JPS62187563A - 金属製品の鋳造方法 - 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】 ［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］ 初期の鍛造用超合金は通常のインゴット及び熱間加工技
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ッ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
すます困難になってきた。

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
れて大きくなっている。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、鍛造作業にうまく対
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った。

更にその様な微細粒の材料例えばＡＳＴＭＩＯ〜１２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
ッ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ィを含む。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ってしまう。従って、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
。精密鋳造は通常量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。従って通常鋳型の内側表面に核を使用す
ることにより鋳塊の粒径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ｉた場合゛１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、ＵＳＰ３．８４７．２
０５号、３，９２０゜０６２号及び４，２６１．４１２
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、超合金のユーザにとって見れば、あまり熱意を持
２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、レオキャスティングのように、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、セラミックスのかい又は撹拌器がインゴッ
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
性の減少がレオキャスティ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、ＵＳＰ３，６６２゜８１０号に記
載されたように、融液の種を含む。

この関連技術がＵＳＰ３．６６９，１８０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
によっ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、重要な問題となってい
る。

鋳塊の鋳型又は精密鋳造のシェ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、鍛造作業の前に、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、鍛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、この鋳塊を鍛造
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ィ
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ィも
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、溶融金属の渇痩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Ｎｌ＆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２０６
Ｆ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連山により
、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。

白抛年分＃肴誓を噂士硼埼１１七蝉〒１−嘲嚇−１４の
１− 鴬／才 Ｃｒ　　　　Ｃｏ　　　　Ｍｏ　　　Ｗ　　　　Ｔａ　
　　　ＣｂＲｅｎｅ９５　　　　１４　　　Ｂ　　　　
３．５　　３．５　　−　　３．５ＭＥＲＬ７６　　　
　１２．４　１８．５　３＋２　　−　　　−　　１．
４ＣＩＯＩ　　　　　　　１２．４　９　　　１．９　
　３．８　　３．９　　−ＩＮ７１８　　　　　１９　
　　−　　３　　　−　　　−　　５．１Ｍ八へＭ２４
７　　　　　　Ｂ、５　　　１０　　　０．７５１０　
　　３　　　　　−ＩＮ７１３Ｃ１３−４，５−−２ ０７２０１８，２１４，８３，１１，２−−ＡＳＴＭＦ
７５　　　　２８　　　　Ｂａｌ　　　６　　　　−　
　　−　　　−１７−４ＰＩ（”　　　　１６　　　−
　　　−　　　−　　　−　　０．２５Ｃｕｓｔｏｍ　
４５０★＊　　１４．１３　　−　　０．８　　−　　
　−　　０．４３１６ステシレス　　　１７　　　−　
　２＋５’　　　−−、−ＡＩ　　　Ｔｉ　　　ＣＢ　
　　　Ｚｒ　　　Ｈｆ　　　Ｆｅ　　　Ｍ３．５　　２
．５　０．０４　０．０１　０．０５　−　　　−　　
　Ｂａ１５　　　４．３　０．０２　０．０２　０．０
５　０．４　　−　　　Ｂａ１３．４　４．１　　０．
１２　０．０２　０．０５　１　　　−　　　Ｂａ１Ｏ
，５０，９０，０４０，０１０，０５−１８，５Ｂａ１
５．５　１　　　０．１５　０．０１　　Ｑ、０５　１
．５　　−　　　Ｂａ１６　　　０、Ｅ］　　０．１２
　０．０１　０．０５　−　　　−　　　Ｂａ１２．４
Ｂ　　４．９９　０．０４　０．０３　０．０３　−　
　　０．３９８ａｌ−−０，２５−＋　　　　　＋　　
　　　−−一−０，０３−−−Ｂａｌ　　　４ −　　　−　　０．０３　　−　　　−　　　−　　　
Ｂａ１　　６．５−　　　−　　０．０４　　−　　　
−　　　−　　　Ｂａｌ　　　１２葦金、１ゴ　噌ど肩
２　グイ 木３　Ｚ、　ｆ）蛎３．４　ｔ・ 劣ネ１．７Ｓｌｙ　Ｃ−、、ｔ４す・ 、ｒｌｔｎ、ツー 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った。この問題は、上
述のマルテンサイトステンレス鋼、つまり、１７−４Ｐ
Ｈ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（Ｔ１
１）ｅ）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。２
０５０°Ｆ以下に急速に冷却する必要がある。ＴＮ７１
８のような合金を除いて、ニッケル合金は、同相ｓ１以
下の約２１５０°Ｆま１’−ｆ−’シｌノ、ｌＬ− でＲ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のステップは、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
。融液に乱流があり、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、別個のサスベクタ
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特別の配慮が必要である。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、次順のチャージが
溶解される前に、凝固した材料の皮が再溶解されるか、
又は他の合金チャ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−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、鋳造チャ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５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、ティー
ポット型のルツボを使用して、チャ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を取除
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ィスクは、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
チャ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ってしまう。溶
融金属を静止状態に保持するために、通常グラファイト
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、はとんどの合金において、金属の実測融点より
も２０’　Ｆ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インチの断面寸法を有する鋳造ビレットにおいて
、ビレットの底から、１／２インチ及び５インチの２位
置における断面を示す。鋳型に接触するビレットの部分
（特に、底から１／２インチの断面）の近傍には微細粒
が存在するが、ビレットの大部分は、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°Ｆ低く実測融点より
２５°Ｆ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’　Ｆ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筋セル状（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、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’　Ｆ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
Ｏ乃至２０’　Ｆ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、特定の材料について鋳造温
度を決定することができる。従って、０乃至２０′Ｆ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’　Ｆ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。セラミッ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ャージに
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、各チャージにつ
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、熱入間
を減じることにより、達成される。融液の上表面は側面
及び底面よりも急速に熱を失□う。なぜなら、後者は低
伝導度のセラミッ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。フィ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ャ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
熱がルツボ及びチャージに対する熱の大量を増加させる
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ｌ１Ｊｌａ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攪拌が導入される。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ックス材料であるが、
鋳塊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塊を取
り囲むジャケットとなるという点で有利である。

混合物に付加される攪拌は、種々のことなる々法でなさ
れる。混合物が鋳型内にあるときに、溶融金属中に攪拌
を導入しても良い。これは電磁攪拌により達成すること
ができる。攪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が器のコア又は攪
拌器を使用することし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
により熱を抽出する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
で抽出されて凝固する。この熱の抽出速度は製品におい
て実質的に等軸筋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抽出して微細粒及びセル状組織を
保持し、ポロシティ及び偏析の増加傾向を最小にするこ
とがますます重要になってくる。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ｌ相織、特に、ＡＳＴ’Ｍ粒径が約３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、鋳塊中にポロシティが残
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
ポロシティ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。ポロシティの除去に熱間ブ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用は巣及びポロシ
ティを防止するように設計する必要がある。中心ポロシ
ティ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ィ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、Ｃ１０１，１Ｎ７１３Ｃ
及びｌＮ７１８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インチ直径の鋼製
鋳型を２５０’　Ｆに予め加熱し、従来の真空誘導炉の
下方のチャンバに装入した。鋳造すべき合金は情報のチ
ャンバ内で５μｍ以下の真空かで、その溶解すべき合金
チャージの融点より５０’　Ｆ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Ｏ乃至２０’　Ｆ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°Ｆ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ィの形成が防止され、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ｌＮ７１３
Ｇを、２１９０°Ｆ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
ｌＮ７１８は２０５０’　Ｆ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。

Ｘｌ」［と Ｒｅｎｅ９５及びＭＦＲＬ７６を３インチ直径の鋳塊に
鋳造した。鋳造方法は鋼製の鋳型をセラミックスの鋳型
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°Ｆ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った。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。

えｉ１夫 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、Ｒｅｎｅ、　９５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ャケットになるように選択した
。押し出しの後、製品はＡＳＴ、Ｍｌｏ−１１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ックス製絶縁カ
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°Ｆ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ィスク内
に捕捉され、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。、方向性凝固のために通常使用される
真空＝を、単一真空チャンバ内に適用可能の２個の誘要
加熱゛源を含むので使用した。上方の加熱炉は、ｉ造さ
れる鋳塊の大きさにより、１５０乃至３０　ｏ余゛ンド
の金属チャージを溶解するために使用した。下方の誘導
加熱源ｉ、サセプタ及び酸注入ルツボを使用する。ルツ
ボは、上〃の炉から溶融したチャージを受け、溶融金属
の温度を実測融点の６乃至２０”Ｆ高い温度に調節した
。１０分藺程ｉしたに取り外し、金属を２５０°Ｆに予
め加熱、　Ｌ　ｊ：　、５インチ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酸注入型ルツボに起因す
るセラミッ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、ルツボが酸注入型であ
るために、鋳型に最後に入り、鋳型の上端のくびれ部の
上方に倉、有される。金属Ｉｌｌ学的な実験により、こ
の方法を使南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った。こ（１，、：：：二：ｃＯｌ
、Ｒ’ｅ、７７、’　？５及びＭＥＲＬ７６Ｘ舊」１Σ 電子ビーム溶解技術により予め精錬された０１０１の３
５０ポンドチヤージを、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攪拌を
与えた。攪拌を与える゛た峠に、その上端に注入カップ
を取り付けた鋼製チューブ及び６０°Ｆ増分、で位置す
る１／２イシチ直径の鋼製ロッドをチューブの壁に溶接
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である。なお、攪拌を導入しない鋳塊の
粒径は約ＡＳＴＭ２．５である。

火ｆｆｉ 電子ビーム溶解により予め精錬されたＣ１０１の４００
ポンド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、１
０°Ｆ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Ｎｔ−Ｃｒ合金（Ｃ１０１）鋳塊の実測融点よ
り３０°Ｆ高い温度に関する２組織写真、第２図はｌ’
ｔＪｉ−Ｃｒ合金（Ｃ１０１）鋳塊の実測融点より２５
°Ｆ高い温度に関する２組織写真、第３図はＮｔ−Ｃｒ
合金（Ｃ１０１）鋳塊の実測融点より２０’　Ｆ高い温
度に関する２組織写真である。

Claims (22)

【特許請求の範囲】
1. （１）金属を溶解し、この溶融金属の温度を低下させて
   溶融金属中の過加熱部分を実質的に取り除き、この溶融
   金属を鋳型内に移し、前記鋳型内でこの溶融金属から所
   定の速度で熱を抽出して溶融金属を凝固させ、この溶融
   金属から熱を抽出する速度はこの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こと
   を特徴とする金属製品の鋳造方法。
2. （２）前記溶融金属をその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. （３）前記溶融金属の上方部分を凝固させて不純物をそ
   の中に閉じこ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. （４）前記鋳型内の前記溶融金属に攪拌流を導入する工
   程を有することを特徴とする特許請求の範囲の第１項に
   記載の方法
5. （５）前記攪拌流を導入する工程は鋳型に入る溶融金属
   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. （６）前記攪拌流を導入する工程は鋳型に入る溶融金属
   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４項に記載の方法。
7. （７）ニッケル基金属を溶解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°Ｆ以内
   に低下させて溶融鋳造金属を得、この溶融鋳造金属を鋳
   型内に移し、前記溶融鋳造金属内に攪拌流を導入し、前
   記溶融鋳造金属から熱を所定の速度で抽出し、この速度
   はこの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ことを特徴とする金属製品の鋳
   造方法。
8. （８）前記溶融鋳造金属内に攪拌流を導入する工程は前
   記鋳型内に前記鋳造溶融金属を移す前になされることを
   特徴とする特許請求の範囲第７項に記載の方法。
9. （９）攪拌流を導入する方法は、前記鋳型内の溶融鋳造
   金属を誘導攪拌することによりなされることを特徴とす
   る特許請求の範囲第７項に記載の方法。
10. （１０）前記攪拌流を導入する工程は、前記鋳型内の溶
    融鋳造金属を機械的に攪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. （１１）溶融鋳造金属の温度及び鋳型から熱を抽出する
    速度は、ＡＳＴＭ３又はそれ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. （１２）不活性ガス雰囲気下で金属を溶解して溶融金属
    を作り、前記溶融金属を静止状態に保持し、前記溶融金
    属の温度をその実測融点より２０°Ｆ高い温度以内の温
    度に低下させ、鋳型内に前記溶融金属を移すと共に前記
    鋳型の入口の近傍で前記溶融金属に攪拌流を導入し、前
    記溶融金属の表面と体積との比を増加させ、前記鋳型内
    の溶融金属から所定の速度で熱を抽出してこの溶融金属
    を凝固させて製品を得、この熱を抽出する速度はその内
    部がＡＳＴＭ３又はこれ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を得るのに十分な
    速度であることを特徴とする金属製品の鋳造方法。
13. （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. （１４）前記温度を低下させる工程の後に、前記溶融金
    属の表面／体積比を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. （１５）前記金属は多相のニッ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. （１６）前記製品は鍛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. （１７）前記製品はインゴッ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. （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. （１９）前記金属を溶解し、この金属の温度を低下させ
    て前記溶融金属内の過加熱のほとんどを取り除き、前記
    溶融金属を受ける鋳型を予め加熱し、前記鋳型内に前記
    溶融金属を移し、前記鋳型内の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
    全域に亘って有する製品を形成する速度で前記鋳型内の
    溶融金属から熱を抽出してこれを凝固させることを特徴
    とする金属製品を鋳造する方法。
20. （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. （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. （２２）前記鋳型はセラミッ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１９項に記載の方法。