(57)【要約】ａ．）鋳造対象製品の断面の直径（Ｄ）（メートル（ｍ））を決定することと、ｂ．）直接チル鋳造を用いた鋳造対象製品の目標定常状態鋳造速度（Ｖ）（メートル／秒（ｍ／ｓ））を決定することと、ｃ．）鋳造製品の鋳造に用いる溶湯に対して、該溶湯の全重量（重量％）に対するＳｉ含有量（ｃＳｉ）（重量％）を決定することであって、前記目標直径（Ｄ）、前記目標定常状態鋳造速度（Ｖ）及び前記目標Ｓｉ含有量（ｃＳｉ）を、式（Ｉ）Ｖ×Ｄ≦０．０００５７−０．００１７×ｃＳｉ、及び、（ＩＩ）Ｖ×Ｄ≧０．０００４７−０．００１７×ｃＳｉ、及び、（ＩＩＩ）ｃＳｉ≦０．１、が満たされるように決定することと、ｄ．）Ｚｎ：５．３０重量％〜５．９重量％、Ｍｇ：２．０７重量％〜３．３重量％、Ｃｕ：１．２重量％〜１．４５重量％、Ｆｅ：０重量％〜０．５重量％、Ｓｉ：ｃＳｉに従う、それぞれ０．２重量％までで合計０．５重量％までの不純物を含み、残部がアルミニウムである溶湯を準備することと、ｅ．）直接チル鋳造を用いて、前記目標直径（Ｄ）を有する鋳造製品へと前記溶湯を鋳造することであって、前記目標定常状態鋳造速度を用いて鋳造することとを含む、鋳造方法が記載される。
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
ａ．）鋳造対象製品の断面の直径（Ｄ）（メートル（ｍ））を決定することと、
ｂ．）直接チル鋳造を用いた鋳造対象製品の目標定常状態鋳造速度（Ｖ）（メートル／秒（ｍ／ｓ））を決定することと、
ｃ．）鋳造製品の鋳造に用いる溶湯に対して、該溶湯の全重量（重量％）に対するＳｉ含有量（ｃＳｉ）（重量％）を決定することであって、
前記目標直径（Ｄ）、前記目標定常状態鋳造速度（Ｖ）及び前記目標Ｓｉ含有量（ｃＳｉ）を、以下の式
（Ｉ）  Ｖ×Ｄ≦０．０００５７−０．００１７×ｃＳｉ、及び、
（ＩＩ）  Ｖ×Ｄ≧０．０００４７−０．００１７×ｃＳｉ、及び、
（ＩＩＩ）  ｃＳｉ≦０．１、が満たされるように決定することと、
ｄ．）
Ｚｎ：５．３０重量％〜５．９重量％、
Ｍｇ：２．０７重量％〜３．３重量％、
Ｃｕ：１．２重量％〜１．４５重量％、
Ｆｅ：０重量％〜０．５重量％、
Ｓｉ：ｃＳｉに従う、
それぞれ０．２重量％までで合計０．５重量％までの不純物、
を含み、残部がアルミニウムである溶湯を準備することと、
ｅ．）直接チル鋳造を用いて、前記目標直径（Ｄ）を有する鋳造製品へと前記溶湯を鋳造することであって、前記目標定常状態鋳造速度（Ｖ）を用いて鋳造することと、
を含む、鋳造方法。
【請求項２】
前記３つの変数Ｖ、Ｄ及びｃＳｉのうち２つを、製品要件又はプロセス要件に基づいて決定し、３つ目の変数を、式（Ｉ）〜（ＩＩＩ）を用いて計算する、請求項１に記載の方法。
【請求項３】
前記溶湯を前記鋳造製品へと鋳造することを、直接チル鋳造において、１４ｍ３／（ｈ×Ｄ）〜２０ｍ３／（ｈ×Ｄ）（立方メートル／時・目標直径）の冷却水を用いて行う、請求項１又は２に記載の方法。
【請求項４】
前記溶湯の準備において、Ａｌ、Ｔｉ及び／又はＢに対して、０．０２５重量％〜０．１重量％の結晶成長抑制剤を前記溶湯に添加する、請求項１〜３のいずれか一項に記載の方法。
【請求項５】
前記鋳造対象製品の直径（Ｄ）が、該鋳造対象製品の断面における最大円相当径である、請求項１〜４のいずれか一項に記載の方法。
【請求項６】
前記鋳造対象製品の直径（Ｄ）が、４５０ｍｍ超であり、任意で、ワイパーを使用して鋳造製品から水を除去し、かつ、任意で、定常状態鋳造の際、前記ワイパーを製品の凝固領域の底部の鉛直レベルになるように配置する、請求項１〜５のいずれか一項に記載の方法。
【発明の詳細な説明】
【背景技術】
【０００１】
７０００系（「ＡＡ７ｘｘｘ」）合金は、航空宇宙用途及び輸送用途に用いられることが多い。しかしながら、ＡＡ７ｘｘｘ合金は、鋳造製品に高温割れと低温割れの両方が発生し得るため、鋳造するのが困難である。高温割れは、溶湯の凝固が完了する前に、鋳造製品に発生する割れである。低温割れは、溶湯の凝固が完了し、鋳造製品がより低い温度、又は更には室温に到達した際に、鋳造製品に発生する割れである。割れ（crack）は、亀裂（tear）としても知られている。割れは両種類とも、鋳造製品の特性に悪影響を及ぼすため、鋳造製品においては望ましくない。ＡＡ７ｘｘｘ合金、特に、鋳造するのが難しいことで知られるＡＡ７０７５合金を鋳造する際に割れの発生を防止するために、６ｘｘｘ合金等の他のＡＡ合金の鋳造に比べて、より小さい鋳造速度を使用することが有効であることが分かった。しかしながら、これは、鋳造製品の製造により長時間を要することになるため、鋳造システムの効率の低下につながる。
【発明の概要】
【０００２】
本発明は、ＡＡ７ｘｘｘ合金をより効率的に鋳造することができる鋳造方法を提供する。本発明者らは、ＡＡ７ｘｘｘ合金が鋳造において高温割れと低温割れを発生する傾向が高いのは、その化学構造によることを発見した。すなわち、長い凝固間隔、粒界及び樹枝状結晶間にある低融点の脆性金属間相が、ＡＡ７ｘｘｘ合金の微細構造を構成するこの相が有する高い熱膨張係数と組み合わさることによって、この合金が、高温割れと低温割れの両方を起こしやすくなる。本発明者らは、液体供給が制限され、高残留熱応力による変形が材料強度を超えると、溶湯が凝固する際にコヒーレントマッシー領域（coherent mushy zone）において高温割れが生じることを発見した。さらに、本発明者らは、材料が脆い状態であると、凝固材料を冷却する際に、低温割れが伝播することを発見した。また、本発明者らは、高温割れは、低温割れの開始サイトになる可能性があることも発見した。
【０００３】
したがって、上述の問題を解決するため、本発明は、鋳造製品において割れを発生せず、効率的な鋳造を可能とする鋳造方法を提供する。本発明の方法は、ａ．）鋳造対象製品の断面の直径（Ｄ）（メートル（ｍ））を決定することと、ｂ．）直接チル鋳造を用いた鋳造対象製品の目標定常状態鋳造速度（Ｖ）（メートル／秒（ｍ／ｓ））を決定することと、ｃ．）鋳造製品の鋳造に用いる溶湯に対して、該溶湯の全重量（重量％）に対するＳｉ含有量（ｃＳｉ）（重量％）を決定することであって、前記目標直径（Ｄ）、前記目標定常状態鋳造速度（Ｖ）及び前記目標Ｓｉ含有量（ｃＳｉ）を、式（Ｉ）Ｖ×Ｄ≦０．０００５７−０．００１７×ｃＳｉ、及び、（ＩＩ）Ｖ×Ｄ≧０．０００４７−０．００１７×ｃＳｉ、及び、（ＩＩＩ）ｃＳｉ≦０．１、が満たされるように決定することと、ｄ．）Ｚｎ：５．３０重量％〜５．９重量％、Ｍｇ：２．０７重量％〜３．３重量％、Ｃｕ：１．２重量％〜１．４５重量％、Ｆｅ：０重量％〜０．５重量％、Ｓｉ：ｃＳｉに従う、それぞれ０．２重量％までで合計０．５重量％までの不純物を含み、残部がアルミニウムである溶湯を準備することと、ｅ．）直接チル鋳造を用いて、前記目標直径（Ｄ）を有する鋳造製品へと前記溶湯を鋳造することであって、前記目標定常状態鋳造速度（Ｖ）を用いて鋳造することとを含む。図６に、式（Ｉ）〜（ＩＩＩ）で定義したプロセスウィンドウのグラフを示す。製品の断面の直径は、任意で、０．４５ｍ〜１ｍとすることができる。溶湯のケイ素含有量は、任意で、０．０１重量％超とすることができる。
【０００４】
本発明の実施の形態によると、前記３つの変数Ｖ、Ｄ及びｃＳｉのうち２つを、製品要件又はプロセス要件に基づいて決定し、３つ目の変数を、式（Ｉ）〜（ＩＩＩ）を用いて決定することができる。
【０００５】
本発明の実施の形態によると、前記溶湯を前記鋳造製品へと鋳造することを、直接チル鋳造において、１４ｍ３／（ｈ×Ｄ）〜２０ｍ３／（ｈ×Ｄ）（立方メートル／時・目標直径）の冷却水を用いて行うことができる。
【０００６】
本発明の実施の形態によると、前記溶湯の準備において、Ａｌ、Ｔｉ及び／又はＢに対して、０．０２５重量％〜０．１重量％の結晶成長抑制剤を前記溶湯に添加することができる。
【０００７】
本発明の実施の形態によると、上記鋳造対象製品の直径（Ｄ）は、該鋳造対象製品の断面（例えば、鉛直鋳造方向に対する水平方向断面）における最大円相当径とすることができる。最大円相当径は、鋳造製品のプロファイル（断面）に収まり、材料を覆うだけの最大円の直径とすることができる。
【０００８】
本発明の実施の形態によると、上記鋳造対象製品の直径（Ｄ）は、４５０ｍｍ超とすることができる。任意で、ワイパーを用いて、上記鋳造製品から水を除去することができる。ワイパーは、湯溜り（sump）又は底部に隣接して、すなわち、定常状態鋳造の際に凝固領域の下端の鉛直高さに配置することができる。ワイパーは、水に対して物理的障壁となることによって、直接チル鋳型からの冷却水が鋳造製品の表面に沿って流れ落ちるのを防ぐことができる。ワイパーは、例えば、ワイパーと鋳造製品との間の隙間をなくすか、又は隙間を狭くすることにより、ワイパーと鋳造製品との間を冷却水が通過することができず、鋳造製品の表面に沿って流れる水を、鋳造製品の表面から迂回させるように設計することができる。冷却水の除去により、鋳造製品の冷却速度を低減することができ、鋳造製品の中心から表面への伝熱によって、鋳造製品の表面温度の上昇をもたらすこともでき、これにより割れ傾向が低下し得る。したがって、ワイパーを用いることにより、鋳造製品の温度を精密に制御することができ、高温割れ及び低温割れに対する傾向を更に低下させることができる。
【０００９】
本明細書では、ＳＩ単位又はＳＩ組立単位を用いる。温度は、セ氏温度で記載する。組成は、通常、全重量に対する重量％で記載し、残部はアルミニウムである。数値シミュレーションを説明する場合、化学量論をより簡便に説明するため、幾つかの局面では原子％（ａｔ％）を用いて説明する。
【図面の簡単な説明】
【００１０】
【図１】様々なＦｅ含有量及びＳｉ含有量を有する、本発明による合金と比較例による合金に対する固相率の変化を計算した結果を示すグラフである。
【図２】直接チル鋳造の鋳型を、水平方向断面において模式的に示した図である。
【図３】鋳造長さ約１ｍで、合金Ａ２の温度場を図３（ａ）に、累積体積歪を図３（ｂ）に、統合限界歪を図３（ｃ）に示す。
【図４】鋳造長さ約１ｍで、合金Ａ２の平均応力を図４（ａ）に、ピーク主応力を図４（ｂ）に、限界割れサイズを図４（ｃ）に示す。
【図５】鋳造製品、ここでは、合金Ａ２、合金Ａ３、合金Ａ６及び合金Ａ７の円筒形ビレットの中心を通る底部から上部までの統合限界歪を示すグラフである。
【図６】本発明の実施形態による鋳造製品のＳｉ含有量（ｃＳｉ）、鋳造速度及び直径に応じた鋳造のプロセスウィンドウを示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００１１】
工業的試験だけではなく数値シミュレーションも行った。コンピューターシミュレーションは、鋳造プロセスシミュレーションだけではなく、微細構造シミュレーションも含む。工業的試験は、４０５ｍｍの直径を有し、様々な化学組成を有するビレット（通常、円筒形鋳造製品）の鋳造を含む。ビレットは、例えば、引用することにより本明細書の一部をなす欧州特許第１６４８６３５号明細書、又はA. Hakonsen, J. E. Hafsas, R. Ledal, Light Metals, TMS, San Diego, CA, USA, 2014, 873-878に記載の鋳造システムを用いて鋳造した。
【００１２】
＜数値シミュレーション＞
数値シミュレーションは、以下で説明する適切なデータと組み合わせて、本発明の実施形態の有効性を確認するためのシミュレーションに使用するモデルの開発を含むものであった。
【００１３】
＜微細構造モデル＞
ソフトウェアＴｈｅｒｍｏ−Ｃａｌｃ（バージョンＳ、Thermo-Calc Software AB社、スウェーデン、ソルナ）でコード化されたＳｃｈｅｉｌモデルと、ＴＴＡＬ７データベース（Thermotech Ltd社が開発、Thermo-Calc Software AB社から入手可能）を使用して、凝固経路を計算した。Ｓｃｈｅｉｌモデルでは、冷却速度が微細構造の形成にどのように影響するかを予測することができない。このモデルは、固相内で拡散が発生せず、凝固中に液相が完全に混合されるという前提に基づいて構築されている。よって、凝固経路の進展に対する合金化学構造の影響のみが考慮されており、このモデルでは、拡散等の速度論的要因が無視されている。
【００１４】
＜プロセスモデル＞
Ａｌｓｉｍモデル（例えば、D. Mortensen: Metallurgical and Materials Transactions B, 1999, 30B, 119-133、H.G. Fjar and A. Mo: Metallurgical Transactions B, 1990, 21B, 1049-1061、及びH.J. Thevik, A. Mo and T. Rusten: Metallurgical and Materials Transactions B, 1999, 30B, 135-142に記載）は、連続鋳造プロセスにおける熱、流体流れ、マクロ偏析、応力、及び変形の過渡シミュレーションのための有限要素モデルである。直接チル（ＤＣ）鋳造の場合、境界条件は、接触領域、エアギャップサイズ、及び水衝突ポイントに関して非常に高度に詳細に記載される。接触領域における応力と変位の影響、すなわち、インゴットと鋳型又はボトムブロックとの間のエアギャップ形成の影響は、熱境界条件で説明される。過渡温度及び固相率は、文献H.J. Thevik, A. Mo and T. Rusten: Metallurgical and Materials Transactions B, 1999, 30B, 135-142に詳細に提案された２相力学的モデルに入力する。力学的分析は、インゴットの完全固相領域と、マッシー領域のコヒーレント部分の両方で行う。コヒーレントマッシー領域の上方境界は、モデルに入力される固相体積率にコヒーレンシーで対応する。高温割れ感受性は、例えば、M. M'Hamdi, A. Mo, H.G. Fjar, Metallurgical and Materials Transactions A, 2006, 37, 3069に更に記載されているように、統合限界歪（ＩＣＳ）によって推定される。凝固中の溶湯供給の欠如と熱変形の２つの現象は、ＤＣ鋳造の際の高温亀裂（tearing）の主な推進力であるため、評価基準では、これらの両方を考慮している。
【００１５】
【数１】
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【００１６】
この高温割れの指標によると、供給が不十分でなければ高温割れが発生しないことが保証される。これは、限界液体圧力降下ｐｃを導入することによって処理する。この値を超えると、引張応力状態が存在しても、液体供給によって高温割れの生成が防止されると考えられる。圧力降下が限界値より小さい場合、材料の体積及び偏差粘塑性（関数ｗｖ及びｗｄで重み付け）歪は、既存の孔の拡大と、それらの高温割れへの成長に寄与すると考えられる。パラメータ「ｇｓｎｏｆ」は、鋳造製品の微細構造における粒子同士の合体及びブリッジがかなり進み、高温割れの形成を防止するのに十分な延性を合金が得た固相率を示す。
【００１７】
低温割れに関しては、割れ感受性は、例えば、文献M. Lalpoor, D.G. Eskin, L. Katgerman, Metallurgical and Materials Transactions A, 2010, 41, 2425に詳細に記載されているように、限界割れサイズ（ＣＣＳ）評価基準を用いて推定される。この評価基準の基本的な考え方は、欠陥サイズ（すなわち、高温割れ）が、材料が脆い場合の温度でＣＣＳを超えると、低温割れが起こるというものである。評価基準では、初期欠陥の形状（例えば、ペニー型又はサムネイル型）と温度依存性平面歪破壊靭性（ＫＩｃ）とを考慮している。例えば、ペニー型（体積）割れでは、評価基準は以下の式で与えられる。
【００１８】
【数２】
2021514850.tif 000004
【００１９】
＜微細構造シミュレーション＞
表１に列挙した合金に対して一連のシミュレーションを行い、合金含有量の変化が、凝固経路及び凝固終了に向けての相形成にどのように影響するかをシミュレーションした。合金成分のＺｎ、Ｍｇ及びＣｕは固定したまま、合金成分のＦｅ及びＳｉは様々な比率で添加する。
【００２０】
図１に、様々なＦｅ含有量及びＳｉ含有量を有する合金の凝固の最後の部分を示す。つまり、表１に示す、様々なＦｅ含有量及びＳｉ含有量を有するモデル合金Ａ１〜Ａ７の固相率の変化を計算した結果を図１に示す。
【００２１】
Ｓｉ含有量が最も大きい合金が、１５℃のより広い凝固間隔を有していることが分かる。低Ｓｉの合金の場合に凝固を終了させる反応は、以下の通りである。
液体−＞Ｍｇ２Ｓｉ＋ＭｇＺｎ２          （３）
式中、ＭｇＺｎ２相は、Ｃｕも含有している。すなわち、相組成は、３３ａｔ％のＭｇ、３０ａｔ％のＣｕ、１６ａｔ％のＺｎ及び１１ａｔ％のＡｌである。Ｓｉ含有量が増加すると、ＳｉがＭｇと反応してＭｇ２Ｓｉを生成するため、凝固間隔が長くなる。すると、ＭｇＺｎ２相の生成に利用することができるＭｇが少なくなる。ＭｇＺｎ２相の量が、溶液中の全てのＣｕと結合するのに不十分である場合、低融点のＣｕ含有相、例えば、Ａｌ２ＣｕＭｇ＿Ｓ及びＡｌ７Ｃｕ２Ｍが生成し、凝固範囲が拡大する。鉄含有相は初期生成相であり、Ｆｅ含有量の変化は、凝固終了と凝固間隔の長さに影響を与えないことが分かる。
【００２２】
【表１】
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【００２３】
＜プロセスシミュレーション＞
モデル合金Ａ２、Ａ３、Ａ６及びＡ７の割れ傾向を、プロセスモデリングで比較した。例えば、欧州特許第１６４８６３５号に記載されるように、ＬＰＣ鋳造技術を用いて、４０５ｍｍの直径を有するモデル合金のビレットの鋳造に対して、伝熱、流れ、及び機械的シミュレーションを完全に組み合わせて行った。２Ｄ軸対称の開始形状及びメッシュを図２に示す。ＴｈｅｒｍｏＣａｌｃの凝固経路と、Ａｌｓｔｒｕｃソフトウェア（例えば、A.L. Dons. E.K. Jensen. Y. Langsrud. E. Tromborg and S. Brusethaug: Metallurgical and Materials Transactions A. 1999. 30A. 2135-2146参照）を使用して計算した熱物性、例えば、温度の関数としての密度、熱伝導率、熱容量及び融解熱を、熱モデルへの入力として用いた。構成力学方程式では、T. Subroto, A. Miroux, D.G. Eskin, K. Ellingsen, A. Marson, M. M'Hamdi and L. Katgerman, Proc. 13th International Conference on Fracture, Beijing, China, 2013, 9に発表された実験的な７０５０データから、マッシー領域パラメータが抽出された。完全に凝固した固相に対しては、M. Lalpoor, D.G. Eskin, and L. Katgerman, Materials Science and Engineering A, 2010, 527; 1828-1834に発表された７０５０データを使用した。モデルへの入力として使用した力学的データは、全ての合金で同じであり、凝固経路と熱物性に対する合金化学構造の影響のみが考慮される。
【００２４】
過渡シミュレーションを、鋳造長さが１メートルに達するまで行った。全ての実験に対して、３０秒の短い保持時間の後、鋳造速度を、３０ｍｍ／分から３６ｍｍ／分（ミリメートル／分）へと上げ、次いで、一定に保った（定常状態鋳造速度）。水量は７ｍ３／ｈ（立方メートル／時）とした。
【００２５】
図２に、２Ｄ開始形状とメッシュを示す。鋳造の際、溶湯口を介して、溶湯を鋳型に導入する。鋳型では、冷却水を用いて溶湯を冷却する。ボトムブロック又はスターターブロックを鉛直方向下向きに移動させながら、溶湯を連続的に鋳型に流し込み、鋳造製品を製造する。ボトムブロックを鉛直方向下向きに移動させる速度を鋳造速度と言う。鋳造速度が大きすぎると、割れのある鋳造製品が得られる。鋳造速度が小さすぎると、鋳造設備の利用率に劣り、時間にわたる生産量が低下する。
【００２６】
図３に、合金Ａ２の鋳造長さが１ｍに達した後の温度場、累積体積歪及び統合限界歪（ＩＣＳ）を示す。図３（ａ）は温度場を示し、図３（ｂ）は累積体積歪を示し、図３（ｃ）は統合限界歪を示す。例えば、図３から明らかなように、最大ＩＣＳ値はビレットの中心で見られ、開始期間は中心での割れの形成に最も関連する段階であることが分かった。
【００２７】
図４に、合金Ａ２のピーク主応力と平均応力と共に、限界割れサイズ評価基準を示す。図４（ａ）にて示される平均応力場によると、表面における圧縮応力と中心での引張応力が明らかとなる。図４（ｂ）にて示されるピーク主応力場（１２０ＭＰａ）で見られる、あらゆる方向における最大応力値は、鋳物の下部の中心に存在する。限界割れサイズが最小の領域は同じ領域にあり、５ｍｍ程度の欠陥が低温割れとして伝播することがモデルによって示される。高温割れ感受性が最も高い領域は、限界割れサイズが最小の領域と一致しており、例えば、図４（ｃ）から明らかなように、低温割れの開始点になる可能性がある。
【００２８】
図５に、４つ全ての合金Ａ２、Ａ３、Ａ６及びＡ７のビレット中心を通る統合限界歪の値を示す。高温割れ傾向の順番は、凝固間隔の長さと同じである。液体圧力降下が著しく大きいことが分かり、凝固間隔がより長いため、マッシー領域への液体供給がより困難であることを示しており、より高いＩＣＳ値につながる。Ｓｉ含有量が増加すると、凝固間隔が長くなるため、高温割れ傾向はＳｉ含有量と相関する。
【００２９】
＜物理的実験＞
引用することにより本明細書の一部をなす欧州特許第１６４８６３５号に記載されるように、直接チル鋳造を用いて、表２に示す様々な化学組成を有する一連のビレットを製造した。一般的に、図２を参照すると、直接チル鋳造鋳型は、上部及び底部に開口部を有する。上部開口部を介して、溶湯を鋳型に導入する。溶湯は、鋳型内で少なくとも部分的に凝固し、鋳造製品を形成する。凝固を促進にするため、水冷を使用することができる。水は、ウォータージャケットを介して鋳型に導入することができ、鋳型から排出される少なくとも部分的に凝固した鋳造製品に噴霧される。鋳造の際に使用する水の総量は、鋳造製品の冷却速度に影響する。鋳造製品は、下向きに移動するボトムブロックで支持されつつ、底部開口部を介して鋳型から排出される。鋳造製品が鋳型から排出される速度を、鋳造速度又は鉛直方向鋳造速度と言う。本明細書において、鋳造速度とは、鋳造操作の開始段階後の定常状態段階を指す。特許請求の範囲で言及する鋳造速度は、本発明による鋳造操作全体（鋳造の開始段階から終了まで）での最大鋳造速度とすることができる。
【００３０】
【表２】
2021514850.tif 000006
【００３１】
本実験では、並行して６つのビレットを鋳造した。全ての鋳物に対して、同様の冷却条件を維持した。定常状態に達した後、２つのビレットにおいて低温割れが発生するまで、鋳造速度をゆっくりと増加させた。２つのビレットに低温割れが発生した時の鋳造速度を、「限界鋳造速度」（ＶＣｒｉｔｉｃａｌ）と称し、ミリメートル／分で示す。低温割れが発生する際の可聴音によって低温割れを観察した。より高いＳｉ含有量を有する合金は、より小さい鋳造速度で割れるが、低いＳｉ含有量を有する合金は、より大きい鋳造速度で割れるか、又は割れないことが分かった。Ｓｉ含有量と限界鋳造速度との相関性を図６に示す。観察された挙動は、数値シミュレーションでも確認されているように、ビレット中心での割れ傾向の上昇をもたらす低融点相の形成による凝固間隔の延長によって説明される。また、数値シミュレーションによって、伝熱機構と共に、鋳造製品の直径が限界鋳造速度に影響することも確認している。さらに、伝熱の考察から、鋳造製品の直径が、鋳造製品の（鉛直鋳造方向に対する）水平方向断面における鋳造製品の最大円相当径として近似することができることが分かる。
【００３２】
本発明者らは、限界鋳造速度が、通常、溶湯のＭｇ含有量、Ｃｕ含有量、Ｆｅ含有量及びＺｎ含有量とは独立していることを発見した。また、本発明者らは、限界鋳造速度及びＦｅ／Ｓｉ比が互いに独立していることも発見した。しかしながら、鋳造効率及び製品特性を向上させるため、本発明による方法で使用する合金は、任意で、最小で０．０１重量％のＳｉを含むことができる。
【００３３】
したがって、効率的な鋳造を達成し、効率的な鋳造製品を製造するため、望ましい製品特性に基づいて、Ｍｇ含有量、Ｃｕ含有量、Ｆｅ含有量及びＺｎ含有量を選択することができる。しかしながら、鋳造製品の良好な機械的特性及び耐食性を確保するため、Ｚｎ含有量を５.３０重量％〜５.９重量％に限定し、Ｍｇ含有量を２.０７重量％〜３.３重量％に限定し、Ｃｕ含有量を１.２重量％〜１.４５重量％に限定し、かつ、Ｆｅ含有量を０重量％〜０．５重量％に限定する。実施形態によると、Ｚｎ含有量を５.６０重量％〜５.８０重量％に限定することができる。実施形態によると、Ｍｇ含有量を２.３０重量％〜２.５０重量％に限定することができる。実施形態によると、Ｃｕ含有量を１.２０重量％〜１.４０重量％に限定することができる。本発明に従って鋳造を行うと、上述の通りＺｎ含有量、Ｍｇ含有量及び／又はＣｕ含有量を狭い範囲に限定することにより、割れの発生傾向は低いままで、鋳造製品により良好な機械的特性及び耐食性を与えることができる。本発明によると、残部はアルミニウムである。本発明による合金において、不純物を各々の元素で０．２０重量％まで、合計で０．５０重量％まで含むことができる。
【００３４】
このような合金に対する直接チル鋳造の鋳造条件が、Ｖ×Ｄ≦０．０００５７−０．００１７×ｃＳｉの式（式中、Ｖは鋳造速度（つまり、ボトムブロックの鉛直方向速度）（メートル／秒）であり、Ｄは鋳造製品の直径（メートル）（例えば、最大円相当径（メートル））であり、ｃＳｉは合金のＳｉ含有量（重量％）である）を満たさない場合、割れが発生して、品質に劣る鋳造製品が得られる。
【００３５】
一方、鋳造条件がＶ×Ｄ≧０．０００４７−０．００１７×ｃＳｉの式を満たさない場合、鋳造設備が効率的に使用されず、鋳造製品の生産率が不十分となる。
【００３６】
溶湯のケイ素含有量ｃＳｉが０．１重量％より高い場合（その結果、溶湯凝固後の鋳造製品を形成する合金のケイ素含有量も０．１重量％より高い場合）、機械的製品特性が低下し、また、合金／溶湯は、過度に小さい鋳造速度を要する。
【００３７】
したがって、図６に示すように、Ｓｉ含有量を望ましい鋳造速度に基づいて選択して、鋳造設備を効率的に使用することができる。あるいは、製品仕様のためＳｉ含有量が固定される場合、最適鋳造速度を選択することができる。本発明によるプロセスウィンドウを用いると、鋳造プロセスを最適化して、製品品質を維持しながら、可能な限り最大の速度でＡＡ７ｘｘｘタイプの合金を鋳造することができる。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
2021514850.tif 000011
【図６】
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【国際調査報告】
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2021514850.tif 000014