣＣ法と称す）
ＧＣＣ法の概要を図１に示す（ただし超伝導コイル１４は含まない）。ＧＣＣ法は、冷却領域において引出した鋳型の冷却能を高めるべく不活性ガス（アルゴン、ヘリウム等）で冷却するようにしたガス強制冷却方式を採用した技術である（非特許文献２及び特許文献２参照）。図１において加熱領域と冷却領域とを熱的に分離するために設けられている断熱バッフル９の直下に冷却ガス吹き付け用の冷却ガス噴出ノズル１１を配置し、一方向凝固の作業期間中、冷却ガスを鋳型に吹き付けて冷却するものである。冷却ガスは冷却ガス循環ポンプシステム１３により循環・冷却される。当該冷却ガスノズルの一例として、適当な数の噴出口から斜め下方向に旋回流を噴出させるものがある。炉内部に吹き出された冷却ガスはこの冷却ガス循環ポンプシステム１３により吸引／フィルタリング／冷却／供給／吸引と言う経路を辿って循環されて冷却領域での鋳型冷却に供される。
上記文献によれば、ＬＭＣ法に匹敵またはそれ以上の冷却能を得ることができると述べている。
しかしながら、ＬＭＣ法あるいはＧＣＣ法においても不可避的に存在する液相及び固液共存相（所謂ｍｕｓｈｙ ｚｏｎｅ）における有害な液相の流れ（流れの乱れ）を無くすことはできずフレックル等のマクロ偏析あるいは異方位結晶欠陥を完全になくすことは困難である。実際、発電用大型単結晶ブレードの鋳造歩留りは極めて低く実用化されていない。
ＵＳ Ｐａｔｅｎｔ ６，２７６，４３３Ｂ１（２００１） ＵＳ Ｐａｔｅｎｔ ５９２１３１０（Ｆｉｌｅｄ Ｓｅｐ．２６，１９９７） 日本特許第５１０９０６８号
ＡＳＭ Ｈａｎｄｂｏｏｋ，Ｖｏｌ．１５，Ｃａｓｔｉｎｇ（１９８８），ｐ．３２０，Ｆｉｇ．３あるいはｐ．３２１，Ｆｉｇ．４ Ｍ．Ｋｏｎｔｅｒ，ｅｔ ａｌ："Ａ Ｎｏｖｅｌ Ｃａｓｔｉｎｇ Ｐｒｏｃｅｓｓ ｆｏｒ Ｓｉｎｇｌｅ Ｃｒｙｓｔａｌ Ｇａｓ Ｔｕｒｂｉｎｅ Ｃｏｍｐｏｎｅｎｔｓ"，Ｓｕｐｅｒａｌｌｏｙ ２０００，ＴＭＳ ２０００，ｐ．１８９ Ａ．Ｊ．Ｅｌｌｉｏｔ ｅｔ ａｌ："Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎａｌ Ｓｏｌｉｄｉｆｉｃａｔｉｏｎ ｏｆ Ｌａｒｇｅ Ｓｕｐｅｒａｌｌｏｙ Ｃａｓｔｉｎｇｓ ｗｉｔｈ Ｒａｄｉａｔｉｏｎ ａｎｄ Ｌｉｑｕｉｄ－Ｍｅｔａｌ Ｃｏｏｌｉｎｇ"，Ｍｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａｌ ａｎｄ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｔｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓ Ａ，Ｖｏｌ．３５Ａ，Ｏｃｔ．，２００４，ｐｐ３２２１－３２３１ Ｌｉｎ Ｌｉｕ，ｅｔ ａｌ："Ｔｈｅ Ｅｆｆｅｃｔｓ ｏｆ Ｗｉｔｈｄｒａｗａｌ ａｎｄ Ｍｅｌｔ Ｏｖｅｒｈｅａｔｉｎｇ Ｈｉｓｔｏｒｉｅｓ ｏｎ ｔｈｅ Ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ ｏｆ ａ Ｎｉ－ｂａｓｅｄ Ｓｉｎｇｌｅ Ｃｒｙｓｔａｌ Ｓｕｐｅｒａｌｌｏｙ"，ＴＭＳ Ｓｕｐｅｒａｌｌｏｙ ２００８，ｐｐ２８７－２９３ Ｌｉｎ Ｌｉｕ，ｅｔ ａｌ："Ｈｉｇｈ Ｔｈｅｒｍａｌ Ｇｒａｄｉｅｎｔ Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎａｌ Ｓｏｌｉｄｉｆｉｃａｔｉｏｎ ａｎｄ ｉｔｓ Ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎ ｉｎ ｔｈｅ Ｐｒｏｃｅｓｓｉｎｇ ｏｆ Ｎｉ－ｂａｓｅｄ Ｓｕｐｅｒａｌｌｏｙｓ"，Ｊ．Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｐｒｏｃｅｓｓｉｎｇ Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ ２１０（２０１０），ｐｐ１５９－１６５ Ｙ．Ｅｂｉｓｕ：’Ａ Ｎｕｍｅｒｉｃａｌ Ｍｅｔｈｏｄ ｏｆ Ｍａｃｒｏｓｅｇｒｅｇａｔｉｏｎ Ｕｓｉｎｇ ａ Ｄｅｎｄｒｉｔｉｃ Ｓｏｌｉｄｉｆｉｃａｔｉｏｎ Ｍｏｄｅｌ，ａｎｄ Ｉｔｓ Ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎｓ ｔｏ Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎａｌ Ｓｏｌｉｄｉｆｉｃａｔｉｏｎ ｖｉａ ｔｈｅ ｕｓｅ ｏｆ Ｍａｇｎｅｔｉｃ Ｆｉｅｌｄｓ’，Ｍｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａｌ ａｎｄ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｔｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓ Ｂ，ｖｏｌ．４２ｂ（２０１１），ｐｐ３４１－３６９ Ｍ．Ｃ．Ｆｌｅｍｉｎｇｓ："Ｓｏｌｉｄｉｆｉｃａｔｉｏｎ Ｐｒｏｃｅｓｓｉｎｇ"，ＭｃＧｒａｗ－Ｈｉｌｌ，Ｉｎｃ．，（１９７４） Ｐ．Ｃ．Ｃａｒｍａｎ：Ｔｒａｎｓ．Ｉｎｓｔ．Ｃｈｅｍ．Ｅｎｇ．，Ｖｏｌ．１５（１９３７），ｐ．１５０
Ｙ．Ｆａｕｔｒｅｌｌｅ，ｅｔ ａｌ：‘Ｔｈｅｒｍｏ－Ｅｌｅｃｔｒｉｃ－Ｍａｇｎｅｔｉｃ Ｈｙｄｒｏｄｙｎａｍｉｃｓ ｉｎ Ｓｏｌｉｄｉｆｉｃａｔｉｏｎ：Ｉｎ Ｓｉｔｕ Ｏｂｓｅｒｖａｔｉｏｎｓ ａｎｄ Ｔｈｅｏｒｙ’，ＪＯＭ，Ｖｏｌ．７０（２０１８），Ｎｏ．５，ｐｐ．７６４－７７１ Ｘ．Ｌｉ，ｅｔ ａｌ：‘Ｉｎｆｌｕｅｎｃｅ ｏｆ ｔｈｅｒｍｏｅｌｅｃｔｒｉｃ ｅｆｆｅｃｔｓ ｏｎ ｔｈｅ ｓｏｌｉｄ－ｌｉｑｕｉｄ ｉｎｔｅｒｆａｃｅ ｓｈａｐｅ ａｎｄ ｃｅｌｌｕｌａｒ ｍｏｒｐｈｏｌｏｇｙ ｉｎ ｔｈｅ ｍｕｓｈｙ ｚｏｎｅ ｄｕｒｉｎｇ ｔｈｅ ｄｉｒｅｃｔｉｏｎａｌ ｓｏｌｉｄｉｆｉｃａｔｉｏｎ ｏｆ Ａｌ－Ｃｕ ａｌｌｏｙｓ ｕｎｄｅｒ ａ ｍａｇｎｅｔｉｃ ｆｉｅｌｄ’，Ａｃｔａ Ｍａｔｅｒｉａｌｉａ，Ｖｏｌ．５５（２００７），ｐｐ．３８０３－３８１３ Ｈ．Ｚｈｏｎｇ，ｅｔ ａｌ：’Ｅｆｆｅｃｔ ｏｆ ｉｎｔｅｒｄｅｎｄｒｉｔｉｃ ｔｈｅｒｍｏｅｌｅｃｔｒｉｃ ｍａｇｎｅｔｉｃ ｃｏｎｖｅｃｔｉｏｎ ｏｎ ｅｖｏｌｕｔｉｏｎ ｏｆ ｔｅｒｔｉａｒｙ ｄｅｎｄｒｉｔｅ ｄｕｒｉｎｇ ｄｉｒｅｃｔｉｏｎａｌ ｓｏｌｉｄｉｆｉｃａｔｉｏｎ’，Ｊ．Ｃｒｙｓｔａｌ Ｇｒｏｗｔｈ，ＶＯＬ．４３９（２０１６），ｐｐ．６６－７３ Ｊ．Ｙｕ，ｅｔ ａｌ：‘Ｉｎｆｌｕｅｎｃｅ ｏｆ Ａｘｉａｌ Ｍａｇｎｅｔｉｃ Ｆｉｅｌｄ ｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｓ ａｎｄ Ａｌｉｇｎｍｅｎｔ ｉｎ Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎａｌｌｙ Ｓｏｌｉｄｉｆｉｅｄ Ｎｉ－ｂａｓｅｄ Ｓｕｐｅｒａｌｌｏｙ’，ＩＳＩＪ Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ，Ｖｏｌ．５７（２０１７），Ｎｏ．２，ｐｐ．３３７－３４２ Ｗ．Ｘｕａｎ，ｅｔ ａｌ：‘Ｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｍｅｃｈａｎｉｓｍ ｏｆ Ｓｔｒａｙ Ｇｒａｉｎ ｏｆ Ｎｉｃｋｅｌ－Ｂａｓｅｄ Ｓｉｎｇｌｅ Ｃｒｙｓｔａｌ Ｓｕｐｅｒａｌｌｏｙ Ｕｎｄｅｒ ａ Ｈｉｇｈ Ｍａｇｎｅｔｉｃ Ｆｉｅｌｄ Ｄｕｒｉｎｇ Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎａｌ Ｓｏｌｉｄｉｆｉｃａｔｉｏｎ’，Ｍｅｔａｌｌ．Ｍａｔｅｒｉ．Ｔｒａｎｓ．Ｂ，Ｖｏｌ．５０Ｂ（２０１９），ｐｐ．２０１９－２０２７ Ｙ．Ｌｉａｎ，ｅｔ ａｌ：‘Ｓｔａｔｉｃ Ｓｏｌｉｄ Ｃｏｏｌｉｎｇ：Ａ ｎｅｗ ｄｉｒｅｃｔｉｏｎａｌ ｓｏｌｉｄｉｆｉｃａｔｉｏｎ ｔｅｃｈｎｉｑｕｅ’，Ｊ．Ａｌｌｏｙｓ ａｎｄ Ｃｏｍｐｏｕｎｄｓ，Ｖｏｌ．６８７（２０１６），ｐｐ．６７４－６８２
ＤＳ材あるいはＳＸ材一方向凝固鋳物あるいはインゴットの製造において標準的なＢｒｉｄｇｅｍａｎ法に比べて冷却能を高めた上記ＬＭＣ法あるいはＧＣＣ法を適用してもフレックル等のマクロ偏析あるいは異方位結晶などの鋳造欠陥を本質的に解消することは難しい。特にサイズの大きい発電用単結晶ブレードになると鋳造歩留りは極めて低くなり実用化されていないのが現状である。その理由は、後ほど実施例で述べるごとく、液相領域において不可避的に存在する横方向温度勾配によって対流を生じ、凝固界面にヒートパルスをもたらし、固液共存相（ｍｕｓｈｙ ｚｏｎｅ）の形に影響を及ぼしｍｕｓｈｙ ｚｏｎｅにおける液相の流動パターン（ｆｌｏｗ ｐａｔｔｅｒｎ）を乱す。その結果マクロ偏析を生ずる。さらに、デンドライトの枝が分離され異方位結晶の種になる可能性がある。これらの傾向はヒートパルスが大きくなるほど増す。
これら従来法による上記課題を解決するため、
▲１▼固液共存相における有害な横方向液相流れを抑制すべく、固相領域を強冷すると同時に引出速度を上げることにより固液共存相の軸方向厚さを薄くする
▲２▼液相の対流を抑制するため軸方向静磁場を印加する
上記▲１▼＋▲２▼の相乗効果によって有害なヒートパルスを解消するとともに、マクロ偏析の原因となる固液共存相中の有害な横方向液相流れを抑制することができる。その際所要磁場強度を低く抑えることができる。以上の知見は後述する凝固シミュレーションによって理論的・定量的に初めて明らかにされた現象であり、▲１▼＋▲２▼が本発明の重要なポイントとなる。
尚、本明細書において、標準ブリッジマン法に対して軸方向静磁場を印加する方法（特許文献３または非特許文献６参照）をＭ法（Ｍａｇｎｅｔｉｃ ｐｒｏｃｅｓｓ）、本発明による上記段落００１３記載の方法をＭＶ１法（Ｍａｇｎｅｔｉｃ ｐｒｏｃｅｓｓ Ｖｅｒｓｉｏｎ１）と呼ぶ。当該ＭＶ１法において強冷却手段として従来のＧＣＣ法による強制ガス冷却またはＬＭＣによる溶融金属浴冷却を用いればよい。
さらに本明細書において新しい一方向性凝固方法を提案する。その概要を図３に示す。本願発明装置は溶融金属５で満たされた鋳型１、該鋳型の底部に配置された冷却チル７、該鋳型の側面を囲むように定位置に配置された鋳型加熱用の主ヒーターとなる抵抗加熱ヒーター２５及び移動式で比較的小領域の範囲を対象にした鋳型加熱用の副ヒーター３０及び鋳型１への冷却ガス吹き付け用の移動式冷却ガスノズル３５から成る。
前記副ヒーター３０及び移動式冷却ガスノズル３５はリング状であり、鋳型１と同軸的・一体的に冷却チル７側から上端側へ移動できる構成としてある。前記移動式冷却ガスノズル３５は鋳型外周に対して冷却ガスを斜め下方に吹き付けることができる構成である。副ヒーター３０と冷却ガスノズル３５の間に断熱バッフル３３を配置する。前記抵抗加熱ヒーター２５は、一例として図３（ｂ）に示すごとく帯状の抵抗加熱体を周方向にほぼ一周巻いては立上げ、逆方向にほぼ一周巻くことを繰り返すことにより成形される。これによりスリット状のギャップが形成され、このギャップを通じて冷却ガス導入パイプ３４、断熱バッフル３３及び副ヒーター３０の上下動を可能にしている。
加熱ヒーター２５は、たとえばカーボングラファイトなどの抵抗発熱体で作られており筒状の断熱スリーブ２６の内側に取り付けられる。また、この断熱スリーブ２６の外側には抵抗加熱主ヒーター２５に繋がる摺動接触端子２７が設けられており、最上端の摺動接触端子２７と現在位置における摺動接触端子２７に摺動接触できるようにしたブラシ２８を通じて該ヒーター２５に電力を供給できる仕組みとなっている。
本明細書において上記の加熱方法を摺動可変抵抗加熱法と称する。
操業開始時、前記ブラシ２８は最下端に位置させ、前記抵抗加熱主ヒーター２５は上から下まで全領域に亘り発熱・保温することになる。そして、操業の進行とともに前記ブラシ２８を前記冷却ガスノズル３５及び前記副ヒーター３０と同期・所定の速度で上方向に摺動させる。これにより、前記抵抗加熱主ヒーター２５は前記ブラシ２８の現在位置から上端までの区間が加熱状態に保持され、前記ブラシ２８の現在位置から下端までの区間は、電力を受けられず冷却ゾーンとなる。すなわち、時間の経過とともに加熱・保温領域は縮小し冷却領域は拡大して行く。そして、最終的に加熱領域は消滅し、全てが冷却領域となって操業を終了する。
図４は当該装置を組み込んだ装置全体の概略図である。
２９は主ヒーター電源であり上端接触端子とブラシ２８を通じて電力を供給する。副ヒーター用銅ケーブル３１は、前記副ヒーター用電源３２と前記副ヒーター３０とを繋いで電力供給するための電源ケーブルである。３８は真空ポンプ、４０は超伝導コイルである。
冷却ガス循環ポンプシステム３７は冷却ガスを冷却ガス導入パイプ３４を介して冷却ガスノズル３５に供給し、吸込口３６は前記加熱炉外筒３９内に吹き出された冷却ガスを循環利用するための吸気口であり、冷却ガス循環ポンプシステム３７にパイプで繋がっていて炉内部に吹き出された冷却ガスがこの冷却ガス循環ポンプシステム３７により吸引／フィルタリング／冷却／供給／吸引と言う経路を辿って循環されて冷却領域での鋳型冷却に供される構成である。尚、誘導溶解炉４を収納する溶解室と鋳型１を収納する鋳型室は分離できる構成となっており、操業終了後両室を分離して鋳型１を取り出せる構造となっている（簡単のため示さず）。当該一方向凝固法をＭＶ２法（Ｍａｇｎｅｔｉｃ ｐｒｏｃｅｓｓ Ｖｅｒｓｉｏｎ２：Ｓ＋摺動電極＋ＧＣＣ＋Ｂｚ，Ｓはｓｉｎｇｌｅ ｃｈａｍｂｅｒ）と称す。
上記ＭＶ１法あるいはＭＶ２法による本発明では次のような相乗効果（シナジー効果）が得られる。
（１）凝固中、液相における対流により凝固界面にもたらされるヒートパルスが無くなり、凝固が安定し固液共存相における横方向の流れが抑制される（すなわち軸方向に整流化される）。その結果、マクロ偏析が抑えられるとともに、異方位結晶欠陥の生成が抑制される。［ｍｕｓｈｙ ｚｏｎｅ中の液相流れが軸方向に整流化するとマクロ偏析を生じないことはよく知られている（例えば、非特許文献７のｐ．２５２，Ｆｉｇ．７－３５参照）］
（２）また、後述の実施例で述べるごとく、単なるＭ法に比べて所要静磁場強度を大幅に低減することができるので高価な超伝導コイルの価格を大幅に下げることができる。［超伝導コイルの価格は超伝導材料、ボアサイズと磁場の強さによって決まる。与えられた超伝導材料とボアサイズに対して価格は磁場強度に大きく依存するので、できるだけ低磁場に抑えることが本発明の重要な課題の一つである。］加えて引出速度を上げることにより生産性を上げることができる。
（３）標準ブリッジマン法あるいは単なるＭ法に比べてはるかに大きい冷却能が得られるので段落０００５で述べたごとく微細な結晶組織を得ることが可能となり、Ｎｉ基超合金ブレードの溶体化処理に要する加熱時間を大幅に短縮できるという経済的効果を生む。また、クリープ破断強度の高い製品を作ることが可能となる（上述の非特許文献５参照）。
図１は本発明による一方向凝固装置の実施例を示す図である（ＭＶ１法と称す）。 図２はＬＭＣ法による一方向凝固装置の一例である。 図３は本発明の摺動電極方式による一方向凝固装置の概要を示す図である。 摺動電極方式の応用例を示す概略図である（ＭＶ２法と称す）。真空容器３、誘導溶解炉４、冷却ガス循環システム２１及び固液共存相に対して軸方向静磁場を印加するためのコイル４０を示す。 図５はＭＶ１法：標準ブリッジマン法によるＮｉ－１０ｗｔ％ＡｌブレードのＡｌ偏析標準偏差に及ぼす軸方向磁場の効果を示す図である。 図６は標準ブリッジマン法（Ｒ＝１５ｃｍ／ｈ）及びＭＶ１法（Ｒ＝３０ｃｍ／ｈ）によるＮｉ－１０ｗｔ％ＡｌブレードのＡｌ偏析ヒストグラムを示す。 図７（ａ）は標準ブリッジマン法（Ｒ＝１５ｃｍ／ｈ）及びＭＶ１法（Ｒ＝３０ｃｍ／ｈ）によるＮｉ－１０ｗｔ％ＡｌブレードのＤＡＳ分布に及ぼす軸方向磁場の効果を示す（横断面中心Ｚ方向）。注：底面チルの厚さ４．５ｃｍ 図７（ｂ）は標準ブリッジマン法（Ｒ＝１５ｃｍ／ｈ）及びＭＶ１法（Ｒ＝３０ｃｍ／ｈ）によるＮｉ－１０ｗｔ％ＡｌブレードのＡｌ分布に及ぼす軸方向磁場の効果を示す（横断面中心Ｚ方向）。注：底面チルの厚さ４．５ｃｍ 図８は標準ブリッジマン法によるＮｉ－１０ｗｔ％ＡｌブレードのＡｌマクロ偏析の形態を示す模式図である（厚さ方向中央縦断面）。 図（ａ）は標準ブリッジマン法によるＮｉ－１０ｗｔ％Ａｌブレードの凝固界面前方の対流によるヒートパルスの模式図である（Ｒ＝１５ｃｍ／ｈ、１／２凝固時、厚さ方向中央縦断面）。図（ｂ）は図（ａ）の固液共存相における液相の流動パターンを示す模式図である。図（ｃ）はＭＶ１法を適用した場合の固液共存相における液相の流動パターンを示す模式図である（Ｒ＝３０ｃｍ／ｈ、１／２凝固時、厚さ方向中央縦断面）。 図１０はＮｉ－１０ｗｔ％Ａｌ長尺ブレード凝固界面の移動速度Ｒｃａｌｃ（計算値）とＡｌ分布の関係を示す図である（単なるＭ法、標準ブリッジマン法、引出速度１５ｃｍ／ｈ、Ｂｚ＝１Ｔ）。
【図１１】図１１はＭＶ２法（ＧＣＣ冷却、摺動ブラシ移動速度４０ｃｍ／ｈ）によるＩＮ７１８ブレードの偏析標準偏差に及ぼす軸方向磁場の効果を示す図である（各元素の標準偏差（表７）をそれぞれの元素の初期濃度で正規化した）。図中のＳはＳｉｎｇｌｅ ｃｈａｍｂｅｒを意味する。
【図１２】図１２は単なるＭ法（標準ブリッジマン法、引出速度１５ｃｍ／ｈ）及びＭＶ２法（ＧＣＣ冷却、摺動ブラシ移動速度４０ｃｍ／ｈ）によるＩＮ７１８ブレードのＮｂ偏析標準偏差に及ぼす軸方向磁場の効果を示す図である。
【図１３】図１３は単なるＭ法（標準ブリッジマン法、引出速度１５ｃｍ／ｈ）によるＩＮ７１８ブレードのＤＡＳ分布に及ぼす軸方向磁場の影響を示す（横断面中心Ｚ方向）。注：底面チルの厚さ１．５ｃｍ。Ｎｏ．ＩＩ－３及びＮｏ．ＩＩ－６についてブレード上部の計算省略した
【図１４】図１４は単なるＭ法（標準ブリッジマン法、引出速度１５ｃｍ／ｈ）によるＩＮ７１８ブレードのＮｂ分布に及ぼす軸方向磁場の影響を示す（横断面中心Ｚ方向）。注：底面チルの厚さ１．５ｃｍ
【図１５】図１５はＭＶ２法（ＧＣＣ冷却、摺動ブラシ移動速度４０ｃｍ／ｈ）によるＩＮ７１８ブレードのＤＡＳ分布に及ぼす軸方向磁場の影響を示す（横断面中心Ｚ方向）。注：底面ダミーチルの厚さ０．１５ｃｍ（表６より）。Ｎｏ．ＩＩ－１は標準ブリッジマンの結果。
【図１６】図１６はＭＶ２法（ＧＣＣ冷却、摺動ブラシ移動速度４０ｃｍ／ｈ）によるＩＮ７１８ブレードのＮｂ分布に及ぼす軸方向磁場の影響を示す（横断面中心Ｚ方向）。注：底面ダミーチルの厚さ０．１５ｃｍ（表６より）。Ｎｏ．ＩＩ－１は標準ブリッジマンの結果。
【図１７】図１７は軸方向静磁場によって誘起されるＬｏｒｅｎｔｚ力とｍｕｓｈｙ ｚｏｎｅにおけるｆｌｏｗ ｐａｔｔｅｒｎの模式図（ＭＶ２法、Ｎｏ．ＩＩ－１０、ＧＣＣ冷却、摺動ブラシ移動速度４０ｃｍ／ｈ、Ｂｚ＝０．７５Ｔ））を示す。
【図１８】図１８はＳｔａｔｉｃ Ｓｏｌｉｄ Ｃｏｏｌｉｎｇ法の概略図（非特許文献１４参照）である。
【図１９】図１９は本発明のＭＶ２法による一方向凝固装置にＳｔａｔｉｃ Ｓｏｌｉｄ Ｃｏｏｌｉｎｇ法による鋳型を採用した概略図である（ただし、加熱及び冷却手段は本願発明手段による。また、軸方向静磁場を含む全体図は簡単のため省略）。
【図２０】図２０は本発明のＭＶ１法（及びＭＶ２法）による一方向凝固監視システムの概要を示す。
本発明によるＭＶ１法あるいはＭＶ２法では単なるＭ法（標準ブリッジマン法に対して軸方向静磁場を印加する）に比べて凝固時の冷却速度を高めて凝固組織を微細化するとともに、マクロ偏析あるいは異方位結晶などの鋳造欠陥を解消し、同時に所要静磁場強度を低減し、超伝導コイルのコストダウンを図れるようにした。
Ａ．マクロ偏析形成のメカニズムについて
フレックル偏析をはじめとする種々のマクロ偏析は固液共存相における液相の流動に起因することはよく知られている。この流動を生ぜしめる駆動力として、凝固収縮、デンドライト間液相の密度差による対流、電磁力等外部からの力がある。
凝固過程におけるデンドライト間液相密度は液相中の合金濃度Ｃ１ Ｌ，Ｃ２ Ｌ，・・・、及び温度Ｔの函数として表されることから
Figure 0007112638000002
で与えられる（表３中の液相密度計算式参照）。
凝固の進行につれてρＬが減少する合金を浮上型合金、逆にρＬが増す合金を沈降型合金と呼ぶ。浮上型合金となるかまたは沈降型合金となるかあるいはこれらの混合型合金（液相密度が凝固の進行とともに減少し再び増加するあるいはその逆となる合金）となるかは合金成分によって決まる。Ｎｉ－１０ｗｔ％Ａｌは浮上型合金、ＩＮ７１８は沈降型合金である（非特許文献６のＦｉｇ．１３参照）。
例えば、Ｎｉよりも軽いＡｌを含む合金においては、凝固の進行につれてＡｌが濃化するデンドライト間液相の密度は初期液相密度に比べて相対的に小さくなる。従って、このような合金を重力の方向と逆向きに凝固させる場合、固液共存相底部即ちデンドライト根元の液相の密度は固液共存相と液相の境界即ちデンドライト先端の液相の密度に比べて相対的に小さくなる。このような合金を本明細書では対流に対して‘溶質不安定’と呼ぶこととする。
一方、温度分布はデンドライトの根元の方が先端よりも低く従って密度も大きいので対流を引き起こさない。即ち、‘熱的に安定’である。溶質不安定度が熱的安定度よりも大きい場合、密度逆転層が形成され固液共存相における液相は上昇対流を生じやすく、所謂フレックル（ｆｒｅｃｋｌｅ）と呼ばれる結晶成長方向に発達したプルーム状のマクロ偏析を生じ易い。このような形態を持つフレックルは浮上型合金で生じやすいが、マクロ偏析は本来浮上型、沈降型あるいはこれらの混合型（凝固前期において浮上型、後期に沈降型となる。あるいはこの逆）合金にかかわらず鋳造条件によって様々な形態を呈するものである。
また、対流によるヒートパルスによってデンドライトの溶断・分離（ｇｒａｉｎ ｍｕｌｔｉｐｌｉｃａｔｉｏｎ ｍｅｃｈａｎｉｓｍと呼ばれる。非特許文献７のｐ．１５４参照）を生じデンドライト成長が破れ、そこからランダムな方位を有する異方位結晶欠陥を生じやすくなる。
Ｂ 静磁場による流動抑制効果
電気良導体である金属の固相及び液相中に温度勾配が存在すると温度勾配の方向に電流が（Ｔｈｅｒｍｏｅｌｅｃｔｒｉｃ ｃｕｒｒｅｎｔ）発生することが知られている（Ｓｅｅｂｅｃｋ効果と呼ばれる）。そこでオームの法則を用いて、電流場を記述すると固相あるいは液相に対して次式のごとく表される。
Figure 0007112638000003
（注：Ｎｉ基合金に対しＳは負の値を持つ。表３参照）
ここにＪは電流密度ベクトル（Ａ／ｍ２、σは電気伝導度（１／Ωｍ）、φは電位（Ｖ）、ＳはＳｅｅｂｅｃｋ係数すなわち熱起電力（Ｔｈｅｒｍｏｅｌｅｃｔｒｉｃ ｐｏｗｅｒ）（Ｖ／Ｋ）、∇Ｔは温度勾配ベクトル（Ｋ／ｍ）である。上式右辺第２項はＳによる熱電流（Ｔｈｅｒｍｏｅｌｅｃｔｒｉｃ ｃｕｒｒｅｎｔ）による寄与項である。さらに液相（あるいは固相）の流動と外部印加静磁場ベクトルＢにより誘導される電流密度σ（ＶｘＢ）を考慮すると（３）式が得られる。
Figure 0007112638000004
電流場に関する連続条件より
Figure 0007112638000005
ＪとＢによって生ずる電磁力（Ｌｏｒｅｎｔｚ力）ｆ（Ｎ／ｍ３）は次式で与えられる。
Figure 0007112638000006
（３）式を（４）式に代入してΦに関する次式が得られる。
Figure 0007112638000007
（６）式を解いてφを求め、（３）式よりＪを求め、続いて（５）式よりＬｏｒｅｎｔｚ力ｆを算出できる。ただし、Ｖは運動方程式を含む後述の数値解析により計算する必要があり、流れ場と電磁場は高度な連成関係を有している。ｆは運動方程式の体積力項に取り込む。なお、ブレードと鋳型の境界（ブレードと冷却チルの境界を含む）の電気的境界条件は絶縁とした。
ここで、熱電磁力（ｔｈｅｒｍｏｅｌｅｃｔｒｏｍａｇｎｅｔｉｃ ｆｏｒｃｅ）を考慮したいくつかの非特許文献に触れておく。非特許文献９はＡｌ－Ｃｕ合金の巾５ｍｍｘ高さ５ｍｍｘ厚さ２００μｍの試料に対して厚さ方向にＢ＝０．０８Ｔｅｓｌａの静磁場を印加し、凝固過程におけるＸ線その場観察を行った。そして高さ方向に生ずる温度勾配に対して０．０８Ｔ程度の低磁場でも発生するＬｏｒｅｎｔｚ力によって液相あるいは固相が流動することを実験的に示した。
非特許文献１０はＡｌ－Ｃｕ合金（直径３ｍｍφｘ長さ２００ｍｍ）の一方向凝固セル成長過程において静磁場を印加し、熱電磁力による対流がセルの形態に影響を及ぼすことを示した。すなわち、０．５Ｔ以下の弱い磁場ではリング状のセル組織（同文献のＦｉｇ．６参照）が形成された。
非特許文献１１はＡｌ－４．５ｗｔ％Ｃｕ合金の一方向凝固デンドライト成長過程において（＜００１＞方位の４ｍｍφ種結晶を使用）、軸方向静磁場を印加し、デンドライト形態に及ぼす影響を調べた。その結果２Ｔ以上の高磁場をかけると３次の枝が風車状に不均一に発達することを示した（同文献のＦｉｇ．２及びＦｉｇ．３参照）。そして直径１００μｍφｘ高さ２５０μｍの円筒中に十字型の２次枝を持つ１個のデンドライトを設定し駆動力σＳ∇ＴｘＢと制動力σ（ＶｘＢ）ｘＢを考慮し熱電磁対流シミュレーションを行い、デンドライトの成長方向に垂直な面内において１次の幹の周りに対流が生じることを示し、これが風車状３次枝発達の原因になると述べている。（参考までにこの時の典型的な流速は約２５μｍ／ｓ＝２．５ｘ１０－３ｃｍ／ｓ、成長速度は５０μｍ／ｓ＝５ｘ１０－３ｃｍ／ｓ、Ｂｚ＝６Ｔである。同文献のＦｉｇ．７及び８参照）
非特許文献１２はＮｉ基超合金ＤＺ４１７合金（試料の径４ｍｍφｘ長さ１８０ｍｍ）の一方向凝固過程において、２Ｔ以上の軸方向静磁場を印加すると、柱状デンドライトがブレークダウンし粒状晶が生成することを示した。この傾向は引出し速度（すなわち成長、速度）を遅くし、磁場強度を強くするほど顕著となる（同文献のＦｉｇ．２及びＦｉｇ．３参照）。
非特許文献１３はＮｉ基超合金単結晶ＰＷＡ１４８３合金（試料の径４ｍｍφｘ長さ１３０ｍｍ）の一方向凝固に際して、あらかじめ軸方向に対して１５°傾いた種結晶を用い、軸方向静磁場を印加した（引出し速度５０μｍ／ｓ＝１８ｃｍ／ｈ）。その結果、磁場を印加しないときは異方位結晶欠陥（ｓｔｒａｙ ｇｒａｉｎ）は生じなかったがＢｚ＝５Ｔの高磁場を印加すると試料の外周にｓｔｒａｙ ｇｒａｉｎを生じる（Ｆｉｇ．１（ｃ）及び（ｄ）参照）ことを示した。
以上の文献はいずれも熱電流と静磁場によって誘起される駆動力σＳ▽ＴｘＢによる対流がデンドライトの形態に影響を与えることを示したものである。しかしながら、マクロ偏析に及ぼす影響については言及されていない。
一方、本発明では実際のＮｉ基合金一方向凝固過程を想定した厳密な凝固シミュレーションによってマクロ偏析が形成されるメカニズムを明らかにするとともに、前述のごとく（段落００１３）静磁場を適用することによりこれらの欠陥を解消する手段を明らかにするものである。
Ｃ．凝固解析手段
凝固現象を解析するために本発明者が開発した汎用凝固シミュレーションシステム（システム名ＣＰＲＯ）による数値解析方法の概要を以下に述べる。
凝固現象を記述するための物理変数は温度、凝固中液相及び固相中に再分配される元素の濃度（合金元素数分、ｎ個とする）、温度と固相率の関係を与える液相温度、液相及び固液共存相における液相の流速（３つのベクトル成分）及び圧力によって与えられる。これらを本明細書では巨視的スケールにおける物理変数と呼ぶ。これらｎ＋６個の物理変数に対応する支配方程式を表１に示す。
Figure 0007112638000008
固液共存相における流れはＤａｒｃｙの式（７）によって記述されることが知られている（非特許文献７のｐ．２３４参照）。Ｄａｒｃｙ流れ現象は表１の運動方程式中に流動抵抗項として含まれている。
Figure 0007112638000009
 ここに、ベクトルｖはデンドライト間の液相流れ速度、μは液相の粘度、ｇＬは液相の体積率、Ｋは透過率、Ｐは液相の圧力、Ｘは重力、遠心力等の物体力ベクトルである。尚、Ｘは本発明において導入される熱電磁駆動力及び電磁制動力も含むことに留意されたい。Ｋはデンドライトの幾何学的構造によって決まりＫｏｚｎｅｙ－Ｃａｒｍａｎの式（非特許文献８参照）より次式で与えられる。
Figure 0007112638000010
 Ｓｂはデンドライト結晶の単位体積あたりの表面積（比表面積）であり、デンドライトの成長時における形態解析（本明細書において微視的スケールと呼ぶ）により求められる。すなわち、凝固は液相及び固相における一種の拡散律速過程であることからデンドライトを円柱形の枝及び幹と半円球の先端部からなるモデル化を行い固相及び液相における溶質の拡散方程式を解いて求めた。尚、デンドライトの方向によるＫの異方性はないものと仮定した。無次元定数ｆは多孔質媒体中の流動実験により５の値を持つことがわかっている。
さらに、前記静磁場による熱電磁駆動力と電磁制動力の影響を当該数値解法に組み入れた。これによりこれらの力を考慮に入れた凝固現象を完全に記述することができる。ただし、固液共存相における固相は動かないものと仮定した。軸方向にのみ一様静磁場Ｂｚを適用した場合について、液相及び固液共存相中の液相にかかるＬｏｒｅｎｔｚ力を具体的に書き下すと以下のようになる。
Figure 0007112638000011
Figure 0007112638000012
Figure 0007112638000013
 （ただし、Ｎｉ基合金に対しＳは負の値を持つ）
これらの物体力は横方向にのみ作用し、軸方向（Ｚ方向）には働かないことがわかる。
以上、巨視的スケールにおける物理変数はすべて相互作用を有しており、さらに微視的スケールにおけるデンドライト成長とも深く関わっている（すなわち連成している）ので繰返し収束計算を行った。本数値解析法については本発明者の論文（非特許文献６）において詳細に記述されている。
実施例１：標準Ｂｒｉｄｇｅｍａｎ法によるＮｉ－１０ｗｔ％Ａｌ合金長尺板ブレード
以下、本発明の実施例として、Ｎｉ－１０ｗｔ％Ａｌ合金タービンブレードの製造を模擬した板状インゴットのコンピュータシミュレーションによってＭＶ１法（強冷却＋軸方向磁場）の効果について説明する。［予備的シミュレーションによって、単結晶成長のための種結晶（厚さ５ｍｍ、初期温度３００℃）を設置してもしなくても計算結果は実質的に同じであったので本実施例の結果は両者の場合に対して適用される］。当該ＭＶ１法では強冷却手段としてＧＣＣ法を用いた。計算に用いた鋳造パラメータを表２に、化学成分及び物性値を表３に示す。
Ｋｏｎｔｅｒら（非特許文献２）はＧＣＣ法を用いる場合、断熱バッフル直下に設置した冷却ガスノズルの角度及びノズルと鋳型表面との距離を適正化することにより冷却能を高めることができることを示した（非特許文献２のＦｉｇ．８参照）。
すなわち、ｑ＝ＨＧＣＣ（セラミックモールド表面温度－周囲温度）において
Figure 0007112638000014
まで高められる。表２のＨＧＣＣ＝１８００ Ｗ／（ｍ２・Ｋ）は以上を考慮して設定したものである。
Figure 0007112638000015
Figure 0007112638000016
Figure 0007112638000017
Figure 0007112638000018
鋳型引出速度は予備的計算を行い、固液共存相（ｍｕｓｈｙ ｚｏｎｅ）が断熱バッフルとほぼ同じ水平位置になるよう調整した。標準ブリッジマン法の場合引出速度Ｒ＝１５ｃｍ／ｈ、ＧＣＣ法の場合Ｒ＝３０ｃｍ／ｈ（及びＨＧＣＣ＝１８００Ｗ／（ｍ２・Ｋ））とした。計算結果を表４にまとめて示す。
Figure 0007112638000019
偏析の程度を表す指標として標準偏差σ（ｗｔ％）（各要素のＡｌ濃度と平均値との差の２乗和の平方根）を用いた。σが大きいほどＡｌの変動、すなわちマクロ偏析の程度が大きいことを示す。引出し速度Ｒ＝１５ｃｍ／ｈ（Ｎｏ．Ｉ－１）の場合、σ＝５．１４６Ｅ－０２ｗｔ％であるのに対し、引出速度をＲ＝３０ｃｍ／ｈに上げるとともにＧＣＣ法によって冷却領域を強冷すると（熱伝達率をＨｇｃｃ＝１８００Ｗ／ｍ２／Ｋに設定）、σ＝１．５５３Ｅ－０２ｗｔ％に減少する（Ｎｏ．Ｉ－２）。
さらに軸方向静磁場Ｂｚを印加するとσは図５に示すごとき変化を呈する。すなわち、Ｂｚ＝０．８８Ｔ付近で最小値（Ｎｏ．Ｉ－５）となりＢｚ＝１Ｔ以上の領域でＢｚを増して行くとσは逆転して増大する。この最小値がマクロ偏析を最小化するための最適解である。
ただし、必ずしもこの最適解に設定する必要はなく最適値近傍で実用上問題のないレベルに抑制するに十分な磁場強度を採用すればよい。［例えばクリープ強さに関する規格（ｓｐｅｃｉｆｉｃａｔｉｏｎ）を満たすことが求められる］
図６にこのときのヒストグラムを示す。ヒストグラムはほぼ正規分布を示しておりσが減少するにつれて、変動幅が小さくなって行く様子がよくわかる。また、横断面中心Ｚ方向におけるデンドライトアームスペーシング（ＤＡＳ）及びＡｌ濃度分布をそれぞれ図７（ａ）及び図７（ｂ）に示す。Ｎｏ．Ｉ－１の場合、ＤＡＳ≒２５０μｍ、変動幅≒３０μｍに対し、Ｎｏ．Ｉ－５ではＤＡＳ≒１９０μｍと微細化し、変動はほとんど無くなっている。Ａｌマクロ偏析に関しても同様、図７（ｂ）に示すごとく通常のＢｒｉｄｇｅｍａｎ（Ｎｏ．Ｉ－１）の場合の変動：９．９５－１０．０５ｗｔ％に対し、最適解では変動はほとんど認められない。
尚、マクロ偏析の模式図（Ｓｃｈｅｍａｔｉｃ ｄｉａｇｒａｍ）を図８に示す。本実施例では、通常軸方向に発達するフレックルは生じておらず、大略水平方向に伸びるバンド状のマクロ偏析を生じている。
凝固組織について
凝固過程における冷却速度は標準ブリッジマン法の場合、固液共存相における軸方向温度勾配Ｇ＝４６．９℃／ｃｍ（横断面中心、高さ方向中央において）及び引出速度Ｒ＝１５ｃｍ／ｈから、ＧＲ＝４６．９ｘ １５／３６００＝０．２℃／ｓ、ＧＣＣの場合Ｇ＝５９．８℃／ｃｍからＧＲ＝０．５℃／ｓであり、これらに対応するデンドライトアームスペーシング（ＤＡＳ）はそれぞれ２５０μｍ及び１９０μｍとなり、凝固組織が微細化する。静磁場を印加するとさらに変動幅が小さくなる、すなわち、均質性が増す。ＧＣＣの場合、変動はほとんどなくなっている（図７（ａ）参照）。また、インゴット底部、すなわち凝固初期段階においてＤＡＳが小さくなっているのはチルの急冷効果によって凝固速度が速くなるためである（すなわち、図１０に示すごとく凝固初期における凝固界面の移動速度Ｒｃａｌｃ（計算値）は最初大きく徐々に小さくなり、極小値を経て一定値、すなわち所定の引出速度１５ｃｍ／ｈに落ち着く）。
マクロ偏析の形態と静磁場の効果
標準ブリッジマン法による典型的な偏析の形態についてはすでに図８に示した（本例は肉厚中央縦断面）。他の縦断面においても似たような様相を示すので以降中央断面について述べる。偏析は縦方向に正負（それぞれ含有濃度１０％より大あるいは小）の偏析を繰り返し呈している。水平断面においても同様の様相を呈しているが、縦方向に比べて、正負の頻度（繰り返し数）は少ない。このような形態を本明細書では‘バンド偏析’あるいは所謂‘ｂａｎｄｉｎｇ’と呼ぶこととする。
磁場なしの場合、ｂａｎｄｉｎｇの変動が大きくなる理由は凝固界面前方において不可避的に存在する水平方向温度勾配によって、対流を生じ凝固界面にヒートパルスをもたらし固液共存相における液相の流動パターンを大きく変動させるためである。ヒートパルスの一例を図９（ａ）に示す（標準ブリッジマン法、磁場なしの場合）。ヒートパル
Figure 0007112638000020
降流れ（破線で概略的に示す）によって凝固界面付近の温度は最大１０．６５℃上昇し、凝
Figure 0007112638000021
固液共存相は常時このようなヒートパルスの影響を受け、その温度、固相率、デンドライトの形態、固液共存相の形、そして最終的に液相の流動パターンに変動をもたらす（図９（ｂ）参照）。その結果、バンド状のマクロ偏析（図８参照）が形成される。
軸方向磁場Ｂｚを印加すると液相における対流は無くなり、ヒートパルスも無くなる（紙面の節約のため図示せず）。図９（ｃ）は計算番号Ｉ－３（Ｂｚ＝１Ｔ＋強冷却＋高引出速度）の場合のインゴット中心縦断面における固液共存相中の流動パターンを示す概略図であり、固液共存相の巾が狭くなると同時に横方向の流れが減少する方向、すなわち、軸方向に整流化する方向に向く。その結果、既に述べたごとくＡｌ変動、即ちマクロ偏析は実質的に解消される。
前述の図１０における偏析極大部はＢｚ印加により、対流による変動によって隠れていた現象が対流の鎮静化に伴って姿を現したものである。すなわち、一方向凝固において、凝固界面の移動速度が突然増速（または減速）するとマクロ偏析が増減する現象（例えば非特許文献７のＰ．３９、Ｆｉｇ．２－６；Ｐ．４０、Ｆｉｇ．２－７参照）を生ずる。すなわち、凝固の初期遷移段階において、凝固界面の移動速度Ｒｃａｌｃ（計算値）の変動とＡｌ極大が対応しており、その範囲は底面から約１３ｃｍ高さとなっている。これは前述のごとくチルの冷却効果によってもたらされたものである。［図７（ａ）にて示した初期遷移段階におけるＤＡＳも同様である。］
以上、ＧＣＣ法による強冷効果と１Ｔ以下の低磁場の相乗効果によりマクロ偏析は実用上問題ないレベルまで低減されたと見なすことができる。すなわち、小さい磁場で（従って低コストの超伝導コイルで）偏析を消滅することができるとともにヒートパルスが無くなり凝固が安定するので異方位結晶欠陥の生成が抑制される。また、結晶組織を微細化することによるメリット（ｃｒｅｅｐ ｒｕｐｔｕｒｅ強度の向上及び溶体化熱処理時間の短縮）をもたらすものである。
尚、表４において平均値と初期濃度の乖離はこのような難解な数値解析につきもののバックグラウンドエラーと考えられる。
実施例２：ＩＮ７１８合金短尺ブレード
次に、ＩＮ７１８短尺ブレードに対して単なるＭ法（標準ブリッジマン法、Ｒ＝１５ｃｍ／ｈ、Ｂｚ）及びＭＶ２法（Ｓ＋摺動電極＋ＧＣＣ、Ｒ＝４０ｃｍ／ｈ、Ｂｚ）を適用した場合のシミュレーションについて説明する（ＳはＳｉｎｇｌｅ ｃｈａｍｂｅｒを意味する）。表３にＩＮ７１８の物性値、表５に単なるＭ法による鋳造パラメータ、及び表６に本発明のＭＶ２法による鋳造パラメータを示す。計算の準備として予備的計算を行い、固液共存相（ｍｕｓｈｙ ｚｏｎｅ）が断熱バッフルとほぼ同じ水平位置になるよう鋳造パラメータを調整した。Ｍ法の場合引出速度Ｒ＝１５ｃｍ／ｈ、ＭＶ２法の場合Ｒ＝４０ｃｍ／ｈ（及びＨＧＣＣ＝６００Ｗ／（ｍ２・Ｋ））とした。
Figure 0007112638000022
Figure 0007112638000023
Figure 0007112638000024
Figure 0007112638000025
計算結果
計算結果を表７（ａ）及び（ｂ）にまとめて示す。
Figure 0007112638000026
Figure 0007112638000027
Figure 0007112638000028
で正規化した）に及ぼすＢｚの効果を図１１に示す。いずれの元素に対してもＢｚ＝０．７５Ｔ付近で
Figure 0007112638000029
の標準偏差σ（ｗｔ％）に及ぼすＢｚの効果を図１２に示す。図１３及び図１４はそれぞれＭ法による横断面中心位置、軸方向におけるＤＡＳ及びＮｂの分布を示す。ＤＡＳは主として凝固速度に依存するので、Ｂｚを変化させても変らない（図１３）。一方、Ｎｂ分布については磁場なしの場合、ｔｈｅｒｍａｌ ｆｌｕｃｔｕａｔｉｏｎの影響を受けてｍｕｓｈｙ ｚｏｎｅ中の液相のｆｌｏｗ ｐａｔｔｅｒｎが乱れる結果、変動
Figure 0007112638000030
ｔｈｅｒｍａｌ ｆｌｕｃｔｕａｔｉｏｎは無くなりｆｌｏｗ ｐａｔｔｅｒｎが安定するので変動は大幅に小さくなるが、標準偏差は図１２に示す如くさほど小さくならない。これは磁場の印加によりｍｕｓｈｙ ｚｏｎｅ中の液相のｆｌｏｗ ｐａｔｔｅｒｎが変化した結果（中心部から周辺への流れを呈する。簡単のため表示しない）、ブレード全体としてＮｂの変化がむしろ大きくなったためである。
図１１及び図１２より引出し速度１５ｃｍ／ｈから４０ｃｍ／ｈ（摺動ブラシの移動速度）へ上げ、強冷（Ｈｇｃｃ＝６００Ｗ／ｍ２／Ｋ）すると標準偏差は大幅に小さくなる（Ｎｏ．ＩＩ－１→Ｎｏ．ＩＩ－８への変化）。すなわちマクロ偏析は大幅に改善される。さらにＮｏ．ＩＩ－８に対して軸
Figure 0007112638000031
り、以降Ｂｚを増すと逆にσは漸増する。
凝固界面の移動速度を１５ｃｍ／ｈから４０ｃｍ／ｈに上げると（Ｎｏ．ＩＩ－１とＮｏ．ＩＩ－８の比較）、σが減少するのはＭｕｓｈｙ ｚｏｎｅ中のｆｌｏｗ ｐａｔｔｅｒｎの乱れが減少するためである。しかしながら凝固界面前方のＴｈｅｒｍａｌ ｆｌｕｃｔｕａｔｉｏｎはそれぞれ±２０℃（Ｎｏ．ＩＩ－１）及び±２３℃（Ｎｏ．ＩＩ－８）のオーダーであり、顕著な対流を生じている（液相中の速度もそれぞれＶｍａｘ＝１．０８ｃｍ／ｓ及び０．８８ｃｍ／ｓとほぼ同じオーダーである、１／２凝固時・肉厚方向中心（Ｙ，Ｚ）断面）。一方、Ｂｚを印加すると液相中のｆｌｏｗ ｐａｔｔｅｒｎは乱流から層流へ変化する傾向を示し最小値（Ｂｚ＝０．７５Ｔ付近）で層流（下降流）を呈し、Ｍｕｓｈｙ ｚｏｎｅ中のｐａｔｔｅｒｎもほぼ層流となった。これにより界面前方のＴｈｅｒｍａｌ ｆｌｕｃｔｕａｔｉｏｎは消滅した（紙面の節約のため図示せず）。
［注：速度ベクトルの値に関して本明細書では （Ｘ，Ｙ）面に対して
Figure 0007112638000032
Ｌｏｒｅｎｔｚ力に関しても同様である］
Ｂｚ＝０．７５Ｔから強度を増して行くとσは徐々に増大する。これは後述（段落００７３参照）するごとく温度勾配による熱起電力と磁場の相互作用によって液相を流動させるｄｒｉｖｉｎｇ ｆｏｒｃｅ（熱電磁気力 Ｔｈｅｒｍｏｅｌｅｃｔｒｏｍａｇｎｅｔｉｃ ｆｏｒｃｅ，ＴＥＭＦ）が増大するためと判断される。
図１５にそれぞれのプロセスに対するＤＡＳの比較を示す（ＸＹ横断面中心位置におけるＺ方向分布）。Ｎｏ．ＩＩ－１（Ｍ法、１５ｃｍ／ｈ）の場合 ＤＡＳ≒１８０μに対して、Ｎｏ．ＩＩ－８（Ｓ＋摺動電極＋ＧＣＣ法、４０ｃｍ／ｈ、Ｂｚ＝０）、Ｎｏ．ＩＩ－１０（ＭＶ２：Ｓ＋摺動電極＋ＧＣＣ、４０ｃｍ／ｈ、Ｂｚ＝０．７５Ｔ）、及びＮｏ．ＩＩ－１３（ＭＶ２：Ｓ＋摺動電極＋ＧＣＣ、４０ｃｍ／ｈ、Ｂｚ＝３Ｔ）ではそれぞれ１１５～１２０μへ微細化しており、且つ変動巾も２０μｍから５μｍのオーダーに減少している。
図１６には当該位置におけるＮｂ分布の比較を示す。磁場なしのＮｏ．ＩＩ－１及びＮｏ．ＩＩ－８に対してＢｚを印加したＮｏ．ＩＩ－１０及びＮｏ．ＩＩ－１３では偏析の変動巾が大巾に改善すると同時に初期濃度（４．８５ｗｔ％）へ近づいており均質性が改善されている。
考察：液相のｆｌｏｗ ｐａｔｔｅｒｎについて
段落００６５で述べた如く磁場を印加しない場合、凝固界面前方のＴｈｅｒｍａｌ ｆｌｕｃｔｕａｔｉｏｎはそれぞれ±２０℃（Ｎｏ．ＩＩ－１）及び±２３℃（Ｎｏ．ＩＩ－８）のオーダーであり、顕著な対流を生じ、凝固界面の形状を乱し、ｍｕｓｈｙ ｚｏｎｅにおけるｆｌｏｗ ｐａｔｔｅｒｎを乱す。これに対してＲ＝４０ｃｍ／ｈ、最適磁場（Ｂｚ＝０．７５Ｔ）を印加したＮｏ．ＩＩ－１０においては、液相領域における流れはほぼ軸方向に整流しＶｍａｘ＝１．０８ｃｍ／ｓ（Ｎｏ．ＩＩ－１）及び０．８８ｃｍ／ｓ（Ｎｏ．ＩＩ－８）オーダーからＶｍａｘ＝０．０４ｃｍ／ｓ（Ｎｏ．ＩＩ－１０）のオーダーに抑制されている。界面前方のＴｈｅｒｍａｌ ｆｌｕｃｔｕａｔｉｏｎは消滅し、凝固界面形状は安定している。ｍｕｓｈｙ ｚｏｎｅ中の流れは軸方向にほぼ整流する（幅方向両端において若干扇型に広がる）。
Ｂｚを印加すると、液相に作用するＬｏｒｅｎｔｚ力（ｆ＝ＪｘＢ）は水平方向に生じ、軸方向には生じない。このとき、ｍｕｓｈｙ ｚｏｎｅにおけるＬｏｒｅｎｔｚ ｆｏｒｃｅおよびｆｌｏｗ ｐａｔｔｅｒｎの概要を図１７（ａ）および図１７（ｂ）に示す（Ｎｏ．ＩＩ－１０）。ｆ分布に対応してＸＹ平面内に一つの渦と二つの半渦を生じている。Ｂｚ＝０～０．７５Ｔの範囲においてＢｚを増して行くと液相にかかるＬｏｒｅｎｔｚ力（図（ａ））に対応してｍｕｓｈｙ ｚｏｎｅ中の乱れた流れは図（ｂ）に示すような流動パターンに落ち着く、すなわち流れの乱れは消滅する。このときの水平方向速度成分（Ｖｘ及びＶｙ）はＺ方向の速度成分Ｖｚに比べて極小さく、凝固界面の移動速度（Ｒ＝４０ｃｍ／ｈ＝０．０１１ｃｍ／ｓ）に比べてもはるかに遅く、従ってマクロ偏析にはほとんど影響しない。以上が静磁場による対流抑制のメカニズムであり、これによりＮｂのσは０．１５３７ｗｔ％（Ｎｏ．ＩＩ－１）から０．０２０４ｗｔ％（Ｎｏ．ＩＩ－１０）へ減少した（表７参照）。本明細書では以上の磁場を低磁場と呼ぶ。
磁場強度をＢｚ＝０．７５Ｔから上げていくと、ＸＹ平面内、水平方向のＬｏｒｅｎｔｚ力は徐々に強くなる。Ｂｚ＝５Ｔのとき、前述のＭｕｓｈｙ ｚｏｎｅ（図１７で示した位置におけるＸＹ面）におけるＬｏｒｅｎｔｚ力はｆｍａｘ＝５．８２ｄｙｎ／ｃｍ３（Ｂｚ＝０．７５Ｔ）からｆｍａｘ＝４１．４ｄｙｎ／ｃｍ３へ増大し、流速はＶｍａｘ＝３．６ｘ１０－５ｃｍ／ｓ（Ｂｚ＝０．７５Ｔ）からＶｍａｘ＝２．２ｘ１０－４ｃｍ／ｓへ増す。ｆｌｏｗ ｐａｔｔｅｒｎは基本的に変わらない。液相中のｆｌｏｗ ｐａｔｔｅｒｎも基本的に変わらず、最大流速Ｖｍａｘ（Ｎｏ．ＩＩ－１０、時刻５０２ｓｅｃ、肉厚中心ＹＺ断面）は０．０４３ｃｍ／ｓ（Ｂｚ＝０．７５Ｔ）から０．０１ｃｍ／ｓへ減少する。すなわち、σが最小値（Ｂｚ＝０．７５Ｔ）から漸増するのはＭｕｓｈｙ ｚｏｎｅ中の有害な水平方向速度成分が漸増するためである（図１２参照）。本明細書ではこのような磁場範囲を中磁場と呼ぶこととする。
上記ｍｕｓｈｙ ｚｏｎｅ中のｆｌｏｗ ｐａｔｔｅｒｎはｄｒｉｖｉｎｇ ｆｏｒｃｅである熱電磁力（ｔｈｅｒｍｏｅｌｅｃｔｒｏｍａｇｎｅｔｉｃ ｆｏｒｃｅ，ＴＥＭＦ）と電磁ブレーキ力（ＥＭＢＦ）、ならびに電場の強さとＢｚによって生じる力（σ▽ΦｘＢ）のバランスで決まるものであるが、本例の場合、Ｂｚ＝０．７５Ｔの低磁場から比較的高いＢｚ＝５Ｔの範囲（すなわち低－中磁場）ではＴＥＭＦが優位に働いている。本例の場合、σが最小値となるのはＢｚ＝０．７５Ｔ付近であるから、これ以上強くするのは実用的にも意味がないので省略する。
凝固組織について
結晶組織の微細化及び均一性の向上はクリープ強度の向上させるとともに、Ｎｉ基合金において鋳造後に行う溶体化（デンドライトアームスペーシング範囲におけるミクロ偏析あるいはγ’相（ｇａｍｍａ ｐｒｉｍｅ）、炭化物等の第２相をγ相中に固溶させる熱処理）、及びその後に行う時効処理時間（γ相からγ’相を析出させる熱処理）を短縮できる。例えば、溶体化の際の所要時間は概略ＤＡＳ２／Ｄｓ（Ｄｓは固相中の合金元素の拡散係数）に比例するのでＤＡＳを１／２に小さくすれば所要時間は１／４へ減少する（非特許文献７のＰ．３３２，Ｅｑ．（１０－６）参照）。
本発明の原理
Ｍｕｓｈｙ ｚｏｎｅにおける流れは液相と固相の密度差に基く凝固収縮によって生ずる（ｍｕｓｈｙ ｚｏｎｅ中の流れの扱いについてはＣ．凝固解析手段において述べたとおりであるが、ここでは凝固収縮に注目して述べる）。すなわち、流れを生ずる駆動力は凝固収縮に伴う吸引力（ｓｕｃｔｉｏｎ）であり、それはデンドライトの根元から順次先端側に伝わる。従って、▲１▼：固相領域の冷却能を高めｍｕｓｈｙ ｚｏｎｅの移動速度Ｒを速くするとこの傾向は強くなり、その結果、ｆｌｏｗ ｐａｔｔｅｒｎは軸方向への流れが強くなると考えられる。実地例１及び２のシミュレーションにおいて、強冷しＲを増すと偏析標準偏差σが小さくなるのはｆｌｏｗ ｐａｔｔｅｒｎが軸方向に整列化しようとすることを示すものであり上記のメカニズムの妥当性を理論的・定量的に証明するものである。
しかしながら、すでに述べた如く、強冷しＲを速くしても、凝固界面前方のヒートパルスを無くすことは出来ずｍｕｓｈｙ ｚｏｎｅ中のｆｌｏｗ ｐａｔｔｅｒｎを乱す。そこで▲２▼：少なくともｍｕｓｈｙ ｚｏｎｅ全体に対して軸方向磁場を印加することにより凝固界面へのヒートパルスを無くし、σを小さくできることを示した。すなわちｍｕｓｈｙ ｚｏｎｅ中の流れを軸方向に整えることができる。
上記▲１▼＋▲２▼の相乗効果によりｍｕｓｈｙ ｚｏｎｅ中の流れを実質的に整流化し、凝固を安定化することによりマクロ偏析を解消するとともに不整方位結晶欠陥の発生を防止することが可能となる。［注：以上の原理は浮上型、沈降型あるいはこれらの混合型にかかわらず適用される］
その他の事項
（１）Ｓｔａｔｉｃ Ｓｏｌｉｄ Ｃｏｏｌｉｎｇ（ＳＳＣ）について
最近、Ｌｉａｎら（非特許文献１４）は、高熱伝導率及び高熱拡散率を有するＰｙｒｏｌｙｔｉｃ Ｇｒａｐｈｉｔｅ（ＰＧ，熱分解グラファイト）鋳型を用いて冷却能を強化する方法を提案している。その概略図を図１８に示す。本法は熱伝達層（ＰＧ層）と断熱層を交互に積層した固体によって鋳型を囲み、その内側にブレードの形状にフォローアップするよう前記積層固体を配置するものである。鋳型そのものは極く薄い塗型を施されている。加熱と冷却はそれぞれ熱伝達層の外周に配された抵抗加熱ヒーター及び水冷により行われる。一方向凝固は加熱－冷却サイクルを電気的ネットワークによって一段一段上方に動かすことによって行われる。彼らは当該法によりＧＣＣあるいはＬＭＣよりもはるかに高い冷却能が得られると述べている。
本発明による強冷手段として当該ＳＳＣ法による鋳型を用いることも可能である。ただし、加熱及び冷却手段は本願発明手段による（本願発明のＭＶ２法に当該ＳＳＣ法による鋳型を用いた例を図１９に示す）。
（２）加熱手段における副ヒーターの目的は固液共存相の凝固界面温度の温度低下を防ぎ固液共存相の軸方向温度勾配の低下を防ぐためである。
また、本明細書では印加磁場に関して、シミュレーション上固液共存相及び液相全域に対して平行静磁場Ｂｚを印加したが、実操業に際しては必ずしもその必要はなく、少なくとも固液共存相の全体に対して印加すればよい（このとき、実質的な平行磁場は凝固界面前方のかなり広い液相領域をカバーするので問題は無い）。
（３）一方向凝固における冷却能に関して、明瞭な定義はないが、一例として非特許文献２では単純な熱伝達モデルを仮定し、大型ブレードに対する熱流束Ｑを概略試算している：すなわち、Ｂｒｉｄｇｅｍａｎ法の場合Ｑ＝６０ｋＷ／ｍ２（弱冷）に対して；溶融錫を用いたＬＭＣ法の場合Ｑ＝８６ｋＷ／ｍ２；ＧＣＣ法の場合Ｑ＝１０１ｋＷ／ｍ２。本明細書ではＬＭＣ、ＧＣＣ、及び前記ＳＳＣ法鋳型による冷却を強冷と呼ぶこととする。
静磁場の強度に関しても同様明瞭な定義はないが、本明細書では段落００３５、００６１、００７２、及び００７４において述べた磁場（いずれも１Ｔ以下）を低磁場；段落００７３において述べた磁場（１～約３Ｔ）を中磁場と呼ぶこととする。ただし、これらの境界について明確な定義は無い。
（４）その他凝固に及ぼす要因として、鋳物のサイズ・形状（断面の拡大・縮小）、断熱バッフルの厚さ等が指摘される。固液共存相の形はこれらの鋳造条件によって決まるが、出来るだけフラットであることが望ましい。これらの事項についてはＣＰＲＯシミュレーションを行い凝固界面の移動速度、加熱・冷却条件などを調整すればよい（後述の凝固監視システム参照）。
（５）本明細書ではバンド状偏析について述べたがマクロ偏析は合金の成分、ブレードのサイズ・形状、鋳造パラメータ等によって様々な形態を呈するものであり、究極的にはｍｕｓｈｙ ｚｏｎｅにおけるｆｌｏｗ ｐａｔｔｅｒｎによって決まる。どんな形態を取るにせよ液相における対流を抑制してヒートパルスを無くしｍｕｓｈｙ ｚｏｎｅにおけるｆｌｏｗ ｐａｔｔｅｒｎを実質的に整流化することによりこれらの欠陥をなくすことができるので本発明の知見は一方向凝固におけるマクロ偏析に対して一般性・普遍性を有するものである。異方位結晶欠陥についても同様の効果を有する。
まとめ
本発明によるＭＶ１法及びＭＶ２法の特徴・メリットをまとめると以下の通りである。（Ｎｉ基合金ＳＸまたはＤＳタービンブレードの一方向凝固に関して述べる）
（１）マクロ偏析及び異方位結晶欠陥の解消：固相領域を強冷却するとともに凝固界面の移動速度を速くし、軸方向静磁場（Ｂｚ）を印加することにより液相における対流が鎮静化し、凝固界面にもたらされるヒートパルスが無くなる。これらの相乗効果により固液共存相における有害な横方向液相流れが抑制され、軸方向に整流化される。これによってマクロ偏析が解消されるとともに凝固が安定するので異方位結晶欠陥発生の原因が除かれる。
その際、比較的低い静磁場領域において磁場を増して行くとマクロ偏析標準偏差が最少となる領域が存在することが見出され、それ以上磁場強度を上げて行くと効果はあるものの無駄なエネルギーレベルになってしまうことがわかった。この効果は本発明によってはじめて明らかにされた発見であり、これにより所要磁場強度を低く抑えることができるようになった。［段落００２１で述べた如くｍｕｓｈｙ ｚｏｎｅ中の液相流れが軸方向に整流化するとマクロ偏析を生じない（非特許文献７のｐ．２５２，Ｆｉｇ．７－３５参照）］
（２）結晶組織の微細化・均質化：上記軸方向静磁場（Ｂｚ）と固相領域の強冷による相乗効果により結晶組織を微細且つ均質化することができるので、鋳造後に行う溶体化熱処理時間を大巾に短縮することができる（生産性の向上）。
（３）経済性、生産性の向上：従来の単なるＭ法に比べて、はるかに小さい軸方向静磁場（Ｂｚ）で効果を発揮するので高価な超伝導コイルの価格を大巾に低減することができる。また、引出速度の向上により生産性を上げることができる。
上記の特徴・メリットは、従来の単なるＭ法（本願発明者の特許文献３及び非特許文献６記載の標準ブリッジマン法＋Ｂｚ法）に比べて、大きく進歩した改良点であり、本願において初めて明らかにされた知見である。
以上のごとくマクロ偏析あるいは異方位結晶欠陥が無くクリープ破断強度に優れた高品質タービンブレードを効率的に製造することができる。尚、固相領域の冷却能とＢｚを調整することにより所望の結晶組織（ＤＡＳ）を得ることができることを付記しておく。また、本実施例では強冷方法としてＧＣＣ法を用いたが、ほぼ同等の冷却能を有するＬＭＣ法、あるいは、さらに高い冷却能を有するＳｔａｔｉｃ Ｓｏｌｉｄ Ｃｏｏｌｉｎｇ法による鋳型を用いても同様の効果が得られることは原理的に明らかである。
リアルタイム凝固監視システム
本発明は所定の鋳造パラメータ（操業パラメータ）に基づいて一方向凝固を行うに際して、凝固状況を監視するためのリアルタイム凝固監視システムを備える。これにより製品ごとに高品質ブレードを製造するための最適鋳造条件を短期間に効率よく確立することができる。そこで、図２０に凝固シミュレーションシステムＣＰＲＯを組み込んだ当該凝固監視システムの概要を示す。
図２０において、６１は検出部であり、後述する操業パラメータそれぞれの検出を行ってデータとして出力するものである。また、６２はコンピュータであって、前記検出部６１より出力されたデータを入力条件として本実施例１及び２で詳しく述べたＣＰＲＯによる凝固シミュレーションを行い、凝固状態を画像化して観察出来るように処理する機能を有する。
６３及び６４は当該コンピュータ６２に接続されたモニター装置であってモニター装置６３は操業パラメータの表示に、また、モニター装置６４は凝固シミュレーション結果の画像表示に供される。
図２０の検出部６１における操業パラメータの測定項目は以下の通りである。
ＭＶ１法の場合：
・主ヒーター及び副ヒーターへの電力及び温度
・鋳型及び鋳物各部の温度（鋳型は動くので熱電対による測定は難しい）
・ＧＣＣによる鋳型表面熱伝達係数またはＬＭＣによる溶融金属浴の温度
・水冷チルジャケットの水量、水温、チル表面温度
・鋳型の引出速度
・超伝導マグネットまたは電磁マグネットの電圧、電流及び静磁場強さ
・真空容器の真空度
ＭＶ２法の場合：
・主ヒーター及び副ヒーターへの電力及び温度
・鋳型及び鋳物各部の温度（鋳型は静止しているので熱電対による測定は可能）
・ＧＣＣによる鋳型表面熱伝達係数及び温度
・水冷チルジャケットの水量、水温、チル表面温度
・摺動システムの移動速度
・超伝導マグネットまたは電磁マグネットの電圧、電流及び静磁場強さ
・真空容器の真空度
リアルタイム凝固状況監視項目は以下の通りである。
・鋳物及び鋳型各部の温度
・凝固界面における温度勾配及び固液共存相の形
・ＤＡＳ分布
・液相流速＋偏析＋固相率重ね合せ表示によりマクロ偏析の有無をモニター
・マクロ組織表示により異方位結晶欠陥の有無等をモニター
凝固監視システムの運用方法
これにより時々刻々変化する凝固現象を可視化できるのでブラックボックスとして今まで分からなかった凝固現象、すなわち、温度変化・温度分布、固液共存相の形、液相及び固液共存相における液相流れの様相、マクロ偏析が形成される様子などをリアルタイムで観察することが可能となるので凝固現象を深く理解することができる。
従って、従来の試行錯誤的あるいは実験計画法による鋳造実験回数を最小あるいは無くすことができるので、当該実験に掛る過大な時間と費用を大幅に削減することができる。
上記運用方法の要点は以下の通り。
（１）実測データに基づいているのでシミュレーションの精度は高い。
（２）本システムは生産現場（ｏｎ－ｓｉｔｅ ｃｏｍｐｕｔｅｒ）及び遠隔場所（ｏｆｆ－ｓｉｔｅ ｃｏｍｐｕｔｅｒ）の両方に設置することにより、現場ではリアルタイム監視するとともに研究室などの遠隔場所での研究・開発に利用される。
（３）製品ごとに最適鋳造条件（前記操業パラメータ）を求める。
本発明ではＮｉ－Ａｌ合金及びＩＮ７１８Ｎｉ基超合金について述べたが本発明は凝固過程においてデンドライトあるいはセル組織を生ずる合金系、例えば、Ｎｉ基超合金、チタ
Figure 0007112638000033
的に明らかである。従ってこれらの合金系は本発明の適用対象となる。
以上の如く、本願発明によればＮｉ基超合金タービンブレード等の各種タービンブレードの高品質一方向凝固鋳物あるいはインゴットの製造を可能にし、これら重要部品の安全性、長寿命化及びガスタービンの効率向上による省エネルギー及び温暖化対策に大いに貢献できるようになる。すなわち、発電用ガスタービンの燃焼効率を上げるための最も有効な手段はタービンの燃焼ガス入口温度を上げることであることは広く知られており、本願発明は過酷な使用環境に耐える大型単結晶ブレードの実用化を可能にすることにより燃焼ガス入口温度を上げることが出来る（ブレード材の単結晶化による融点の向上、クリープ強度の向上等による効果）。
一方、航空機用ジェットエンジンの分野においては、Ｎｉ基超合金単結晶タービンブレードが実用されているが、本願発明を適用することにより鋳造歩留りをさらに向上させることが可能となり、燃料効率、ＣＯ２削減に貢献するものである。
１ 鋳型
２ 鋳物またはインゴット（溶融金属）
３ セレクタ
４ 冷却チル（水冷チル）
５ａ 主ヒーター
５ｂ 副ヒーター
６ 断熱スリーブ
７ 断熱上蓋
８ 注湯口
９ 断熱バッフル
１０ 誘導溶解炉
１１ 冷却ガス噴出ノズル
１２ 冷却ガス吸込み口
１３ 冷却ガス循環ポンプシステム
１４ 超伝導コイル
１５ 真空ポンプ
１６ 真空容器
１７ 外筒
１８ 溶融金属浴
１９ ステンレススチールチル
２０ 溶融金属浴容器
２１ 鋳型引出アーム（ステンレススチール）
２２ 断熱層（アルミナビーズ）
２３ 攪拌器
２４ 下注誘導溶解炉
２５ ＭＶ２法のための主ヒーター
２６ ＭＶ２法のための断熱スリーブ
２７ ＭＶ２法のための主ヒーター摺動接触端子
２８ ＭＶ２法のための主ヒーターブラシ
２９ ＭＶ２法のための主ヒーター電源
３０ ＭＶ２法のための副ヒーター
３１ ＭＶ２法のための副ヒーター用銅ケーブル
３２ ＭＶ２法のための副ヒーター電源
３３ ＭＶ２法のための断熱バッフル
３４ ＭＶ２法のための冷却ガス導入パイプ
３５ ＭＶ２法のための冷却ガスノズル
３６ ＭＶ２法のための冷却ガス吸込口
３７ ＭＶ２法のための冷却ガス循環ポンプシステム
３８ ＭＶ２法のための真空ポンプ
３９ ＭＶ２法のための外筒
４０ ＭＶ２法のための超伝導コイルまたは電磁石
６１ 一方向凝固装置の検出部
６２ システムコンピュータ（オンサイト／オフサイト）
６３ 操業パラメータの表示用モニター
６４ 凝固シミュレーション結果の画像表示用モニター

Claims (16)

  1. 単一結晶組織(SX 材と称す)または多結晶柱状デンドライト組織(DS 材と称す)または前記 SX と 前記 DS の混合組織から成る結晶組織を有する一方向凝固鋳物あるいはインゴットを作るための一方向凝固装置において、
    （ａ）溶融した金属を鋳型に鋳込み冷却して前記一方向凝固鋳物あるいはインゴットを作る一方向凝固過程は、前記鋳型を加熱保温する加熱領域、前記鋳型を冷却する冷却領域、及びこれら両領域の間に断熱バッフル、ならびに前記加熱領域から前記冷却領域へ前記鋳型を移動する手段を設け、前記加熱領域に対して前記鋳型内の前記溶融した金属を所定の温度に加熱・保温するための加熱手段と前記冷却領域に対して鋳型側面からの抜熱能を強化する強冷却手段を含み、前記溶融した金属における固液共存相の液流を整流すべく前記溶融した金属の前記固相領域をこの強冷却手段にて冷却しつつ、前記鋳型を所定の速度で移動させて一方向凝固させる第一の手段と、
    （ｂ）前記一方向凝固過程において、前記溶融した金属における液相の対流を抑制し凝固界面へのヒートパルスを解消するとともに前記固液共存相における液流の乱れを抑制すべく少なくとも前記固液共存相の全体に対して、一方向凝固方向に実質的に平行な方向に静磁場を印加する第二の手段と
    を備え、
    前記一方向凝固過程において、前記(a)と前記(b)による各々の整流効果に基づく相乗効果によりマクロ偏析あるいは異方位結晶欠陥の形成を抑制するとともに前記結晶組織を微細化することを特徴とする一方向凝固装置。
  2. 請求項1における前記加熱手段は抵抗加熱による主ヒーター及び断熱バッフルの直上に位置し少なくとも１つの抵抗加熱副ヒーターを具備することを特徴とする一方向凝固装置。
  3. 請求項1における前記強冷却手段として不活性ガスを鋳型側面に対して噴射して冷却する手段であり、該手段は断熱バッフルの直下に該不活性ガスを噴射するノズルを配置し、該不活性ガスを前記鋳型側面に吹き付けて冷却することを特徴とする一方向凝固装置。
  4. 請求項1における前記強冷却手段として、低融点材料による溶融金属浴に前記鋳型を浸漬することによって冷却することを特徴とする一方向凝固装置。
  5. 請求項1における前記鋳型には高熱伝導性を有するグラファイトと断熱性を有する断熱材の層を交互に積層して成形した鋳型を用いることを特徴とする一方向凝固装置。
  6. 単一結晶組織（SX材と称す）または多結晶柱状デンドライト組織（DS材と称す）または前記SXと前記DSの混合組織から成る結晶組織を有する一方向凝固鋳物あるいはインゴットを作るための方法として、
    （ａ）溶融した金属を鋳型に鋳込んで冷却して前記一方向凝固鋳物あるいはインゴットを作る一方向凝固過程において、前記鋳型を加熱保温する加熱領域、前記鋳型を冷却する冷却領域、及びこれら両領域の間を断熱する領域を用い、ならびに前記加熱領域から前記冷却領域へ前記鋳型を移動することにより凝固させるようにし、前記加熱領域においては前記鋳型内の前記溶融金属を所定の温度に加熱・保温するとともに前記冷却領域においては鋳型側面からの抜熱能を強化すると共に、前記溶融した金属における固液共存相の液流を整流すべく前記溶融した金属における固相領域を強冷却するようにしつつ前記加熱領域から前記冷却領域へ前記鋳型を移動して凝固をすすめる第一のステップと、
    （ｂ）前記一方向凝固過程において少なくとも前記固液共存相の全体に対して、一方向凝固方向に実質的に平行な方向に静磁場を印加し、液相の対流を抑制し凝固界面へのヒートパルスを解消するとともに前記固液共存相における液流の乱れを抑制する第二のステップと
    を備え、前記第一及び前記第二のステップによる各々の整流効果に基づく相乗効果によりマクロ偏析あるいは異方位結晶欠陥の形成を抑制するとともに前記結晶組織を微細化することを特徴とする一方向凝固方法。
  7. 請求項６における前記加熱・保温する過程では、前記溶融金属を所定の温度に加熱・保温する領域の下端周辺、前記断熱する領域の直上を加熱・保温することを特徴とする一方向凝固方法。
  8. 請求項６における前記冷却には不活性ガスを前記鋳型の側面に対して噴射して冷却する方法を用いることを特徴とする一方向凝固方法。
  9. 請求項６における前記冷却には低融点溶融金属浴に前記鋳型を浸漬することによって冷却することを特徴とする一方向凝固方法。
  10. 請求項６における前記鋳型には高熱伝導性を有するグラファイトと断熱性を有する断熱材の層を交互に積層して成形した鋳型を用いることを特徴とする一方向凝固方法。
  11. 単一結晶組織（ＳＸ材と称す）または多結晶柱状デンドライト組織（ＤＳ材と称す）または前記ＳＸと前記ＤＳの混合組織から成る結晶組織を有する鋳物またはインゴットを製造するための一方向凝固装置において、鋳型を加熱・保温する加熱領域と鋳型を冷却する強冷却領域、及びこれら両域を熱的に分離・遮断する断熱領域を一つのchamber内に収め、このchamber内には、
    前記鋳物またはインゴットを鋳造するための前記鋳型と、
    前記鋳型の底部に設置され凝固を開始するための冷却チルと、
    前記鋳型を加熱・保温するための摺動式抵抗加熱主ヒーターと、
    前記主ヒーターを支持し外部への熱放射を遮断するための断熱スリーブと、
    前記鋳型を冷却するための鋳型冷却手段としての鋳型冷却ガスノズルと、
    前記鋳型冷却手段の上部に近接配置される断熱手段としての断熱バッフルと、
    を備え、
    前記断熱バッフルと前記鋳型冷却ガスノズルは同期・一体的に上下動できる構成とし、
    前記主ヒーターには、前記断熱バッフルと前記鋳型冷却ガスノズルとを一体的に上下動させるための通路を設け、前記主ヒーターにはこれに繋がる摺動接触端子を前記断熱スリーブの外側に設けてあり、またこの摺動接触端子にはこれに摺動接触する摺動ブラシを設けて、前記主ヒーターの上端－前記摺動ブラシ間を通電区間とすることにより前記通電区間を可変可能な構成としており、且つこの摺動ブラシは前記断熱バッフルと前記鋳型冷却ガスノズルと同期・一体的に上下動が可能な構成となっており、また、前記加熱領域と前記強冷却領域の間に生じる前記鋳型内の固液共存相全体に対して一方向凝固方向に実質的に平行な方向に静磁場を印加する手段を設けてなり、
    操業開始時には前記摺動ブラシと前記断熱バッフルと前記鋳型冷却ガスノズルは前記鋳型の下端に位置させ、前記通電区間に電力を供給して前記鋳型を金属材料の融点以上の所定の温度に加熱・保温し前記金属材料の溶解・鋳造の後、前記通電区間を所定の速度で上方に移動させることにより加熱・保温領域を縮小させつつ前記鋳型冷却ガスノズルに冷却ガスを供給することにより前記鋳物または前記インゴットの一方向凝固を行うとともに前記固液共存相全体に対して一方向凝固方向に実質的に平行な方向に静磁場を印加することを特徴とする一方向凝固装置。
  12. 請求項１１において、前記断熱バッフルの直上、前記加熱・保温領域における下端近傍を加熱・保温するための副ヒーターを設けた構成とすることを特徴とする一方向凝固装置。
  13. 請求項１１における前記鋳型は高熱伝導性を有するグラファイトと断熱性を有する断熱材の層を交互に積層した構成とすることを特徴とする一方向凝固装置。
  14. 単一結晶組織（ＳＸ材と称す）または多結晶柱状デンドライト組織（ＤＳ材と称す）または前記ＳＸと前記ＤＳの混合組織から成る結晶組織を有する鋳物またはインゴットを製造するための一方向凝固方法において、鋳型を加熱・保温する加熱領域と前記鋳型を冷却する強冷却領域、及びこれら両域を熱的に分離・遮断する断熱領域を一つのchamber内に収め、
    溶融金属を鋳型に鋳込んで凝固させる過程において、前記鋳型を加熱・保温する方法は前記加熱領域の上端に固定した位置と下端の間の区間を通電区間として前記加熱領域を抵抗加熱・保温するに際して、前記通電区間を縮小可変するとともに前記強冷却領域に対しては前記鋳型の側面に対し不活性ガスを噴射し冷却するようにし、少なくとも前記鋳物またはインゴットの固液共存相の全体に対して一方向凝固方向に実質的に平行な方向に静磁場を印加するようにし、操業開始時、前記通電区間は前記鋳型の側面全域を囲んで鋳型を所定の温度に加熱・保温し、時間の経過につれて前記通電区間を前記鋳型の下端から前記上端に固定した位置に向けて所定の速度で縮小可変するとともに、前記断熱領域の下部領域を前記強冷却により冷却しつつ凝固させることを特徴とする一方向凝固方法。
  15. 請求項１４において、前記断熱領域の直上に少なくとも一つの副ヒーターを設け、前記加熱・保温領域における下端近傍を加熱・保温するようにしたことを特徴とする一方向凝固方法。
  16. 請求項１４における前記鋳型には高熱伝導性を有するグラファイトと断熱性を有する断熱材の層を交互に積層した鋳型を用いることを特徴とする一方向凝固方法。

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