JPH0469501B2 - - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

［産業上の利用分野］ この発明は溶融金属から微細な等軸晶を有する
鋳塊を製造する方法に関する。 ［従来の技術］ 初期の鋳造用超合金は通常のインゴツト及び熱
間加工技術により製造されていた。特性の改善の
要求、特に、航空機産業における要求は、より高
度に合金化された材料の開発に実質的に導かれ、
このような材料は特に金属が最終凝固するインゴ
ツトの中心部に沿う大きな化学的及び微小組織上
の偏析なしに、大形のものを作ることがますます
困難になつてきた。 この望ましくない状態は鋳造に影響を与えるの
みでなくこの種の構造を有する鍛造品の特性にも
影響を与える。 従来製造されている鋳塊は柱状晶と粗大な等軸
晶を含みその鋳塊の結晶サイズは鋳塊の大きさが
大きくなるにつれて大きくなつている。これによ
り材料を鋳造する際に必要な力が上昇し熱間加工
中の割れの発生頻度も増加する。 これらの問題に対する解決方法は、鋳造作業に
うまく対応する均一な粒径で化学的に均一な製品
の製造に関する粉末冶金の連続的な適用であつ
た。更にその様な微細粒の材料例えばASTM10
〜12（JIS2000〜1680：平均粒径0.0112〜0.00561
mm）は所定の温度及び歪み速度で変形するときに
超塑性を示し、これにより比較的小さな変形力で
所望の形状に極めて近い製品が製造される。微細
粒は全体的な鍛造性を向上させ等温鍛造過程の使
用を可能にする。後者の工程は遅く、主要な高コ
ストを必要とするけれども、最終形状に近い製品
を製造する能力を有し、これにより、過剰ストツ
クの除去に付随する消耗品コスト及びそれに関連
する加工コストを回避する可能性を有する。 しかしながら、金属粉末から製造することは技
術的な欠点を伴ない、特に超合金に関してはそう
である。超合金の粉末は通常不活性ガス雰囲気下
で微粒化し、次いで所望の粒径のもの以外を取り
除くためのスクリニングにより製造される。清浄
化の要求が増加するにつれてより大きな粒径の部
分がこの要求を満足するためにすてられている。
代表的には、その方法については60％の歩留まり
が考えられ、これは製造のために極めて高いコス
トとなる。これはコストが重要な要素を占めるそ
のような材料の広範な使用を阻止してしまう。 加えて超合金の粉末冶金製品は、製品の機械的
特性を実質的に減じる問題に関する特性に敏感で
ある。これはオリジナルの粉末表面についての境
界条件と、捕捉されたアトマイジング及びハンド
リングガス（例えばアルゴン）から熱的に導入さ
れたポロシテイを含む。これらの問題を解消する
為に必要なプロセスコントロールは実質的に高価
なものとなつてしまう。従つて、化学的に均一
で、微細粒を有し、健全な製品を製造する鋳造方
法が開発された場合には、粉末冶金工程に代るも
のがより低い製造コストで実現されたことにな
る。 上記の如く、製造された製品の粒径が微細であ
るほど、その鍛造性が向上しそれに関する製造コ
ストが低下する。精密鋳造は通常最も微細な粒を
有してより均一な製品を製造するための微細な粒
と改善された特性を持つという利点がある。従つ
て通常鋳型の内側表面に核を使用することにより
中塊の粒型を制御し微細にする。これは粒のある
程度の微細化をもたらすが、その効果は実質的に
二次元的であり粒は、通常、鋳型と金属との界面
に直行する方向にのびている。この状態はまた金
属性の鋳型が使用された場合の核を持たない場合
にも生ずる。いずれの場合も注入の際に金属の過
加熱を低くし、鋳型の温度を低くした場合には、
粒径を小さくすることができる。しかしながら、
得られる微小組織はデンドライト組織が残り、従
来の鋳造プロセスの特徴が残存する。最も望まし
い微小組織は、粒径が小さいことに加えて、熱処
理プロセスを容易にするセル状又は非デンドライ
ト組織である。このような微小組織は鋳造のとき
に溶融金属の各生成速度及び凝固速度を高くする
ことにより得られる。このような製品を得る手段
は、USP3847、205号、3920、062号及び4261412
号に開示されている。これらの公報に開示された
技術を使用すれば、ASTM3〜５（平均粒径0.127
〜0.064mm）の粒径は容易に得られる。 粒径を微細にする他の技術も知られている。こ
れは精密鋳造及び鋳塊の製造において、微細に分
布した固体粒子を各生成サイトとして融液中に添
加するものである。これは、超合金ユーザにとつ
て見れば、あまり熱意を持てない技術である。な
ぜなら、好ましくない組成変化が生じ、残留する
異種物質が早期破壊の発生サイトとなる可能性が
あるからである。一方、レオキヤステイングのよ
うに、溶融金属を機械的に撹拌して粒径を微細に
することも可能である。これは、通常、２つの成
分を含む非デンドライト組織になり、この組織は
混合が中止されたときに液体として残る基部材料
により囲まれた固体の島が密に配置されている。
これは、通常、粘性が約50％の凝固時に急激に増
加するときに発生する。このプロセスは融点が低
い材料の場合に良好に作用する。これは、超合金
については、融点が高いこと、セラミツクスのか
い又は撹拌器がインゴツトの製造プロセスにおい
て融液の汚染源となる可能性があることの理由か
ら、商業的規模では実現できない。粘性の減少が
レオキヤステイングを精密鋳造プロセスに適用す
ることを阻止している。 一層望ましい方法は、USP3662810号に記載さ
れたように、融液の種を含む。この関連技術が
USP3669180号に開示されており、この技術にお
いては、合金を凝固点まで冷却して核を生成さ
せ、次いで、鋳造作業の直前に、若干再加熱する
ものである。この場合に、分離した粒が核生成
し、融液中でデンドライト状に成長するときに
は、再加熱によつて十分には溶融せず、最終製品
に不規則な粗大粒が生成する。いずれの方法も複
雑な制御手段を必要とする。加えて、合金の清浄
化又は介在物の量の問題がつきまとう。この要求
は、金属学的な技術状態の改善がなされ、製品形
状の制限が進むに連れて、重要な問題となつてい
る。 鋳塊の鋳型又は精密鋳造のシエルにおける鋳造
の場合には、通常、粒組織が鋳塊の表面から軸心
部に向けて特徴的にのびている。表面の近傍で
は、基本的には非デンドライトであるチル晶帯が
観察される。このチル晶帯の直下では、柱状デン
ドライト粒が表面に垂直に熱の流れに平行にのび
ている。通常鋳造において観察されるのと反対
に、柱状晶帯の下方に粗大なデンドライト状等軸
晶組織が観察されることもある。前述の柱状晶状
態は、精密鋳造では不十分であり、鋳造作業の前
に、機械的又は他の手段により鋳塊表面を除去す
る必要がある。これをしないと、鋳造により断面
を減少させるときに、早期割れを起こすことにな
る。 この発明の目的は、従来技術の欠点が回避さ
れ、セル状の微細粒の鋳塊を鋳造することがで
き、この鋳塊を鋳造及び精密鋳造に供することが
できる金属製品の鋳造方法を提供することにあ
る。 特に、この発明の目的は、所望の微小組織を有
する鋳塊を提供することにある。 更にこの発明の目的は、商業的規模の装置を使
用してこのような鋳塊を得ることにある。 この発明の更に他の目的は、表面の連結したポ
ロシテイが少なく又は存在しない鋳塊を得ること
ができ、鋳塊の熱間静水圧押し出しにより、いか
なる鋳造ポロシテイも有効に除去することができ
る鋳造方法を提供することにある。 ［問題点を解決するための手段］ この発明に係る金属製品の鋳造方法において
は、金属を溶融し、溶融金属の温度を低下させて
その過加熱のほとんど全てを取除く。溶融金属は
鋳型内に注入され、所定の速度で混合物から熱を
奪うことにより凝固する。この所定の速度は、溶
融金属を凝固させて前記製品を得、この製品中に
均一に分布した実質的に等軸晶のセル状微細組織
を得ることができる速度である。 鋳塊を製造するために使用される場合には、溶
融金属が鋳型内に導入される前に、又はそれが鋳
型内にあるときに、溶融金属を撹拌する。これ
は、例えば、混合物を鋳型の入口の近傍で、複数
個の流れに又は液滴に分断することにより、機械
的に実施することができる。他の好ましい撹拌方
法は、鋳型内で溶融金属を電磁気的に撹拌する
か、実質的に固体の殻が形成された後、鋳型を機
械的に操作することにより撹拌するものである。 溶融金属は、鋳造の際に、金属の実測融点より
も20〓（約11.13℃）高い温度以内にあることが
好ましい。 溶融金属と鋳型との間の初期温度勾配をさける
ために、鋳型を適当な温度に加熱することが好ま
しい。これにより、デンドライト状の柱状晶が鋳
塊表面の近傍に形成されることが防止される。 ［実施例］ この発明は、製品を精密鋳造又は関連する熱機
械的形成技術に直接使用することを可能にする粒
組織を持つ金属製品の鋳造方法である。後者の製
品は、鋳塊、鍛造予備成形品又は他の予備成形製
品であり、これらは更に成形され、又は処理され
て所望の機械的特性を有する最終製品となる。 この発明は、本願の従来技術の欄で説明した理
由により、超合金に対して特に有効である。しか
しながら、この発明は、特定の材料に限定され
ず、下記第１表に示す材料の金属製品を製造する
ための用途は単なる例示に過ぎない。

【表】 これらの材料にこの発明を適用して、単一相材
料は、粒界にピニング（析出）する第２相がない
ために、その方法により初期につくられた微細粒
径を保持することができないことがわかつた。こ
の問題は、上述のマルテンサイトステンレス鋼、
つまり、17−4PH及びカスタム（Custom）450
について観察された。鋳造ままの材料の粒界をピ
ニングするなんらかの手段が組成の中に含まれる
か、又は鋳造ままの粒組織を維持する他の手段が
使用されるか、又は若干粗大な粒径を容認するこ
とができる場合には、そのような材料についてこ
の発明を適用することができる。タイプ（Tipe）
316のようなオーステナイトステンレス鋼は凝固
後の粒成長を阻止し、鋳造ままの材料の有利な組
織が維持されるに充分な炭化物を有している。 凝固後、これらの材料の中には、粒の粗大化を
阻止するために特殊な冷却サイクルを必要とする
ものがある。2050〓（約1121.1℃）以下に急速に
冷却する必要がある。IN718のような合金を除い
て、ニツケル合金は、固相線以下の約2150〓（約
1176.7℃）まで急速に冷却する必要がある。この
急速冷却は、鋳造材料中の固体状態による有害な
粒成長を阻止する。 この発明の第１のステツプは、金属を溶解する
ことである。鋳造される金属系の要求により、こ
の溶解プロセスは不活性ガス雰囲気下又は真空下
でなされる。金属系が不活性ガス雰囲気下又は真
空下を要求する場合には、従来の真空誘導鋳造装
置を使用すればよい。 好ましくは、溶融金属は実質的に静止状態に保
持される。鋳造に先立ち、まず誘導加熱技術を使
用して融液を加熱する場合には、融液の撹拌を最
小にすべきである。これは、誘導場の周波数を選
択することにより行えばよい。融液に乱液があ
り、又はルツボへの注入で撹拌された場合には、
好ましくない非金属介在物が融液中の特定の場所
に分離することなく、融液中に取込まれる。分離
された非金属介在物については、いかなる非金属
介在物も鋳塊の使用可能部分から除外されるよう
に鋳造プロセスを選択することができる。 融液の清浄性が要求される場合には、別個のサ
スペクタ又は抵抗発熱体により加熱されたルツボ
を使用して溶融金属を撹拌することなく所望の融
液温度を得ることができる。 このような装置を使用する場合には、鋳造され
る材料の過加熱が極めて低いので配慮が必要であ
る。このように過加熱が低い場合には、溶融金属
の表面は、放射熱の損失により凝固しやすい。装
置の形状により、小領域が融液表面で液体として
残り、鋳造条件が好ましい場合には、中心部で液
体として残る。溶融金属は、適切に位置した鋳型
内に、この開口を介して急速に注入することがで
きる。この発明に関連する温度測定がなされるの
は、この開口である。しかしながら、次順のチヤ
ージが溶解される前に、凝固した材料の皮が再溶
解されるか、又は他の合金シヤージが鋳造される
前に、取除く必要がある。なお、取外し可能のル
ツボライナを使用すれば、この問題を回避するこ
とができる。 溶融金属をルツボに注入し又はルツボから注出
する際に、取外すことができる絶縁性又は反射性
のカバーをルツボに使用することにより、このシ
ステムを改良することができる。これは、各鋳造
がなされる前に、上述の皮を取除いたり、ルツボ
ライナを取替える必要がないという利点がある。
溶融金属の表面における放射熱の損失を取扱う他
の手段は、誘導コイル又は抵抗発熱体の形状を修
正することにより、又はルツボの帯域加熱を溶融
金属の表面における熱損失にバランスさせること
により、ルツボの温度分布を修正することであ
る。 溶融金属を実質的に静止した状態に保持するこ
とは、溶融金属中の固体汚染を回避するという点
で重要である。溶融金属中のいかなる撹拌及び移
動もないことにより、低密度の非金属介在物は、
鋳造チヤージから除去される表面に浮上すること
ができる。ハフニウム酸化物のように、ある種の
介在物は高い密度を有し、通常浮上しない。しか
しながら、それらは、通常、低密度の酸化物に付
着し、全体として浮上効果を有する。鋳造源とし
て静止溶融金属を使用した操業実験において、鋳
塊中の介在物としての固体汚染の問題は、この技
術により解消することができることが判明した。 この発明の基本的な方法を改善すれば、通常、
このような溶融金属中に存在する固体介在物は除
去される。金属が初めて溶融し、注入に先立ち静
止状態にあるルツボは、底部注入型ルツボである
ことが好ましい。というのは、浮上する固体介在
物は、ルツボの上部にあり、その部分は鋳型内に
最後に導入されるからである。形状を適切にすれ
ば、介在物は鋳塊のヘツド又はゲート部分に含ま
れ、次ぎの工程で除去できるからである。一方、
テイーポツト型のルツボを使用して、チヤージの
最後の部分が装置内に導入されるまで、ルツボ内
を浮上する介在物が鋳型に侵入することを阻止し
てもよい。 静止溶融金属中の浮上介在物を除去する他の手
段は、溶融金属の表面における金属の凝固を回避
するための前述の絶縁性又は反射性カバーを使用
したものである。注入の直前に、薄い表面層を凝
固させるためにカバー取除き、固体材料中に介在
物を捕捉する。装置の形状を適切にすることによ
り、介在物を含有する固体材料がルツボ壁に付着
しないで、傾動注入作業の間に、固体材料が旋回
して溶融材料が鋳型内に流入することを可能にす
る。捕捉された介在物を含有する凝固金属のデイ
スクは、容易にルツボから除去することができ、
容易に次順の合金チヤージのためのルツボを準備
することができる。 ルツボ内の溶融金属を通常の誘導加熱により加
熱すると、溶融金属を実質的に撹拌することにな
つてしまう。溶融金属を静止状態に保持するため
に、通常グラフアイトのサセプタをコイルとルツ
ボとの間に配設する。このような手段を採用する
と、溶融金属を撹拌することなく、金属を急速に
加熱することが可能である。一方、極めて高い周
波数で加熱するか、又は高い抵抗で加熱すること
により、同様の結果を得ることができる。上述の
如く、融液中の撹拌又は運動がないことにより、
いかなる低密度の非金属介在物も表面に浮上し
て、プロセスをそのような物質が最終鋳塊製品に
残らないようにすることができる。 この発明によれば、溶融金属の過加熱の実質的
にほとんどの部分をとり除くために、溶融金属の
温度を低下させる。温度は溶融金属中において実
質的に均一であるべきであり、ほとんどの合金に
おいて、金属の実測融点よりも20〓（約11.13℃）
高い温度以下である。金属の過加熱が低いこと
は、この発明により得られた所望の微細組織に主
として対応する。 第１図乃至第３図の組織写真から明らかなよう
に、融液の温度の影響は微細組織に著しい影響を
与える。第１図は、３インチ（約7.62cm）の断面
寸法を有する鋳造ビレツトにおいて、ビレツトの
底から、1/2インチ（約1.27cm）及び５インチ
（約12.7cm）の２位置における断面を示す。鋳型
に接触するビレツトの部分（特に、底から1/2イ
ンチ（約1.27cm）の断面）の近傍には微細粒が存
在するが、ビレツトの大部分な、鋳塊の外周面か
ら放射状に延びる粗大デンドライト等軸晶又は柱
状晶で占められている。第２図は温度が５〓（約
2.8℃）低く実測融点より25〓（約13.91℃）高い
温度の場合における同様の断面を示す。内部の粒
径は第１図のそれより極めて小さいが、未だデン
ドライト柱状粒の成長が認められる。第３図は鋳
造温度が測定された融点より20〓（約11.13℃）
高い場合の同様の鋳塊断面を示す。第３図に現さ
れた粒径は、この発明により形成された材料の特
徴である極めて微細な等軸晶セル状（非デンドラ
イト）粒組織を示している。 第１図乃至第３図の組織写真から明らかなよう
に、鋳造の際の融液の温度は、鋳造された金属の
融点（融液の過加熱）に関しては、臨界的であ
る。上述の金属については、鋳造の際の温度は測
定された融点より20〓（約11.13℃）高い温度以
下にすべきであり、さもないと、所望の微細組織
は得られない。この発明を適用可能のすべての合
金が、実測融点よりも０乃至20〓（約11.13℃）
高い同一の臨界範囲を有するか否かは不明であ
る。ここで開示された特定の組成及び単一層合金
が鋳造後に粒成長を示す場合の特性の差に関する
観察に基いて、この発明の属する技術分野の当業
者であれば、あまり実験することなく、特定の材
材料について鋳造温度を決定することができる。
従つて、０乃至20〓（０乃至約11.13℃）の範囲
の臨界性は、微細組織に対する影響に関係し、他
の材料及び合金は実測融点よりも20〓（約11.13
℃）高い温度より若干高い鋳造温度でもこの発明
の効果を奏する。 ある場合には、液体金属と比較的低温の鋳型と
の間の初期温度勾配が表面でデンドライト柱状粒
帯を形成するのに十分大きいことがある。セラミ
ツクス又は金属製の鋳型の温度を上昇させること
により、残存する微量の柱状デンドライト粒も除
去できることが判明した。 また、温度測定の位置又は測定手段が鋳造温度
に影響を与えることに注意すべきである。重要な
のは、開示されたプロセスにより得られる微細組
織であり、温度を測定する態様はその組織を得る
ための単なる手段にすぎない。更に、金属の実測
融点は鋳造される特定のチヤージについてのプロ
セスにおいて使用される装置で決まる。これはプ
ロセスにおける実際の融点においていかなる変化
のいかなる困惑する影響も除去する。換言すれ
ば、極めて僅かの量の過加熱が許されるために、
各チヤージについての実際の融点（「実測融点」）
が決まり、鋳造温度がその実測融点に関して決定
される。 これは、合金を溶解し、過加熱を加え、次い
で、熱入量を減じることにより、達成される。融
液の上表面は側面及び底面よりも急激に熱を失
う。なぜなら、後者は低伝導度のセラミツクス製
容器に接触しているからである。その結果、上面
の凝固がまず周囲から中心に向けて進行する。フ
イラメントパイロメータ等の適宜の温度測定装置
が融液の中心に向いており、凝固前面が、残りの
可視溶融金属の直径が約２インチ（約5.08cm）で
ある点に到達すると、温度の観測がこの領域にお
いてなされる。これは、この溶融金属の特定のチ
ヤージの実測融点として任意に定義する。必要な
らば、鋳造プロセスについて所要量の過加熱がル
ツボ及びチヤージに対する熱の入量を増加させる
ことにより加えられる。 鋳造温度が十分に低く、上述の好ましい範囲内
である場合には、得られる鋳塊は粒径がASTM3
（平均粒径0.127mm）又はそれより微細なセル状粒
組織となる。上述の範囲を超える過加熱がある場
合には、劣化した種々の物理的及び機械的特性を
有する粗大粒のデンドライト微小組織が鋳造作業
から得られる。特に、この効果は急速な凝固に関
連して現れない。この効果は完全に凝固するのに
10分間かかる６インチ径の鋳塊において観察され
る。 精密鋳造をする場合を除き、溶融金属は鋳型内
におかれ、好ましくは溶融金属中に撹拌が導入さ
れる。殆どの材料について、溶融金属を直接鋳型
内に注入することが十分である。鋳型は金属又は
セラミツクス材料であるが、鋳型を作るとき又は
予備成形のときには、鋳塊内に非金属介在物が不
注意で導入されることを回避するために、金属製
鋳型が好ましい。鋳塊が成形過程の後に押出され
る場合には、金属製鋳型は押し出し作業の間に鋳
型を取り囲むジヤケツトとなるという点で有利で
ある。 混合物に付加される撹拌は、種々のことなる方
法でなされる。混合物が鋳型内にあるときに、溶
融金属中に撹拌を導入しても良い。これは電磁撹
拌により達成することができる。撹拌は溶融金属
が鋳型内に導入される直前に機械的手段により溶
融金属に付加されてもよい。例えば、溶融金属を
鋳型の入り口の近傍で複数個の流れ又は液滴に分
断することにより導入される。これは溶融金属を
適宜の大きさの流れ又は液滴にするろか器のコア
又は撹拌器を使用することにより達成することが
できる。一方、流れに螺旋上の運動を与えそれを
粗大な液滴に分断し、凝固する金属からその表
面／体積比を上昇させることにより熱を奪うノズ
ルをルツボの一部として使用することもできる。 この発明によれば、溶融金属は鋳型内で熱を所
定の速度で奪われて凝固する。この熱の抽出速度
は製品において実質的に等軸晶のセル状非デンド
ライト粒組織が得られ、デンドライト状の柱状粒
帯が生じないような速度である。鋳型の外観比が
増加するにつれて凝固する溶融金属から熱を一層
急速に奪つて微細粒及びセル状組織を保持し、ポ
ロシテイ及び偏折の増加傾向を最小にすることが
ますます重要になつてくる。これは、注入工程の
間に流れを多数の小さな流れ又は液滴に分断して
溶融金属の表面／体積比を増加させる前述の手段
により容易に達成される。このようにして、溶融
金属は製品中に所望の微細組織、特に、ASTM
粒径が約３（平均粒径、約0.127mm）かそれ以上微
細な等軸セル粒組織が得られる速度で凝固する。
上述のごとく、組織に対する所望の効果が凝固速
度を極端に高めることなく得られる。最も凝固速
度が極めて低い場合には、粒径が大きくなること
が考えられる。 凝固過程の自然な結果として、鋳塊中にポロシ
テイが残るが、次順の鍛造工程における割れの発
生を防止し、又は精密鋳造における特性の劣化を
防止するために、このポロシテイを取り除くこと
が必要である。これは、熱間等温プレス及び／又
は押し出しにより達成することができる。ポロシ
テイの除去に熱間プレスを使用する場合には、鋳
型の形状は表面につながる微小引け巣及びポロシ
テイを防止するように設計する必要がある。中心
ポロシテイの除去は鋳型の頭部を極端に絞り込ん
で、表面につながる中心ポロシテイが発生する鋳
塊中心の頭部における断面を急速に凝固させるこ
とにより可能である。 次に、この発明の実施例について説明する。 実施例 １ Rene45、MERL76、C101、IN713C及びIN718
のセル状鋳塊を同様の装置及び方法で鋳造した。
炭素製底プラグを遊嵌した３インチ（約7.62cm）
直径の鋼製鋳型を250〓（約121℃）に予め加熱
し、従来の真空誘導炉の下方のチヤンバに装入し
た。鋳造すべき合金は情報のチヤンバ内で5μｍ
以下の真空かで、その溶解すべき合金チヤージの
融点より50〓（約27.8℃）高い温度に溶解した。
次いで、誘導炉へのパワーを徐々に低下させて、
溶融金属がその実測融点より０乃至20〓（０乃至
約11.13℃）高い温度になるまでその温度を低下
させた。通常、鋳造温度は実測融点より約10〓
（約5.6℃）高い温度である。そのような温度で溶
融金属には、その融液の頭部に凝固金属の皮が形
成される。溶融金属はその頭部にくびれを含む鋳
型内に注入した。このくびれは、鋳型の中心部に
局所的な急速凝固を生じさせる。これにより、中
心部の相互に連結するポロシテイの形成が防止さ
れ、必要ならば、熱間静水圧押し出しにより鋳塊
の高密度化が可能である。例えば、MERL76、
C101及びIN713Cを、2190〓（約1198.9℃）及び
25KSIで４時間の熱間静水圧押し出し工程により
高密度化した。Rene95及びIN718は2050〓及び
15KSIで４時間熱間静水圧押し出しした。これら
の特定の条件下でのこれらの材料の熱間静水圧押
し出しは、微小組織の再結晶化及び粒成長を阻止
する。得られる鋳塊はこの発明により製造された
鋳塊の特徴である微細粒のセル状微細組織を有す
る。 実施例 ２ Rene95及びMERL76を３インチ（約7.62cm）
直径の鋳塊に鋳造した。鋳造方法は鋼製の鋳型を
セラミツクスの鋳型に替えた点を除いて実施例１
と同様である。鋳型は下方の炉に装入する前に、
1200〓（約648.9℃）に予め加熱し、他の処理条
件は実施例１と概略同じである。得られた鋳塊を
観察すると、実施例１にて製造されたものと、粒
組織又は粒径において明らかな差は認められなか
つた。鋳型を予備加熱することにより、柱状粒帯
の幅は減少した。 実施例 ３鋳型に炭素鋼の替わりにステンレス鋼
を使用したことを除いて、実施例２と同様の条件
で、 Rene95を鋳造した。大きさは、鋳型が次順の
微細組織の鋳塊の押し出しに要求されるジヤケツ
トになるように選択した。押し出し後、製品は
ASTM10−11（平均粒径0.0012mm〜0.00794mm）の
粒径を有しているが、これは粉末冶金技術により
製造された鍛造品と同等である。 実施例 ４ Rene95を溶解し、実施例１にて述べた鋳型及
び方法を使用してこれを鋳造した。但し、サセプ
タで加熱された融液ルツボに取り外し可能のセラ
ミツクス製絶縁カバーを取着した。カバーの小孔
を介して融液の温度を測定した。融液が実測融点
より５〓（約2.8℃）高い温度に到達したときに、
絶縁カバーを取り外し、金属の薄い層を表面で急
速に凝固させた。ルツボを傾斜させて注入作業を
開始すると、凝固材料は水平に残り、下方の溶融
金属が鋼製の鋳型内に注入される。金属組織学的
な解析によると、非金属介在物の実質的な部分が
予め凝固したデイスク内に補捉され、この方法に
よれば鋳塊が極めて清浄になることが判明した。 実施例 ５ 方向性凝固のために通常使用される真空炉を、
単一真空チヤンバ内に適用可能の２個の誘導加熱
源を含むので使用した。上方の加熱炉は、鋳造さ
れる鋳塊の大きさにより、150乃至300ポンド
（68.041ｇ〜136.08Kg）の金属チヤージを溶解す
るために使用した。下方の誘導加熱源は、サセプ
タ及び底注入ルツボを使用する。ルツボは、上方
の炉から溶融したチヤージを受け、溶融金属の温
度を実測融点の０乃至20〓（０乃至約11.13℃）
高い温度に調節した。10分間保持した後、ルツボ
の底のセラミツクス製プラグを機械的に取り外
し、金属を250〓（約121℃）に予め加熱した６イ
ンチ（約15.24cm）直径の鋼製鋳型に鋳造した。
10分間保持することにより、溶融金属中に含まれ
る実質的に全ての介在物及び底注入型ルツボに起
因するセラミツクス物が溶融金属の表面で薄い膜
を形成する。溶融金属に重なるこの介在物は、ル
ツボが底注入型であるために、鋳型に最後に入
り、鋳型の上端のくびれ部の上方に含有される。
金属組織学的な実験により、この方法を使用する
材料が所望の粒径を有し実質的に清浄であること
がわかつた。この技術はC101、Rene95及び
MERL76に使用された。 実施例 ６ 電子ビーム溶解技術により予め精錬された
C101の350ポンド（約158.76Kg）チヤージを、実
施例４で述べたものと同様の方法で使用した。６
インチ（約15.24cm）の直径の鋳塊を鋼製の鋳型
を使用して鋳造し、この注入工程の間に流れに撹
拌を与えた。撹拌を与えるために、その上端に注
入カツプを取り付けた鋼製チユーブ及び60〓（約
33.4℃）増分で位置する1/2インチ（約1.27cm）
直径の鋼製ロツドをチユーブの壁に溶接してスポ
ーク状のアレイを形成した。この装置をルツボと
鋳型との間に配置した。鋳造工程の間に、溶融金
属の流れが十字の部材に衝突し、複数の大きな液
滴を形成し、次いで、この液滴は鋳型内に落下し
た。得られた粒径は、ASTM4（JIS4760、平均粒
径0.0898mm）である。なお、撹拌を導入しない鋳
塊の粒径は約ASTM2.5（平均粒径0.151mm）であ
る。 実施例 ７ 電子ビーム溶解により予め精錬されたC101の
400ポンド（約181.44Kg）チヤージを商用電極溶
解炉で溶解して先ず殻を形成し、次いで、頭部に
くびれを有する６インチの鋼製鋳型内に鋳造する
のに充分の合金を溶解した。注入は、10〓（約
5.6℃）の過加熱が光学的に測定されるまで遅ら
せた。得られた粒径はASTMで３乃至５（平均粒
径0.127mm〜0.064mm）であり、極めて清浄な製品
が製造された。 ［発明の効果］ この発明によれば、セル状の微細粒の鋳塊を得
ることができ、鍛造及び精密鋳造等に際して不都
合を生じることがない鋳塊を得ることができる。

【図面の簡単な説明】

第１図はNi−Cr合金（C101）鋳塊の実測融点
より30〓（約16.7℃）高い温度に関する２金属組
織写真、第２図はNi−Cr合金（C101）鋳塊の実
測融点より25〓（約13.9℃）高い温度に関する２
金属組織写真、第３図はNi−Cr合金（C101）鋳
塊の実測融点より20〓（約11.13℃）高い温度に
関する２金属組織写真である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ 金属製品を製造する方法であつて、この方法
   は、 (a) 上記金属製品を形成するために金属を溶解す
   る工程と、 (b) この溶融金属の温度をその金属の融点直上ま
   で低下させ、溶融金属中の過加熱部分を実質的
   に取り除いた液体の金属からなる鋳造用溶融金
   属を形成する工程と、 (c) 上記溶融金属を受けるように配置され、かつ
   内部鋳型壁を備えた鋳型を用意し、上記鋳型壁
   に近接する箇所に柱状粒子が直接形成されるの
   を実質的に防ぐために、上記鋳型を十分高い温
   度に保持する工程と、 (d) この鋳造用溶融金属を鋳型内に移す工程と、 (e) 前記鋳型内でこの鋳造用溶融金属から所定の
   速度で熱を奪つて鋳造用溶融金属を凝固させ、
   この鋳造用溶融金属から熱を奪う速度はこの鋳
   造用溶融金属を凝固させてその内部が均一に且
   つ実質的に等軸晶のセル状の非デンドライトの
   微小組織を有する製品を得るものである工程
   と、 を具備したことを特徴とする金属製品の製造方
   法。 ２ 前記鋳造用溶融金属をその溶融液中の不純物
   が偏析するに十分な時間だけ静止状態に保持する
   工程を有することを特徴とする特許請求の範囲第
   １項に記載の方法。 ３ 前記鋳造用溶融金属の上方部分を凝固させて
   不純物をその中に閉じ込める工程を有することを
   特徴とする特許請求の範囲第２項に記載の方法。 ４ 前記鋳型内の前記鋳造用溶融金属に撹拌流を
   導入する工程を有することを特徴とする特許請求
   の範囲第１項に記載の方法。 ５ 前記撹拌流を導入する工程は鋳型に入る鋳造
   用溶融金属を複数の流れに分断することを特徴と
   する特許請求の範囲第４項に記載の方法。 ６ 前記撹拌流を導入する工程は鋳型に入る鋳造
   用溶融金属を複数の粒滴に分断することを特徴と
   する特許請求の範囲第４項に記載の方法。 ７ ニツケル基金属を溶融して溶融金属を作り、
   前記溶融金属の温度を、その実測融点の上の約20
   〓（約11.13℃）以内に低下させて鋳造用溶融金
   属を得、この鋳造用溶融金属を鋳型内に移し、前
   記鋳造用溶融金属内に撹拌流を導入し、内部が均
   一に且つ実質的に等軸晶のセル状の非デンドライ
   トの微小組織を有する製品を得る冷却速度で前記
   鋳造用溶融金属から熱を奪うことを特徴とする金
   属製品の鋳造方法。 ８ 前記鋳造用溶解金属内に撹拌を導入する工程
   は前記鋳型内に前記鋳造用溶融金属を移す前にな
   されていることを特徴とする特許請求の範囲第７
   項に記載の方法。 ９ 撹拌流を導入する方法は、前記鋳型内の鋳造
   用溶解金属を誘導撹拌することによりなされてい
   ることを特徴とする特許請求の範囲第７項に記載
   の方法。 １０ 前記撹拌流を導入する工程は、前記鋳型内
   の鋳造用溶融金属を機械的に撹拌することを特徴
   とする特許請求の範囲第７項に記載の方法。 １１ 鋳造用溶融金属の温度及び鋳型から熱を奪
   う速度は、ASTM3（平均粒径0.127mm）又はそれ
   により微細な均一セル状微小組織を有する金属製
   品を得るものであることを特徴とする特許請求の
   範囲第７項に記載の方法。 １２ 不活性ガス雰囲気下で金属を溶解して鋳造
   用溶解金属を作り、前記鋳造用溶融金属を静止状
   態に保持し、前記鋳造用溶融金属の温度をその実
   測融点より20〓（約11.13℃）高い温度以内の温
   度に低下させ、鋳型内に前記鋳造用溶融金属を移
   すと共に前記鋳型の入口の近傍で前記鋳造用溶融
   金属に撹拌流を導入し、前記鋳造用溶融金属の表
   面と体積との比を増加させ、凝固する前記鋳型内
   の鋳造用溶融金属の内部がASTM3（平均粒径
   0.127mm）又はこれにより微細な粒径を有する実
   質的に等軸晶のセル状デンドライト粒組織の製品
   を得る冷却速度で熱を奪うことを特徴とする金属
   製品の鋳造方法。 １３ 各工程を真空中で実施することを特徴とす
   る特許請求の範囲第１２項に記載の方法。 １４ 前記温度を低下させる工程の後に、前記鋳
   造用溶融金属の表面／体積比を鋳造用溶融金属を
   分断することにより増加させることを特徴とする
   特許請求の範囲第１２項に記載の方法。 １５ 前記金属は多相のニツケル基合金であるこ
   とを特徴とする特許請求の範囲第１２項に記載の
   方法。 １６ 前記製品は鋳造用のものであることを特徴
   とする特許請求の範囲第１２項に記載の方法。 １７ 前記製品はインゴツトであることを特徴と
   する特許請求の範囲第１２項に記載の方法。 １８ 前記製品は精密鋳造品であることを特徴と
   する特許請求の範囲第１２項に記載の方法。 １９ 前記金属を溶融し、この金属の温度を低下
   させて前記鋳造用溶融金属内の過加熱のほとんど
   を取り除き、前記鋳造用溶融金属を受ける鋳型を
   予め加熱し、前記鋳型内に前記鋳造用溶融金属を
   移し、前記鋳型内の鋳造用溶融金属を凝固させ
   て、実質的に等軸晶のセル状非デンドライト微小
   組織をその全域に亘つて有する製品を得るような
   冷却温度で前記鋳型内の鋳造用溶融金属から熱を
   奪うことを特徴とする金属製品を鋳造する方法。 ２０ 前記鋳型は金属で作られていることを特徴
   とする特許請求の範囲第１９項に記載の方法。 ２１ 前記金属鋳型の前記部分は、次順の押し出
   し工程のための変形可能なコンテナを有すること
   を特徴とする特許請求の範囲第２０項に記載の方
   法。 ２２ 前記鋳型はセラミツク材料で作られている
   ことを特徴とする特許請求の範囲第２０項に記載
   の方法。