JPS591650A - 金属合金製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は、金属鋳造に関し、特に鋳造操作中の金属の中
に微細分散された固体粒子の形成を促進する目的のため
の金属鋳造方法に関する。

英国特許第１４５１８９５号明細書において、溶融金属
を高度に不充分に冷却された滴の形態で基体上に噴霧し
てその金属が衝突のときに非常に高速度の冷却を受ける
ようにすることからなる方法によって、高含量の合金成
分を有する合金中に金属間化合物の微細分散を生成させ
ることは、既に知られている。そのような方法では、過
飽和固溶体に保持された微細分散金属間化合物または合
金成分を含む凝固された滴状物が？■られる。かかる滴
状物は次いで圧延操作によって圧粉加工して凝固帯状体
とされなければならない。しかしそのような操作は、噴
霧、多量の滴状物の捕集および噴霧滴状物の表面酸化被
膜の存在からもたらされる問題の次工程での克服、のそ
れぞれに含まれる実用上の問題故に、大量の合金の製造
のためには実用上限定された意義、重要性しかない。

最近、米国特許第４２７８６２−２号明細書において、
はぼ同年の溶融金属の流れ同志を混合室中で乱流条件下
に混合してから、金型中へ鋳込むことが提案された。こ
の方法の主要な特徴は、二つの液体流同志を、混合室中
で相互に混合する多数の小さい渦流が発生されるように
、高エネルギー条件下に互に衝突するようにして、イ詳
られる縦置合金の微細組織が初期合金流同志の混合の条
件に主として依存するようにさせなければならないこと
である。

以下に説明する本発明の方法において、合金中の金属間
化合物の形成および分散は、一方の溶融金属合金流を第
２の大量の低温の金属の流れによって迅速に冷却して、
その第２の金属流による第１の金属流の高冷却速度およ
び温度低減のために第１の（少量の）金蔵流内に金属間
化合物の極めて急速な析出をもたらすことによって主と
してなされる。

新規な方式によるベース金属マトリックス中に分散され
た固体金属間化合物粒子の生成は、多様な方面における
用途がある。それは実質上公知の製品を、一層便宜にま
たは改善された性質を与えるように、生産することにな
りうる。あるいは、それは従来商業的に受は容れられな
いような方法でのみ作ることができた製品の生産のため
に商業的に受は容れられる方法を、もたらすことができ
、または微細組織または組成の両方に関して実質的に新
規な合金の製造を可能としうる。

本発明は、溶融金属の高熱伝導性に依存するものであり
、７ｆ４融金属を用いてそれよりも高温の溶融合金の急
速冷却のための冷開として作用させて、金属マ）　ＩＪ
ツクス内に凝固された金属間化合物粒子または選定（目
的）相を生じさせる。その系では高い熱移動速度によっ
て、いずれの析出粒子または相も極めて微細な寸法とな
りうる。

本発明方法の最も広い態様の一つにおいて、本発明方法
は、小割合の相対的に高温の溶融合金と、その相対的高
温の溶融合金の液相温度よりも低温である大割合の相対
的に低温の溶融金属と、を混合してその相対的低温の金
属との接触により相対的高温の溶融合金から析出性の金
属間化合物粒子または選定（目的とする）相を析出させ
：その高温の合金を相対低温の金属中に分散させ；そし
てその混合物を冷却して、析出粒子または相の再溶解が
阻止されるように選定された時間内にその混合物を凝固
させる；ことからなる。

高温の合金の平衡液相は、混合位置における溶融物の温
度よりも高いので、合金は不充分に冷却された環境に直
ちに入り、そして凝固線に沿って；まれ合金の構成、受
けた冷却の度合、混合帯域における熱分布の変化および
系全体からの熱の退出によって定まる速度で凝固し始め
る。その合金と相対的に低温の金属とのいく分かの混合
が、高温の合金のこの初期凝固と同時にそして溶融物の
多量凝固の開始前に、不可避的に起こる。本発明の方法
の過程の初期の段階において生ずる予め凝固した相のい
く分かまたはすべての成長、変Ｂまたは再溶解も起こり
うる。合金構成、冷却温度および混合方式を制御するこ
とにより、予め凝固する相の種々の割合を最終微構造中
に保持することができる。

比較的高温の合金とそれよりも低温の金属との混合を実
施する際に、その高温の合金を低温金属と乱流条件下に
接触させて、熱移動を最大化すると、共に金属間化合物
粒子または凝固相を多量金属中へ可及的にホ速に分散す
るのを促進するようにできろ。

金属間化合物粒子または相の溶解速度が迅速であるとき
には、二つの金属流を層流条件にほぼ近い条件下で接触
させ、二つの金属流の間の界面に極めて大きな温度勾配
および溶質勾配を維持しその結果金属間化合物粒子が著
しく微細な形で析出されるようにするのが望ましいこと
がある。そのとき二つの金属流の完全混合は、全体凝固
の直前まで遅延される。そのようにすると、その微細金
属間化合物粒子は金属の全体中に完全分散した後に極め
て短時間だけ溶融大量金属と接触するので、極微細金属
間粒子の再溶解は極小化される。

無制限に混和しうるある液体の連続体上に衝突する自由
液体噴流について、その噴流の連続液体媒中への針入は
その噴流速度に依存することが周知である。

完全に消散することなく最大の針入を達成するには、層
流噴流と乱流噴流について別々の最適速度がある。

本発明の方法においては、衝突のときの噴流の崩解の様
式が、混合帯域における高温の合金供給物から低温の合
金への熱および溶質移動ならびに冷却の初期段階におけ
る高温の合金からの金属間化合物相の析出速度に重大な
影響を及ぼす。

低温の溶融金属中への微細金属間化合物相の時期尚早の
分散を最小化するためには、噴流釣人長さを最小化する
か、または高温の溶融合金の球状化を促進し、そして金
型中で充分な乱流が起こる位置まで成層流を維持するこ
とが望ましい。混合帯域の適切な設計によって層流方式
または乱流方式のいずれにおいても噴流針人長を最大化
できる。

慣用流れ可視化実験を採用することにより、ローングー
（溜）・ディップチューブ装置の形状寸法は、層Ｈ，ｆ
たけ乱流条件下での高温の合金流の析出粒子が長い滞留
時間にわたって保留され従って過度の再溶解または成長
がなされる可能性がある相対的に静止した帯域の形成を
防ぐようにすべきである。

一般には、高温の金属合金を、貯留炉中で好ましくは不
活性雰囲気下に、比較的高温に保持された小さい溶融体
から供給するのが望ましい。

若干の例では、電弧、プラズマガンまたは類似の手段に
より、所望組成の予備加工複合物を大量金属中へ俗かし
込むのが便宜であることが））る。

しかし、これは過度の酸化物を導入するおそれがあるの
で好ましい方法ではない。

高温の合金を、溶融Ａｌのような相対的に低温の大量金
属中へ導入するのに採用される方法が何であっても、そ
の大量金属は、その融点に接近した正常の相対的に低い
温度に維持されうる。

得られる混合物の主要部分をなす低温の方の溶融金属体
は、合金化された金属であっても、合金化されていない
金属であってもよい。高温の溶融合金は、低温の方の溶
融金属のベースと同じ金属に共通して基すき、あるいは
そのよりなば−ス金属を実質的な割合で含んで、低温の
金属と容易に混和するようにできる。

を）とんどの場合に、低温の方の溶融金属中へ導入され
る高温の溶融合金の量は、低温の方の溶融金属体（ボデ
ィ）の１〜２０％の量であ、るが、若干の場合には、そ
れはさらに大きな割合をなすこともあるけれども、一般
には高温の溶融合金の割合は、混合物の不適当な温度上
昇を避けるために可及的に低く保つ。高温の溶融合金は
、連続式または半連続式鋳造機へ向って流れている低温
の方の金属の流れの中に連続的に供給するのが普通であ
る。そして、混合物の温度が慣用操作と比較して金型へ
の供給と全体的凝固との間の時間間隔の可成り増大さす
結果をもたらさないようにすべきことが好ましい。

前述のように、高温の方の溶融合金の導入と溶融金属の
全体的凝固との間の時間は、予め凝固した相の再溶解を
避けるように設定される。はとんどすべての場合に、従
って、高温の方の浴融合金流は、鋳造金型への入口に非
常に接近した（あるいは金型の内側であることもある）
主たる金属流中へ導入して、二つの溶融金属流の接触と
溶融物（混合物）の全体的凝固との間の時間間隔を可及
的に短く保つようにする。

本発明を以下アルミニウムとアルミニウム合金とを引用
して例示する。しかし本発明の操作はその他の金属の合
金、例瞳−げ鉛基、錫基、亜鉛基、マグネシウム基、銅
基、ニッケル基および鉄基等の合金類の製造に適用しう
るものである。

多くの場合に、高温の方の溶融合金は、二元合金である
。Ａｌ基合金の場合に、典型的には高温の方の溶融合金
の液相温度は、低温の方の溶融金属（それはｋｌ金属で
あってもＡＩ金合金あってもよい）の温度よりも５０〜
５５０℃高くして、高温の方の溶融合金を１０２〜ｂ で急速冷却できるようにし、それと同時に高温の溶融合
金から熱を取り去って溶融金属の主要体の過度の加熱を
回避するようにする。従って、若干の場合には、溶融金
属の主要体を（高温の方の溶融合金との接触前に）、慣
用法において鋳造前に保持されるよりも低い温度に保持
する。事実、従来法では比較的高い保留炉温度を必要と
するある種の合金の製造において比較的低い保留温度の
使用を可能とすることは、本発明の一利点である。

本発明の技法を用いることにより、比較的少量体の高温
合金を用い−（、従前は多量の合金について高い保留温
度の使用を必要とした構成（組成）を、鋳造金型の位置
またはその近くに導入する。

低い保留温度の維持は必要熱量を低減させ、また酸化に
よる金属損失および汚染を少なくする。

アルミニウムおよびその他の非鉄金属合金の製造のため
に本発明の実用実施する場合に、高温の合金導入後の金
属は、慣用方式、例えば慣用り。

Ｃ，（直接チル）鋳造法により凝固させることができる
。鉄基合金の場合に、高温の方の金属原料は慣用の連続
式鋼鋳造機中へ供給するのが便宜である。

Ａ７合金の製造の場合に本発明方法は、初期の極めて多
数の微細な金属間化合物の析出が通常の鋳造技法による
凝固の過程における粗大な１次粒子の形成を完全にまた
はほとＡ、となくしてしまうという利点を有する。その
理由はそれらの無数の微細な金属間化合物が後でさらに
析出する金属間化合物のために核を形成するからである
。

低温の方の溶融金属中への高温の方の溶融合金の導入に
よって達成される極めて急速な冷却は、その初期冷却の
直後に金属の完全凝固が迅速になされる場合に微細組織
中に微かに分割された形態で保持されうる非平衡ないし
準安定相の形成をもたらし５る。この凝固相は一般に１
〜２０　ｐｍの範囲内である。

本発明方法は、鋳造金型へ回って流れる金属のの流れに
対して小割合の相対的に高温の金属を導入すること以外
は、インゴット鋳造法に基本的な変更を与えることなく
在来のインゴット２ハ造設備に適用できる。それは同柱
状押出インゴットおよび矩形断面圧延インゴットの両方
に適用することができ、そして丸る場合１（はインゴッ
ト鋳造法および鋳造製品の表面仕上げ状態に著しい効果
を示すことがある。

あるいは、本発明は、移Ｍ１する水冷基板またはベルト
上へ制御された量の混合物流（凝固相を含む）を注ぐこ
とにより、薄いり、Ｃ，（厚さ１ｏｃ１ｒＬ以下）イン
ピットまたは薄いスラブを製造するのに、特に適用でき
る。

本発明は直接チル鋳造により、下記の−またはそれ以上
の結果を得るための種々の態様の手段を与える： １、慣用結晶性リファイナーを添加せずに超微細結晶粒
（鋳造時）寸法、 ２、ハース金属、ｆｌｌえげアルミニウム中における新
規な金属間化合物分布、 ６、確立された商業組成の合金における新規なデンドラ
イト形態、 ４、　　Ｄ、Ｇ、鋳造条件下では通常凝固相を与えない
合金における凝固相。− これらの予備（前）凝固粒子は一般に１〜２０μｍの範
囲内にあり、凝集体（アグロメレート）の形態となるこ
ともある。

本発明方法をアルミニウムおよびアルミニウム合金に対
して応用する場合に、高温の原料合金は、９００〜１１
００℃の温度範囲内に比較的浅いスロープ（そして好ま
しくは７００〜９００°Ｃの範囲にさらに急なスロープ
）をもつ液相を有する二元合金溶融物であるのが典型的
であり、従って高割合の溶質元素を有する溶融Ａ１合金
が非常に高い温度を必要とせずに形成されるが、それが
低温のアルミニウムまたはアルミニウム合金の大割合と
接触されるとその溶質の主要部分がその合金から微細な
金属間化合物粒子として析出される。従っていくつかの
公知アルミニウム合金組成に少量存在するのか望ましい
ジルコニウムでは、若干の場合には１５％までのＺｒを
含む高温の原料合金を使用できることが証明されたけれ
ども、逆常は２〜５％のＺｒを含む合金にＺｒを導入す
るのが好ましい。

一般に、本発明は、アルミニウムと；第１ＶＡ族（Ｔｉ
　、ｚτ、Ｈｆ　）、Ｖ　Ａ　族（Ｖ、ＮＡ、Ｔ（Ｚ）
、■Ａ　族Ｃａｒ。

ＭＯ，Ｗ）の金属またはＭｒＬ、　Ｆｇ、　Ｃ（１，Ｎ
ｉ、　Ｃｕ、もしくは半金属（殊にＳｉ　　またはＧｇ
）のような遷移金属と：の二元の高温原料合金を用いて
、アルミニウムに応用できる。

二元の高温原料合金は、わずかに小割合のアルミニウム
を含む合金（例えばＣ１Ｌ７５〜９４０％−Ａｌ　２５
〜１０％）であってもよい。

その他の場合には、高温の原料合金は、アルミニウムを
含む三元またはそれ以上の多元合金であってもよい。例
銀ば、それは１０〜２５％のｋｌおよび１．５〜５％の
Ｚｒを含むＣｔＬ基合金であってもよい。

添付図には本発明を実用化するための種々の形の装置を
示している。

第１図では、金属は、開放端部を有する金型１よりなる
慣用直接チル連続式鋳造装置で鋳造される。金型１は最
初はストール型栓２で閉じられており、そのストールは
可変９制御された速度で引き下げられる。金型１は内部
冷媒室６を備え、その冷媒室内には連続的な水流が併給
入口４から通りスリット５を経て、ストール２に支持さ
れた引出（成長）インゴットの凝固表面上へ出る。

金属はディップチューブ８および浮弁８αを経てインゴ
ットの上端部にある溶融金属プール７へ連続的に供給さ
れる。ディップチューブ８は、保留炉から続いているロ
ーングー（簡）９から金属流を受けている。ここまでに
記載したタイプの慣用装置に４６いては、金型１中の溶
融金属の液面はディップチューブ８からの金属の流出を
制御する浮弁８ａによって実質上一定に維持される。従
ってディップチューブ８を通る金属の＃５緻は、鋳造の
開始時を除き、ストール２の低下速度により制御される
。

本発明の操作において、主な金属１０（例えば温度７０
０℃のアルミニウムまたはアルミニウム合金）は、金属
流１０の温度よりも実旬高い温度に液相を有する合金の
流れと接触される。

高温の合金の流れは、第１の装置では、ルツボ１１から
制御された流量で、ディップチューブ８０入口近くのロ
ーングー９内の主な金属流１０中へ導入される。従って
ディップチューブの上のローング一端部は急冷帯域１４
となり、そこで微細な金属間化合物粒子または凝固相が
相対的に高温の合金内に析出される。急冷帯域中では、
金属流−１０の温度は上昇し、そして高温の合金は熱交
換により迅速にほぼ同じ温度にされる。主な金属の流れ
は、帯域１４では比較的低速度で移動しており、この帯
域ではある程度成層流をなしているものと信じられる。

デイツプチューノ内の金属の流れは成層状態にあると信
じられるが浮弁８αの領域内で乱流条件下で充分に混合
されるようになる。

浮弁８αの領域中では、多ｔ＊属との混合のときの稀釈
の故に、析出金属間化合物粒子または凝固相は若干の場
合には準安定状態にあるに過ぎず、溶融金属中へ再溶解
し易い。しかし、それらが金属プール７中の凝固プロン
ト（前面）１６に到署すると凝固中の金属中へ迅速に導
入され、従って実質的に安定な状態とされる。

浮弁８αは、金属が凝固フロントに達する直前に、溶や
金属マトリックス内に微細な金属間化合物粒子を分散さ
せるための便宜な手段をなすことが明かであろう。浮弁
または類似の装置器具が金属流量制御のために設けられ
ていない場合には、攪拌機またはその他のか絆ませ貝を
同じ位置に設けるのが好ましい。

第１図の装置システムでは、主金属流１０への導入位置
に粘いて高温の合金温度の可成り精確な制御をな−にと
ができろ。ストール状台２の引き下げ速度によって左右
されろ主金属流１０の流量に、高温の合金の添加速度を
連動させろことは余り容易でない。

第２図の装置システムでは（この場合にも同じ慣用り、
　Ｃ，鋳造金型が採用されている）、高温の合金の添加
速度は第１図のものよりも一属容易に制御できる。第２
図において、所望の高温の合金の組成（しかし必ずしも
完全に合金化された均質状態にあることは要件でない）
の予備加工ロット９またはワイヤー２１が金属・不活性
ガス溶接ガン２２へ供給され、主金属流１００表面上へ
金属の連続流として落下する。溶融金属流１００表面の
ある程度の連間が溶接ガン２２からの不活性ガス（普通
はアルゴン）流によって与えられる。

第６図に示された別の態様においては、ルツボからの高
温の合金は中間ローングー６１へ、その中間ローングー
中に実質上一定の溶融合金頭（液面高さ）が保たれるよ
うに、供給される。次いでその高温の合金は排出管６２
内を通過して、流れ３３として金属流１０中へ落下する
。この排出管３２は高温の合金流６６の流量を計計する
作用をなす。この流量は高温の合金の粘度（従ってその
温度）に従属して変る。

第６図の装置システムでは、高温の合金を、溶融金属流
１０中へ層流ないし低乱流条件下に導入することが望ま
れることがある。そのような場合に管３２は溶融金属流
１０中へ漬っていてよい。

第４図に示した別の装置システムは、酸化物浮環を最終
鋳造インゴット中へ引き込む可能性を低減するように設
計されてい金。第４図ではローングー３１には蓋４１お
よび上層流堰４２が設けられ、酸化物浮環が側面ウェル
空隙４３の表面に集まり、そこから掻き寄せにより除去
されうる。管６２はシールド管４４によって取囲まれて
オｄす、そのシールド管４４は溶融金属流１ｏの表面よ
り下にまで漬かっており、不活性ガス（アルゴン）で満
たされ、管３２から自由落下する金属の表面および金属
流１０の上面上の衝突域中での酸化物の形成を防ぐよう
になっている。

そのようなアルゴン覆い管４４内のアルゴンの流量は、
合金流が排出管６２から出て来るときにその流れの周囲
表面での酸化物の形成を抑制すると共に、その流れの寸
法および方向安定性に影響を与えることが判明した。こ
の装置を用いて作られた鋳造物の金属写真検査によって
ｒβ化物柱状片は高温の原料合金の分散されなかった滴
状物としばしは結び付いていることが判明した。従って
、アルゴン流量は酸化物形成が有効に抑制される水準に
調節されるのが望ましい。

第５図は本発明方法を実施するための装置のさらに改善
された好ましい態様の線図である。

高温の合金は側面ウェル空隙４６中へ導入され、下層流
堰４２の下を流れ、フィルター５５を上向きに通り抜け
、蓋５２を有する容器５５内の空隙に入る。アルゴンは
入口５４から供給され、そしてアルゴンの遅い内向Ｎ流
が維持されて容器５３中の高温合金上に酸化物が実質上
生長しないようにする。合金は容器５３がら、保護アル
ゴンガス流用の＃１動導管４９αに取囲まれたセラミッ
ク輸送管４９を介して運ばれ、その輸送管４９内を流れ
る高温合金に対し必要なときには熱が電熱コイル５０に
よって供給される。高温の合金の温度は熱電対４８によ
って連続的に測定され、コイル５０による熱の供給は、
熱電対４８の位置で所望の温度を維持するように調節さ
れる。輸送管４９かもの金属はノズル箱４６を経て、ア
ルダン雰囲気が保持されたシールド４４内に配置された
ノズル４５へ送られる。ノズル４５はノズル箱から脱着
でき、別異の形状のノズルを必要とされる流量および噴
流速度に応じて採用できる。

溶融金属の主流の表面より上の位置で高温の合金の噴流
を放出するノズルを採用する代りに、その噴流ノズルは
溶融金属の主流の表面より下に溶融合金の噴流を放出す
る熱的に絶縁されたノズルであってもよい。このような
場合にはノズル内での金属の凝固を避ける注意をしなけ
ればならない。

本発明方法は、高温の合金原料としてアルミニウム・ジ
ルコニウム合金を添加することにより、小割合のジルコ
ニウムを含むアルミニウム合金の製造に特に応用されて
きた。多くの確立された合金組成は、小割合のジルコニ
ウムの添加を必要として：ｔ６つ、ジルコニウム元素の
添加は神々のアルミニウム合金の製造において出合う金
属学的問題を低減する助けとなると信じられる。通常の
技法で鋳造されるアルミニウム合金インゴットに有用に
配合されうる最大のＺｒ含量は、合金および結晶性精練
法に応じて０．２５〜０．４％のオーダーである。しか
し、一層高いＺｒ含量は有効な利点を与えうるという示
唆がある。Ｄ、　Ｃ，鋳造による高Ｚｒ含債のＡＪ金合
金商業的製造は、従来、望ましくない高い鋳造温度およ
び／または商業的鋳造機では容易に達成できない高い凝
固速度のい、ずれかによる困難があった。本発明によれ
ば、最終合金組成中へ実質的に多量のＺｒの配合が可能
となる。

種々の未発表研究において、我々は、小割合のＺｒの配
合が下記の分野で利点を有することを見出した： ＋ｉ＋　　７ｏｏｏ系の合金の鋳造中の熱割れ（凝固割
れ）の発生の低減。

（１１）長期間高温に付されたときのＡｌ−Ｍｎ　　合
金の軟化の低減。

（！！り　　Ａｌ−Ｆｇ−Ｍｎ共晶合金または近共晶合
金の鋳造における粗大−次粒子成長の抑制。

これらの三つの分野における少なくともいく分かの改善
は、Ｚｒの代りにまたはそれに加えて、ノζナジウムお
よびモリブデンのようなその他の遷移元素の添加によっ
ても達成され′うる。

アルミニウム合金の製造において、鋳造金属の結晶粒寸
法を小さく保持する結晶粒リファイナーとして作用する
ように少量のん１−Ｔｉ−Ｂ合金（ＴＬＢＯｙ）を添加
することは周知でキ）る。この合金は、極めて微細に分
割されそして凝固中のＡｌ結晶粒の成長のための核とし
て作用し、かくして大きな結晶粒成長を抑制する粒子を
含んでいる。しかし、若干の場合に２γ金含有金に対す
るＡｌ−Ｔｉ−Ｂの添加は、有効でない。

本発明の開発において、溶融Ａｌ−Ｚｒ合金がそのＡｌ
−Ｚｒ合金液相温度よりも低い温度の溶融Ａｌ　または
Ａ７合金に導入されると、Ｚｒ　ｌＪ″−０，０５％の
ような少ない甲”、しかしさらに好ましく（言０１１５
〜０．２５％の幹、１１４を内の場で存在するときには
、Ａｌ−Ｚｒ合金がアルミニウムのための（Ａ４−ＴＬ
−Ｂ合金よりもすぐれた）非常に効果的な結晶粒リファ
イナーとして作用することが判明した。最絆Ｚｒ誌度が
」二署己のオーダーであるべきｊ易合には、Ａ／または
Ａ１合金主流へ加えられる高温のＡ／合金原料は、１〜
１５％、好ましくは２〜５％のオーダーのＺｒ含量を有
する。

実施例１ ｋｌ−Ｚｎ−Ｍｊｉ−Ｇｕ、合金の一連の３０（１＋ｍ
Ｘ１２５朋のインゴットを、表１に挙げた結晶粒精練法
でり、　Ｃ，鋳造した。ＩＭＦ（高温の金属供給原料）
の条件（結晶粒精練のために用いられた場合）を表２に
示す。これらの合金のすべては、第１．３または４図に
示した装置を用いて高温保持ルツボ（表に示した温度）
から溶融Ａ７−Ｚｆ合金を供給することにより製造した
。

選定インゴットを、均質化し、圧延し、溶解熱処理し、
そしてエージング処理して、機械的性質のデータを得た
。各合金は、圧延方向に関しての長手方向（ＬＴ）およ
び艮い横方向（ＴＯ）の両方において試験した。１２．
７ｍｍ厚の板から得たデータを表６に示す。

これらの表１〜′５から、本発明のＨＭＦ法は、（低い
溶質含量を有するＡ組成合金において殊に）著しい結晶
粒精練効果を有することが判る。例えばインゴット６５
１とＧ３１３Ａとを比較すると、結晶粒寸法は１２９μ
ｍから６０μｍに減小されている。公称上同じ組成を有
しくただし２τを含まず）、ＴｉＢｏｒロッドの射入に
よって結晶粒精練されたインゴットＣ５５０は、１４０
μｍの結晶粒寸法を有する。

高溶質含量の合金（Ｂ−タイプ）については、Ｔｉ　の
不存在下にＺｒ含量を増加すると、固有結晶粒精練が増
大する。ＴｉＢｏｒの結晶粒精練に対するＺｒの周知の
有害効果も表１から判明する。高温の金属供給インゴッ
トについての結晶粒寸法は、Ｚｒ　の不存在でＴｉＢｏ
ｒで達成されるものよりも一般的に良好であり、そして
Ｚｒ　含有合金に＋６けるＴｉＢｏｒによる結晶粒精練
よりも著しく良好である。

表１には過剰量のＴｉＢｏｒを含み、その結晶粒寸法が
１００μｍである一つのインゴットも示されている。

合金の各々についてのＨＭＦ条件は表２に示されている
。

ＨＭＦから得られる結晶粒精練の改善に加えて、インゴ
ット凝固中の［ヘヤーライン熱間割れ］に対する高い抵
抗も得られる。表１はＺｒを含有するＢタイプ合金は、
ＴｉＢｏｒ結晶粒リファイナーが添加されると割れ易い
が、Ａｌ−Ｚｔ−合金での高温の金属の供給により結晶
粒精練される場合には割れの傾向を示さない。

表６から、強度データの比較によって本発明のＨＭＦ法
製品は慣用法で鋳造された同等物よりも著しく改善され
ていることが示される。事実、稀釈溶質タイプ八組成の
）ＩＭＦ法（本発明）製品は、タイプＢ（高溶質含量）
組成の慣用法鋳造品と同等に比肩しうる。伸び率も同様
に改善される。

表１　（注） 組成； Ａ＝４．７〜５．０％Ｚｎ、　１．６〜１．８％ＭＬ１
．４〜１、　１．６％Ｃμ。

残部のＡｌ十結晶粒リファイナー Ｂ＝５．９〜６．５％Ｚｎ、　２．２〜２．６％Ｍｇ、
　　１．５〜２．２％ＣＮＬ。

残部のＡｌ十結晶粒リファイナー Ｃ−割れ、 Ｕ、　Ｃ＝割れなし、 固有−意図的な結晶粒精練処理せず、 ＨＭＦ＝本発明により、高温の原料合金中のＺｒによる
結晶粒精練、 ＨＭＦ”；　ＨＭＦ条件については表２参照。

実施例２ 別の一連の実験では、主金属流は、それに合金成分を添
加してない工業用純粋アルミニウムであった。

ローングー（溜］内の金属湯度は約７１０℃であり、そ
れに対してＡＡ−１％ＺｒおよびＡＡ！−２％Ｚｒを０
．１５〜０．２％の範囲のＺｒ含量を与える量で約９８
０℃で、供給した。

この溶融物を、第１図に図示したような慣用り、Ｃ０＠
造用８インチ×２８インチ（２０３朋×７１１開）金型
で鋳造した。この際に慣用のＡｌ−ＴＬ−Ｂ結晶粒リフ
ァイナー合金（ＴｉＢＯｒ）　　は添加しなかったこと
を留意されたい。鋳造イツゴットは約１００μｍの結晶
粒寸法を有した。

本発明の方法は、通常冶金システムに課される熱力学的
および力学的抑制を克服するのに使用できる工場現場合
金法（鋳造金属に隣接した所での合金化法）である。要
するに本発明方法では、製品の最終組織および性質に効
果を及ぼすのに充分に長く準安定平衡で存在する微細複
合組織または一時的微細組織が得られる。

上記の例以外にも、本発明のＨＭＦ　（ホット・メタル
・フィード）法は、ＭｒＬが１．５％までの量で存在す
る高ｋｌ−Ｍｎ合金のような慣用合金の製造の際の表面
クラスター、−次金属間化合物生成、酸化物「付着」ま
たは割れに関連する諸問題を克服するのにも使用できる
。

そのような合金の製造においては、通常の７６０〜８０
０℃の保持温度におけるアルミニウム中のマンガンの溶
解速度が遅いので困離があることは周知である。１．５
％またはそれ以上のＭｎを含むＡ１合金を製造する際の
問題に対して本発明を応用する場合には、１０％または
それ以上のＭｎを含む少量のＡ１合金を高温（例えば１
０００℃）で、７１０℃付近の通常の鋳造温度で鋳造用
金型に向って流れている工業用純粋アルミニウムあるい
はＡ１合金の流れの中で射入する。この操作によれば、
粗大なマンガンアルミナイド類Ｍ　ｎＡＪ　４またはＭ
ルＡ１６の生成に関連する問題が回避される。

この操作では、比較的少量の金属のみを高温度に加熱す
れば足りる。

本発明の）（ＭＦ法は、結晶粒精練様相および改善され
た熱間割れ応答を生じさせることにより：あるいは非Ａ
Ｊ基の高温供給合金、または非常に多くの割合部分が合
金用添加物により形成されている合金の添加により；Ａ
１合金についての新規な組成範囲への移行の可能性を与
える。拡張された７０００系のＡ１合金は、ＡＪ　−Ｚ
ｎ−Ｍ９合金の主流に対してＣＬＬ（７５〜９０％）−
Ａｌ（２５〜１０％）供給用合金を添加することにより
作ることができ、あるいはこの供給用合金にはその他の
遷移金属が含まれていてもよい。上記組成範囲内のＧｕ
−Ａｌｊ合金の液相温度は９００〜１０５０℃の間にあ
り、供給用合金はその液相温度よりも約５０℃高い温度
で供給されるのが好ましい。

我々は銅基合金をアルミニウム中へ入れて急冷すること
により、そのときに予め凝固される富銅金属間化合物相
を、ＣｔＬ−ＡＪ　　相状態図のアルミニウムに富む側
の平均組成を有する最終微細組織中に紐持しうろことを
発見した。研究室実験においては溶融ａｔＬ−Ａｌの流
れを、円柱状のアルミニウム浴中へ供給し、そのアルミ
ニウム浴からは熱が既に除去され゛りつあり、そしてそ
の中には凝固フロント（前進面）が制御された水冷によ
って既に良く確立されていた。このようにすることによ
り連続鋳造用金型へ向って流れるアルミニウムへの高温
の溶融合金の供給をシミュレート（模擬）した。混合の
最も初期段階で生成される富銅合金の微細滴状物は、Ａ
ｌ浴中の固体デンドライト前進面（フロント）と潜熱を
交換することができ、かくして極めて迅速に固化した。

この反応中に形成される相は、その系からの熱抽出を最
高に保持することにより残部の液体中に可及的に迅速に
固化される。存在する相の定性分析により、α−アルミ
ニウムおよびα−Ｇ”ＡＪｚ共品物以外にも、８０〜９
０％までの銅を含む富銅金属間化合物が可成りの割合存
在することが示された。この相はセルおよび結晶粒境界
に主として分布されているが、α−アルミニウムプント
９ライトセル中にも分布されている。広い凝固範囲の合
金系の製造におけるこの経路の利点は、溶融物をいくつ
かの部分に分割することにより、ある種の溶質（例えば
、７０００系アルミニウム合金におけるＣｕ、）が、凝
固中に起こる通常の微細偏析鍋程において役割を演する
のが多かれ少なかれ妨げられることである。このように
して、合金凝固範囲および／′＋たは（例えば低や点共
品物）の容積割合を変えることかでき、かく１〜てその
合金系の鋳造性および熱処理応答の両者に影響効果を与
えうる。例瞳−げ超高強度Ａ１合金の鋳造においてＧｔ
ｂが主たる問題であるが、その理由はＧｕがＺｎおよび
Ｍ９と共に低融点共晶物を形成するときに熱間害１１れ
を促進するからである。その銅の別の形態で束縛するこ
とにより、その問題が生じないようＶなり、そしてその
合金の凝固範囲が削沖されるようになり、かくして割れ
が少なくなるであろう。均質化熱処理がこれらの富Ｃ払
相を後で変態させろために、用いられうる。

別の一例では、ローングー中の主流金属は７００℃の温
度の、例えは１６％のＦｅおよび０．６％のＭｎを含む
半共晶Ａｌ−Ｆｇ　−Ｍｎ　合金である。この合金中へ
、Ｆｇ金含有例えば１０％Ｆｇ）の高幅の金属供給物ｋ
ｌ−Ｆａ　合金を、七〇液相醜度を９００℃以上の温度
にまで上昇させる量で供給した。例示のＡｌ−１０％Ｆ
ｅ合金（９５０℃の温度）を、Ｆｇ含惜を２％まで上昇
させて合金の（］’ｉ’ｇ＋ＭｒＬ）含量を半共晶濃度
にまで増加させる約１〜２０部の量で導入した。鋳造さ
れたままの組織を検査したところ、大きな１次粒子、Ｆ
ｇＭｒｚＡｌまたはＦｇＡら粒子、かないことが示され
た。その代りに、多量マトリックス中に存在する共晶粒
子と比肩しうる寸法で、アルミニウムセル内に追加Ｆｅ
Ａｌ６　　粒子が分散されていた。

本発明方法では、慣用組成であるが別異の微細組織であ
るとと、Ｄ、　Ｇ、法やその仙の商業的鋳造法で従来商
業的に製造されたことがない全く異なる組成系であるこ
と、により新規であると考えられる新規な合金が製造さ
れろ。

本発明のＨＭＦ法を応用して、改変デンドライト組織を
持つ公知合金を製造する一例として、ＡＡ２０２４合金
（３，８〜４．９％Ｃｕ、［３，３〜０．９％Ｍｒｃ、
１．２〜１．８％Ｍｇ）　　にＡ７−５％Ｚｒを１１５
０℃で供給したところ、新規なデンドライトおよび２次
相形態が得られた。溶融炉で添加された０、４％Ｚｒを
含むこの合金をり、　Ｃ，鋳造法で直径１７８朋のイン
ゴットをしたときに、その鋳造された合金中には四角形
Ｚ　ｒ　Ａ　ｌ　３　の大きな板状物の形成があった。

その他の組成のＡｌ−Ｚｒ合金は、最終製品中に０．２
〜０．５％のＺｒを与える墳で使用で鎗る。

本発明のＩＭＦ方法のここでの応用は、例えば熱処理性
、または熱間変形および再結晶挙動に関し、新規なプン
ト９ライト形態およびそれによる２次相分布を生じさせ
ることである。

アルミニウムおよびその合金は基本的に低温材料であり
、歴史的にはほとんどすべての溶融および鋳造プラント
技術は、約８００℃の最高加工温度に関して設計されて
いる。さらに高度に合金化された材料の需要が、さらに
高い温度安定性における興味と共に増大するにつれて、
アルミニウム合金についてさらに高い鋳造温度や別の加
工ルートの必要性が増大している。

溶融および保持（貯溜）に関する問題と同様に、アルミ
ニウム合金の直接チル（、Ｄ、　Ｃ，）鋳造中に得られ
る比較的低い冷却速度は、望ましくない金属間化合物、
粗大２次構成粒子または粗大不純物相粒子を形成Ｃ特に
、大きなインピットにおいて）させることなく鋳造でき
る組成に重大な制限を与える。ｌ’ｊｔ霧鋳造および中
板冷却のようにさらに大きな凝固速度を与え、また金属
間化合物粒子の核化および成長を抑制する手段としてし
ばしば主張されてきた諸方法は、押出製品や圧延製品の
製造のために直ちに使用しうる形態で大量の材料を製造
しうろことがまだ見出されていない。

本発明のＨＭＦ法における二工程凝固反応１・１、Ｚｒ
、　Ｎｈ、　Ｗ、　　Ｏｒ、　　Ｍｏ　　およびその他
ノ高閘点金属のような元素を上記の諸問題なくＡｌと合
せることができるようにする。そのような元素は、溶融
Ａｌ中に容易に再溶解しない非常に安定なアルミナイド
を形成する。

金属間化合物粒子の寸法は所期の小滴寸法を変えること
により、金属間化合物粒子が固体中に導入されろ前の液
体アルミニウム中の金属間化合物粒子の添加組成、温度
および滞留時間を制御することにより、変えろことがで
きる。

実施例６ 永久金型を用いそして本発明のＨＭ　Ｆ’法を模擬する
研究室規模の試験から、高純度アルミニウム基溶融物に
対して、Ａｌ−０ｒ、　Ａｌ−Ｔｔ、　ｋｌ−Ｚｒ、Ａ
ｌ−Ｎｈ、およびＡｌ−Ｆｓ　を高温金属として添加す
ることにより、可成りの結晶粒精練が達成されることが
判明した。実験は、高温の金属を小さなルツボから、大
きな第２のルツボ中のアルミニウム溶融物へ注ぎ込み、
次いでその混合物を底の孔から２．５（ＭＬＸ　１０Ｃ
ＩｎＸ　１５ｃ１ｒＬの寸法のＧｕ製冷却金型中に直ち
に放出した。結果を表４に示しである。

すべての高温の供給金属の合金は、それらの慣用法鋳造
対応物よりも細かい結晶粒寸法を有し、そしてすべては
良品質ＴｉＢｏｒ　　リファイナーと同じ位い絹かいか
それよりも細かいことが判る。高純度ＡＩ！（結晶粒精
練してない）も表４の「その２」に比較のため示されて
いる。

上記回分式装置で達成された冷却速度は１０３℃／秒の
オーダーで、第１〜５図の装置による連続鋳造で達成さ
れるものと同様であると推定される。

別の滞留時間試験で得られる結果は、そのときに前に凝
固されるｚｒ−Ａ１３粒子が約２分間にわたり核として
有効に存在することを示しており、その有効時間は本発
明のＨＭＦ法を用いてり、Ｇ、＠進法により大きなイン
ゴットの鋳造のために適切である。

実施例４ 実施例乙に記載の研究室装置を用いて、表５に示した一
連の二元Ａｌ！合金を製造した。これらの結果は、表示
した組成範囲の少なくとも一部にわたって、本発明のＨ
ＭＦ法により、表示合金成分の添加の実用性を示してい
る。

我々は、アルミニウムマトリックス中に金属間化合物粒
子の新規な分布および若干の場合には高度な過飽和領域
を生じさせうろことを、発見した。

製品の全体的均質性は、初期冷却が起こった後の小滴破
壊の効率により決定できる。金属間化合物粒子の寸法は
初期小滴寸法（冷却速度）を変えることにより、および
組成、温度、滞留時間を制御することにより、変えるこ
とができろ。表に示した原料組成、および２〜３０秒の
間で変わる滞留時間（高錦の合金供給物導入と凝固との
間の時間間隔）を用いて、合金元素に応じて三つの寸法
範囲の金属間化合物粒子を得た。

表５の元素な、粒子の形成容易性、または過飽和固溶体
形成容易性に関して評価することができる。そノ順序は
、Ｎｈ、　Ｍｏ、　Ｚｒ、　Ｏｒ、Ｗである。

粒子を一層容易に形成し易いこれらの元素（Ｎｂ、　Ｍ
Ｏ，（Ｚｒ）〕については、慣用チル鋳造法におけろよ
りも低い組成でアルミナイドの微細分散を形成す／）こ
とも可能である。

本発明は高温の金属供給用合金として二元合金を使用す
ることに限定されない。例えば、特別の相を形成したい
場合や、所望の金属間相の形成を改変することが判って
いる追加の溶質成分を含むものの場合には、三元または
それ以上の多元合金を用いることができる。例えば、研
究室チル鋳造試験から、Ｚｎ、ＣｕまたはＭｇのような
その他の溶質の存在はＡ／−Ｚｒ合金中のＺ　ｒ　Ａ　
Ｊ　３　結晶の形成を改変し、抑制しまたは安定化する
ことが判明した。従って、所望のＺｆＡ／３　分布に応
じて、第６の溶質元素全部または一部を高温の供給用合
金を介して添加するのが望ましいことがある。

例えば、すべての第６溶質を高温の金、属供給用合金を
介して添加した三元合金を作った。それぞれの場合に、
２１Ａｌ　　の分布は単純なＡ７−Ｚｒ供給原料を用い
て得られたものと異なることが判明した。これらの合金
を表６にまとめて示す。

さらに別の例は、ＺｒＡ／３　分布を高温供給原料中の
ＣＷの存在により改変できる７０００系合金の製造であ
る。迦剰のＺ　ｒＡ　ｌ　３（平衡）結晶の成長を制限
しつつも適当な結晶粒精練を維持するのが望ましい。こ
れは、ＡＪ−３９，５％Ｃｗ　−３％ＺｒないしＡ／−
１３％Ｃｕ、−１％Ｚｒの範囲の三元合金を高温の供給
原料として用いることにより達成でき、ここで極端な場
合にはすべての銅かその高温供給原料を介して添加され
るが、銅の一部のみをその高温の原料を介して添加する
こともできる。

最終製品がＺｒおよびＯｒの両者を含む７０００系の製
品の製造を行う別の例においては、その合金のＺｒおよ
びＯｒ含量は高温の供給合金に配合される。若干の例に
おいては、Ｚｒ以外にＣｔＬをも含む高幅の供給合金中
へクロムを配合するのが望ましいことがある。

ＡＩまたはＡ１合金に対し添加するための高温供給用の
三元（またはそれ以上の多元）合金はアルミニウム基で
あってよく；あるいは最終合金中に高割合の第６溶質が
必要とされる場合、または特殊な金属間化合物相の高容
積が必要とされる場合には、高湿供給用合金は小割合の
みのアルミニウムを含むだけでよく、若干の場合にはア
ルミニウムを全く含まなくてもよ℃≧。。

例えば、本発明方法を用いて、アルミニウムおよびジル
コニウムを含む富銅合金の高？／Ｊ供給物を用いて極め
て微細な結晶寸法をもつＡ／−ＣＬＬ−Ｚｒ合金を製造
できることが判明した。得られた結晶粒寸法を表７に示
す。このタイプの合金は慣用法で鋳造しうろが、通常は
非常に高い鋳造温度を必要とする。本発明方法は、慣用
の鋳造法ルートで必要とされたよりも著しく低いＺｒ含
量で做細な均一結晶粒寸法を祠る可能性を与える。

【図面の簡単な説明】 第１図は本発明の実施のために使用する連続式直接チル
鋳造装置の一例の断面図。 第２図は第１図の装置のための溜設備の一変形の断面図
。 第６図は別の溜設備の一例の断面図。 第４図はさらに別の溜設備の一例の断面図。 第５図は不活性ガスの罹いの下での金型への高温の合金
供給のための高温パイプおよびノズル配置の断面図。 特許出願人　　アルカン・インターナショナル・リミテ
ッド 代理人　弁理士湯浅恭三 （外４名）

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 （１）　　小割合の相対的に高温の溶融合金と、その相
   対的高温の溶融合金の液相温度よりも低温である大割合
   の相対的に低温の溶融金属と、を混合してその相対的低
   温の金属との接触により相対的高温の溶融合金から析出
   性の金属間化合物粒子または選定相を析出させ；その高
   温の合金を相対的低温の金属中に分散させ；そしてその
   混合物を冷却して、析出粒子または相の再溶解が阻止さ
   れるように選定された時間内にその混合物を凝固させる
   ：ことからなる金属合金の製造方法。 （２）第１の位置において高温の溶融合金の流れを相対
   的に速く動く噴流の形で低温の溶融金属の相対的に遅く
   動く流れの中に導入し、そして第２の近接位１ｄでその
   併合流を連続的に凝固させる特許請求の範囲第１項に記
   載の方法。 （３）併合した金属流を第１位置および第２位置の間の
   位置で乱流混合させる特許請求の範囲第２項に１載の方
   法。 （４）　　連続鋳造金型中への溶融金属の流動を制御す
   る弁で併合金属流を乱流混合させる特許請求の範囲第６
   項に記載の方法。 （５）高温の溶融合金を、低温の溶融金属流の表面より
   上に配置したノズルからの噴流として出し、そしてその
   自由落下噴流の周囲に不活性ガスの保護おおいを与える
   特許請求の範囲第２項に記載の方法。 （６）高温の溶融合金を低温の溶融金属の１〜２０％の
   量で供給する特許請求の範囲第１項に記載の方法。 （力　高温の溶融合金が低温の溶融金属の基本金属を高
   割合で含む特許請求の範囲第１項に記載の方法。 （８）高温の溶融合金がアルミニウム基合金であり、低
   温の溶融金属がアルミニウムまたはアルミニウム基合金
   である特許請求の範囲第７項に記載の方法。 （９）高温の溶融合金がＭｎ、　Ｆｇ、　Ｇｏ、　Ｎｉ
   、　Ｇｕ。 Ｔｉ、　Ｚｒ、　Ｈｆ、　Ｖ、　Ｔａ、　Ｏｒ、　Ｍｏ
   、　Ｎｈ、　Ｗ、　Ｆ３ｉ。 Ｇｅ　からなる群から選択される少なくとも１つの元素
   を含むＡ７合金である特許請求の範囲第７項に記載の方
   法。 ００）高温の浴融合金が１〜１５％のｚｒを含む特許請
   求の範囲第７項に記載の方法。 ０１）高温の溶融合金が２〜５％のＺｒを含む特許請求
   の範囲第７項にＲ己載の方法。 ０３　　高温の溶融合金が二元Ａ１合金である特許請求
   の範囲第９項に記載の方法。 （＋３）　　高温の溶融合金をＡＡ！−Ｚｒ二元合金の
   形で、最終製品中に０．０５〜０．２５％のＺｒ　を与
   えるのに足る量で低温の溶融金属中へ導入する特許請求
   の範囲第１０項に記載の方法。 Ｏａ　　高温の溶融合金が少なくとも１ｏ％のＭｎを含
   むＡｌ−Ｍｎ合金であり、そしてこれを最終製品中に少
   ｉｒ　くとも１．５％のＭｎを与える量で、低温の溶融
   Ａｌ基金属塊中へ導入する特許請求の範囲第６項にｉ［
   ）載の方法。 であり、高温の溶融合金が液相温度を９００’Ｃ以上に
   上昇させるに足るＦｇ　　含量を有するＡｌ１−Ｆｔ金
   合金あり、そしてＡｌ−Ｆ、ｇ　’−ｕｎ合金のＦｇ　
   含量を少なくとも２％にまで上昇させるに足る量で高温
   の合金を添加する特許請求の範囲第６項に記載の方法。 Ｏｅ　　相対的に低温の溶融金属が３．８〜４．９％の
   Ｇｕ、　　Ｑ、３〜０．９％のＭｎ、１．２〜１．８％
   のＭｇを含むＡＩ金合金あり、そして高温の溶融合金が
   １〜１５％のＺｒを含むＡ１合金であって、最終製品中
   に０．２〜０．５％のＺｒを与える量で供給される特許
   請求の範囲第６項に記載の方法。 ０７）最終製品がＡＪ−Ｚｎ−ＭＣ／−Ｃｕ合金で、あ
   り；高温の金属合金が１６〜６９５％のＧｕおよび１〜
   ６％のＺｒを含む三元ＡＩ金合金あって最終製品のすべ
   てのｚｒＬおよびＭｇ含量を含む低温の溶融金属塊中へ
   導入され：低温の金属が０１Ｌを全く含まないか、目的
   最終製品の全Ｏｕ量以下の０１Ｌを含み；高温のｋｌ−
   Ｇｕ−Ｚｒ　　合金がＧｕ含量をその目的最終水準にま
   で上昇させるに足る皿で供給される：特許請求の範囲第
   ６項に記載の方法。 ＯＦＱ　　高温の溶融合金が１０〜３０％のＡＪを含む
   銅基合金であることを特徴とするアルミニウム合金製造
   のための特許請求の範囲第１項に記載の方法。