(57)【要約】【課題】低減したミクロ多孔性を有するアルミニウム硅素合を提供する。【解決手段】本発明は、硅素６〜２０質量％、ストロンチウム０．０５〜０．１０質量％、鉄最大０．４０質量％、銅最大４．５質量％、マンガン最大０．５質量％、マグネシウム最大０．６質量％、亜鉛最大３．０質量％、及び残部アルミニウムから基本的になる、アルミニウム硅素ダイキャスト合金であって、前記合金はダイキャストダイに溶着しないアルミニウム硅素ダイキャスト合金に関するものである。本発明の合金は、非常に低い鉄含有率及び比較的高いストロンチウム含有率を有する。鉄が存在するとき、本発明の合金は、変性された共晶珪素及び変性された鉄形態も有し、低いミクロ多孔性及び高い耐衝撃性を与える。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
硅素６〜２０質量％、ストロンチウム０．０５〜０．１０質量％、鉄最大０．４０質量％、銅最大４．５質量％、マンガン最大０．５質量％、マグネシウム最大０．６質量％、亜鉛最大３．０質量％、及び残部アルミニウムから基本的になる、アルミニウム硅素ダイキャスト合金であって、
前記合金はダイキャストダイに溶着しないアルミニウム硅素ダイキャスト合金。
【請求項２】
前記合金が結晶粒再微細化を伴わない、請求項１記載のアルミニウム硅素ダイキャスト合金。
【請求項３】
ストロンチウム含有率及びダイキャスト冷却速度に応じて、硅素１１．６質量％から１４質量％に共晶組成が移行し得る、請求項１記載のアルミニウム硅素ダイキャスト合金。
【請求項４】
前記合金が変性された共晶硅素のミクロ構造を有する、請求項１記載のアルミニウム硅素ダイキャスト合金。
【請求項５】
前記合金が共晶硅素のミクロ構造を有する、請求項１記載のアルミニウム硅素ダイキャスト合金。
【請求項６】
前記合金が亜共晶アルミニウム硅素のミクロ構造を有する、請求項１記載のアルミニウム硅素ダイキャスト合金。
【請求項７】
前記合金が過共晶アルミニウム硅素のミクロ構造を有する、請求項１記載のアルミニウム硅素ダイキャスト合金。
【請求項８】
硅素６〜２０質量％、ストロンチウム０．０５〜０．１０質量％、鉄最大０．２０質量％、銅０．０５〜４．５質量％、マンガン０．０５〜０．５質量％、マグネシウム０．０５〜０．６質量％、亜鉛最大３．０質量％、及び残部アルミニウムから基本的になる、請求項１記載のアルミニウム硅素ダイキャスト合金。
【請求項９】
硅素８．７５〜９．７５質量％、ストロンチウム０．０５〜０．０７質量％、鉄最大０．３０質量％、銅最大０．２０質量％、マンガン０．２５〜０．３５質量％、マグネシウム０．１０〜０．２０質量％、及び残部アルミニウムから基本的になる、請求項１記載のアルミニウム硅素ダイキャスト合金。
【請求項１０】
前記合金が船舶用プロペラを形成するためのダイキャストである、請求項９記載のアルミニウム硅素ダイキャスト合金。
【請求項１１】
前記合金がマグネシウム０．３５〜０．４５質量％を含む、請求項９記載のアルミニウム硅素ダイキャスト合金。
【請求項１２】
前記合金が、船外原動機アセンブリ用のドライブシャフトハウジングを形成するためのダイキャストである、請求項１１記載のアルミニウム硅素ダイキャスト合金。
【請求項１３】
前記合金が、船外原動機アセンブリ用のギアケースハウジングを形成するためのダイキャストである、請求項１１記載のアルミニウム硅素ダイキャスト合金。
【請求項１４】
前記合金が、船外船尾駆動原動機アセンブリ用のギアケースハウジングを形成するためのダイキャストである、請求項１１記載のアルミニウム硅素ダイキャスト合金。
【請求項１５】
硅素６．５〜１２．５質量％、ストロンチウム０．０５〜０．０７質量％、鉄最大０．３５質量％、銅２．０〜４．５質量％、マンガン最大０．５質量％、マグネシウム最大０．３０質量％、及び残部アルミニウムから基本的になる、請求項１記載のアルミニウム硅素ダイキャスト合金。
【請求項１６】
硅素６．５〜１２．５質量％、ストロンチウム０．０５〜０．０７質量％、鉄最大０．３５質量％、銅２．０〜４．５質量％、マンガン最大０．５質量％、マグネシウム最大０．３０質量％、亜鉛最大３．０質量％、及び残部アルミニウムから基本的になる、請求項１記載のアルミニウム硅素ダイキャスト合金。
【請求項１７】
硅素６．０〜１１．５質量％、ストロンチウム０．０５〜０．１０質量％、鉄最大０．３５質量％、銅最大０．２５質量％、マンガン最大０．５質量％、マグネシウム最大０．６０質量％、及び残部アルミニウムから基本的になる、請求項１記載のアルミニウム硅素ダイキャスト合金。
【請求項１８】
硅素１６〜２２質量％、ストロンチウム０．０５〜０．１０質量％、鉄最大０．３５質量％、銅最大０．２５質量％、マンガン最大０．３０質量％、マグネシウム最大０．６０質量％、及び残部アルミニウムから基本的になる、アルミニウム硅素ダイキャスト合金。
【請求項１９】
前記合金が硅素１８〜２０質量％を含み、そして更に過共晶ミクロ構造を含む、請求項１８記載のアルミニウム硅素ダイキャスト合金。
【請求項２０】
前記合金がエンジンブロックを形成する、請求項１９記載のアルミニウム硅素ダイキャスト合金。
【請求項２１】
硅素６〜２２質量％、ストロンチウム０．０５〜０．２０質量％及びアルミニウムを含むアルミニウム硅素ダイキャスト合金であって、
前記合金は鉄、チタン及び硼素を実質的に含まず、そして前記合金はダイキャストダイに溶着しない、アルミニウム硅素ダイキャスト合金。
【請求項２２】
前記合金が最大０．２０質量％の量の鉄を含む、請求項２１記載のアルミニウム硅素ダイキャスト合金。
【請求項２３】
ストロンチウム成分が、鋳造の間に、溶融した前記合金の表面張力を生じさせる、請求項２１記載のアルミニウム硅素ダイキャスト合金。
【請求項２４】
前記合金が、鋳造の間に、ダイキャストダイへの溶着に対する保護のために表面単一層を形成する、請求項２１記載のアルミニウム硅素ダイキャスト合金。
【請求項２５】
請求項２４記載のアルミニウム硅素ダイキャスト合金であって、前記単一層がＡｌ４Ｓｒ格子を含み、ストロンチウム原子が前記単一層から離れて拡散して、ダイキャストダイへの前記合金の溶着を阻止する動的単一層を作り出す熱力学的傾向を有する合金。
【請求項２６】
前記合金が結晶粒再微細化を伴わない、請求項２１記載のアルミニウム硅素ダイキャスト合金。
【請求項２７】
アルミニウム６５〜９３．９５質量％、硅素６〜２２質量％、マグネシウム最大０．６質量％、マンガン最大０．４９質量％、鉄最大０．４０質量％、銅最大４．５質量％、亜鉛最大３．０質量％、及び残部ストロンチウム少なくとも０．０５質量％から基本的にな
る、アルミニウム硅素ダイキャスト合金であって、
前記合金は、ダイキャスティング工程の間、ダイキャストダイへの溶着を実質的に低減するアルミニウム硅素ダイキャスト合金。
【請求項２８】
前記アルミニウム成分が６８．８１〜９３．９５質量％であり、そして前記鉄成分が最大０．２０質量％である、請求項２７記載のアルミニウム硅素ダイキャスト合金。
【請求項２９】
前記アルミニウム成分が６８．８１０〜９３．９４９質量％であり、そして残部ストロンチウムが少なくとも０．０５１質量％である、請求項２７記載のアルミニウム硅素ダイキャスト合金。
【請求項３０】
前記ストロンチウム成分が０．０５１〜０．１００質量％であり、そして前記マンガン成分が最大０．４９質量％である、請求項１記載のアルミニウム硅素ダイキャスト合金。
【請求項３１】
前記ストロンチウム成分が０．０５１〜０．１００質量％である、請求項１８記載のアルミニウム硅素ダイキャスト合金。
【請求項３２】
前記合金がストロンチウム０．０５１〜０．２００質量％を含む、請求項２１記載のアルミニウム硅素ダイキャスト合金。
【請求項３３】
アルミニウム６５〜９５．９５質量％、硅素６〜２２質量％、鉄最大０．４０質量％、マンガン最大０．４９質量％、マグネシウム最大０．６質量％、銅最大４．５質量％、亜鉛最大３０質量％、及び残部ストロンチウム少なくとも０．０５質量％から基本的になるアルミニウム硅素合金を製造する段階、
前記合金を慣用のダイキャストダイに注入して鋳造製品を製造する工程、及び
前記ダイから前記鋳造製品を除去する段階
を含む、アルミニウム硅素合金のダイキャスティング方法であって、
前記ダイキャストダイへの前記鋳造製品の溶着が実質的に低減される方法。
【請求項３４】
合金を製造する段階が、アルミニウム６８．８１０〜９３．９４９質量％、及び残部ストロンチウム少なくとも０．０５１質量％を基本的に含むアルミニウム硅素合金を製造することを含む、請求項３３記載の方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、低減したミクロ多孔性を有するアルミニウム硅素合金に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
アルミニウム硅素（ＡｌＳｉ）合金は、鋳造工業において良く知られている。冶金学者は常に、高強度及び高延性を有し且つ、比較的低コストで種々の部材を鋳造するために使用され得るＡｌＳｉ合金を探索している。本明細書には、低いミクロ多孔性、高い強度及び延性を持ち、そして鋳造に使用されたとき、キャスティングダイに溶着しないＡｌＳｉ合金が記載されている。
【０００３】
殆どのＡｌＳｉダイキャスティング合金は、該合金の強度を増加させるためにマグネシウム（Ｍｇ）を含む。しかしながら、Ｍｇの添加は、前記合金の延性を減少させる。更に、ダイキャスティング固化工程の間、Ｍｇ含有ＡｌＳｉ合金は、溶融した鋳造物品の外表面上に生じる表面フィルムを発現する。
【０００４】
殆どのアルミニウム合金は幾分かのＭｇ（通常、１質量％未満）を含むので、生じる表面フィルムは、“スピネル”として知られるＭｇＯ−Ａｌ2 Ｏ3 であると考えられる。固化工程の初期段階の間、前記スピネルは、始めには、溶融した鋳造物品を、ダイキャスティングダイに溶着することから保護する。しかしながら、溶融した鋳造物品が固化を持続していくと、移動する溶融した金属は、前記スピネルを引っ張り且つ破壊し、金属ダイに溶着する新鮮なアルミニウムを暴露する。基本的に、ダイ中の鉄（Ｆｅ）は熱力学的に、鉄を含まないアルミニウム内に溶解する傾向にある。この熱力学的な推進力を減少させるため、アルミニウム合金の鉄含有率は、従来は増加される。従って、アルミニウム合金が望ましい量の鉄（従来は、Ｆｅ添加率１質量％）を既に含有しているとき、前記アルミニウム合金は、ダイ中の鉄原子を溶解する傾向を有しない。それ故、ダイ溶着を阻止するため、ＡｌＳｉ合金及び、Ｍｇ含有ＡｌＳｉ合金でさえ、従来は、ダイキャスティング成形型への前記合金の溶着を阻止するために鉄を含む。注目すべきことに、このような合金のミクロ構造において、鉄は、細長い針状相として生じ、その存在は、ＡｌＳｉ合金の強度及び延性を低下させ、且つ、ミクロ多孔性を増加させることが見出された。
【０００５】
合金が固化する温度範囲である固化範囲は、液化温度と不変共晶温度との間の範囲である。固化範囲が広いほど又は大きいほど、所定の冷却速度において固化するために、合金はより長時間を要する。亜共晶（即ち、Ｓｉ１１．６質量％未満を含む）ＡｌＳｉ合金はの固化範囲を通じての降温の間に、最初に生成するのはアルミニウム樹枝状結晶である。時間が経過しそして冷却工程が進行すると、アルミニウム樹枝状結晶は大きく成長し、最終的に、樹枝状ネットワークに到達し且つそれを形成する。この時間枠の間にも、及び時には、初期アルミニウム相の沈澱の前でさえも、細長い鉄針状相がまた生成し、そして、アルミニウム樹枝状ネットワークの狭い通路を塞ぎ、共晶液の流れを制限する。このような現象は、最終的な鋳造構造のミクロ多孔性の発生を増加する傾向を示す。
【０００６】
大きいミクロ多孔性は、機械加工されたヘッドデッキ表面におけるＯリングシール下での漏れを引き起し、且つ、機械加工されたネジ山のトルク保持能を低下させるので、特に、前記合金がエンジンブロック用に使用されるとき、大きい程度のミクロ多孔性は望ましくない。更に、亜共晶ＡｌＳｉ合金エンジンブロックは、シリンダボア表面に関する耐摩耗性のため、クロムのような電着材料を有するように設計される。
【０００７】
同様に、高圧ダイキャスティング法を使用するＡｌＳｉ合金鋳造物品も、母材であるボ
ア材料におけるミクロ多孔性に起因する多孔性表面構造を生じさせ、エンジン部材において使用されたとき、大きいオイル消費を与えるので、特に有害である。従来、過共晶（即ち、Ｓｉ１１．６質量％より多くを含む）ＡｌＳｉ合金は、レクリエーションボート産業における船外及び船尾駆動原動機用のエンジンブロックを製造するために使用されていた。このような合金は、それが高い引張強度、高いモジュラス、低い熱膨張係数を提供し、且つ、耐摩耗性であるので、エンジンブロックにおいて使用するために利点が有る。
【０００８】
更に、機械部材におけるミクロ多孔性は、該ミクロ多孔性が合金の延性を全体的に低下させるので、有害である。ミクロ多孔性は、ＡｌＳｉ鋳造物品が亜共晶の、過共晶の、共晶の、又は変性された共晶のＡｌＳｉ合金から鋳造されたかどうかと無関係に、該物品の延性を低下させることが見出された。
【０００９】
米国において造られる全ての鋳造アルミニウム製品のほぼ７０％は、ダイキャスティング法を使用する鋳造物品である。前述のように、従来のＡｌＳｉ合金は、ダイに溶着しないように鉄約１質量％を含む。しかしながら、鉄の添加は、合金の機械的性質、特に延性を、アルミニウムと共に使用される市販の合金化要素の何れよりも大きく低下させる。結果として、ダイキャスト合金は、通常、高い機械的性質を有する合金が必要とされる用途には推奨されない。ダイキャスティング法によって従来満足され得ないこのような用途は、永久鋳型キャスティング法及びサンドキャスティング法を包含する非常に高価な方法を用いて満足され得る。従って、アルミニウムアソシエーション（Ａｌｕｍｉｎｉｕｍ  Ａｓｓｏｃｉａｔｉｏｎ）に登録されたＡｌＳｉダイキャスティング合金は全て、鉄１．２質量％ないし２．０質量％を含み、アルミニウム  アソシエーション（Ａｌｕｍｉｎｕｍ
Ａｓｓｏｃｉａｔｉｏｎ）表記：３４３、３６０、Ａ３６０、３６４、３６９、３８０、Ａ３８０、Ｂ３８０、３８３、３８４、Ａ３８４、３８５、４１３、Ａ４１３及びＣ４４３を包含する。
【００１０】
更に、経験は、ＡｌＳｉ合金の引張強度、延伸％及び品質指数は、鉄の量が増加するにつれて減少することを示している。例えば、珪素１０．８質量％及び鉄０．２９質量％を有するＡｌＳｉ合金は、引張強度約３１１００ｐｓｉ（約２１４ＭＰａ）、延伸％１４．０及び品質指数（即ち、静的強靱性）３８６ＭＰａを有している。対照的に、珪素１０．１質量％及び鉄１．１３質量％を有するＡｌＳｉ合金は、引張強度２４５００ｐｓｉ（約１６９ＭＰａ）、延伸％２．５及び品質指数２２９ＭＰａを有している。更に対照的に、珪素１０．２質量％及び鉄２．０８質量％を有するＡｌＳｉ合金は、引張強度１１２００ｐｓｉ（約７７．２ＭＰａ）、延伸％１．０及び品質指数７７ＭＰａを有している。
【００１１】
それ故、鉄針状相が相互樹枝状フィーディングを促進することを低下させ、且つ対応するミクロ多孔性を低下させるように、ダイキャスティングＡｌＳｉ合金の鉄含有率を低減することは利点がある。しかしながら、ダイキャスト成形型へのダイキャストＡｌＳｉ物品の溶着を阻止することも重要であり、この問題は、従来は、合金に鉄を添加することにより解決されている。
【００１２】
加えて、ＡｌＳｉ合金及び特に、亜共晶ＡｌＳｉ合金は通常、尖った共晶珪素相の非常に不規則な形状のために、及び、β−（Ｆｅ，Ａｌ，Ｓｉ）型の針状相の存在のために、乏しい延性を有する。前述の鉄針及び尖った共晶珪素は、初期のアルミニウム樹枝状物の間の相互樹枝状通路を塞ぎ、そして、（前述の如く）固化の後期にフィーディングを阻害してミクロ多孔性を与え、そして更に、延性のような機械的性質を低下させる。共晶珪素相の成長は、少量のナトリウム（Ｎａ）及びストロンチウム（Ｓｒ）の添加により変性され得、それにより、亜共晶ＡｌＳｉ合金の延性が向上することが認識されていた。このような変性は更に、より微小な共晶珪素相が相互樹枝状フィーディングを促進するので、ミクロ多孔性を低減する。
【００１３】
米国特許第５２３４５１４号明細書は、再微細化された一次珪素及び変性された共晶を有する過共晶ＡｌＳｉ合金に関するものである。米国特許第５２３４５１４号明細書は、一次珪素相及び燐（Ｐ）及び結晶粒再微細化物質の添加を通して共晶珪素相を変性することに関するものである。この合金が固溶体溶液から液化温度以下の温度に冷却されるとき、燐は、周知のように、アルミニウム燐化物粒子を沈澱させるように機能し、これは、一次珪素用の活性核剤として役立ち、従って、通常３０ミクロン未満の粒径を有する、微小な再微細化された一次珪素粒子を製造する。しかしながら、米国特許第５２３４５１４号明細書は、同様の方法は、Ｐ及びＮａ又はＳｒを用いて変性された過共晶ＡｌＳｉ合金には、Ｎａ及びＳｒが燐の効果を相殺し、且つ、前記合金中の鉄含有率はまだ、相互樹枝状フィーディングを阻害する鉄相の沈澱を引き起こすので、使用し得ないことを示唆している。
【特許文献１】米国特許第５２３４５１４号明細書
【００１４】
米国特許第６２６７８２９号明細書は、鉄を含むＡｌＳｉ合金、特にＡｌ−Ｓｉ−Ｍｎ−Ｆｅ合金における初期の小板形状のβ相の形成を低減する方法に関するものである。米国特許第６２６７８２９号明細書は、前記合金の急速冷却を行っておらず、従って、本発明で提供された合金のキャスティングを行っていない。米国特許第６２６７８２９号明細書は、結晶粒再微細化のためにチタン（Ｔｉ）又はジルコニウム（Ｚｒ）又はバリウム（Ｂａ）を、そして共晶珪素を変性するためにＳｒ、Ｎａ又はバリウム（Ｂａ）を含有することを必要とする。米国特許第６２６７８２９号明細書の要点は、初期の小板形状のβ相は、Ａｌ8 Ｆｅ2 Ｓｉ型相の形成により抑制されるということである。Ａｌ8 Ｆｅ2 Ｓｉ型相の形成は、Ａｌ8 Ｆｅ2 Ｓｉ型相が混合された硼化物に関する核生成を助けるので、溶融物への硼素（Ｂ）の添加を必要とする。従って、Ｔｉ又はＺｒ及びＳｒ、Ｎａ又はＢａ及びＢは、米国特許第６２６７８２９号明細書の教示における基本的な元素であり、そしてＦｅは、少なくとも０．４質量％で全ての組成物中に恒常的に存在する元素である。
【特許文献２】米国特許第６２６７８２９号明細書
【００１５】
米国特許第６３６４９７０号明細書は、亜共晶アルミニウム硅素合金に関するものである。米国特許第６３６４９７０号明細書に従う合金は、０．１５質量％までの鉄含量及び、３０ｐｐｍないし３００ｐｐｍのストロンチウム再微細化（０．００３質量％ないし０．０３質量％）を含む。当業者は、共晶珪素を変性するための最小量のストロンチウム量に対しては、Ｓｒと反応し且つその効果を相殺する燐（Ｐ）は０．０１質量％未満で存在しなければならないことが、絶対必須であることを理解する。米国特許第６３６４９７０号明細書の亜共晶合金は、再微細化された共晶珪素相から得られる、そして前記合金へのＳｒの添加から得られる高い破壊強度を有する。前記合金は更に、マンガン（Ｍｎ）０．５質量％ないし０．８質量％を含む。当業者は、鉄相を“チャイニーズ  スクリプト（Ｃｈｉｎｅｓｅ  ｓｃｒｉｐｔ）”ミクロ構造に変性するために、そしてダイへの溶着を阻止するために、Ｍｎが添加されることを理解する。米国特許第６３６４９７０号明細書に開示された合金は、シラフォント（Ｓｉｌａｆｏｎｔ）３６として、業界で知られている。アルミニウム−フェルラーク  マーケッティング（Ａｌｕｍｉｎｕｍ−Ｖｅｒｌａｇ  Ｍａｒｋｅｔｉｎｇ）及びコミュニケーション  ゲーエムベーハー（Ｋｏｍｍｕｎｉｋａｔｉｏｎ  ＧｍｂＨ）により、１９９９年に出版されたザ  アルミニウム  ハンドブック（Ｔｈｅ  Ａｌｕｍｉｎｉｕｍ  Ｈａｎｄｂｏｏｋ）、第１巻：基礎及び材料（Ｆｕｎｄａｍｅｎｔａｌｓ  ａｎｄ  Ｍａｔｅｒｉａｌｓ）、第１３１頁及び第１３２頁では、「・・・高い残留Ｆｅ含有率のために、従来の鋳造用合金を用いては、延性は達成され得ない」として、シラフォント３６及び同種合金の利点及び制限を議論している。従って、新規合金、例えばＡｌＭｇ5 Ｓｉ2 Ｍｎ［マグシマル（Ｍａｇｓｉｍａｌ）−５９］及びＡｌＳｉ9 ＭｇＭｎＳｒ（シラフォント３６）は、Ｆｅ含有率が約０．１５％に低下されて、開発された。固着（即ち、溶着）が存在しないことを確実にするために、Ｍｎ含有率は
０．５質量％ないし０．８質量％に増加され、そしてこれは、引張強度を改善するという非常に望ましい効果を付加した。
【特許文献３】米国特許第６３６４９７０号明細書
【特許文献４】ザ  アルミニウム  ハンドブック（Ｔｈｅ  Ａｌｕｍｉｎｉｕｍ  Ｈａｎｄｂｏｏｋ）、第１巻：基礎及び材料（Ｆｕｎｄａｍｅｎｔａｌｓ  ａｎｄ  Ｍａｔｅｒｉａｌｓ）、第１３１頁及び第１３２頁、アルミニウム−フェルラーク  マーケッティング（Ａｌｕｍｉｎｕｍ−Ｖｅｒｌａｇ  Ｍａｒｋｅｔｉｎｇ）及びコミュニケーション  ゲーエムベーハー（Ｋｏｍｍｕｎｉｋａｔｉｏｎ  ＧｍｂＨ）、１９９９年出版
【００１６】
使用中、船外マリーンプロペラは時々、該プロペラを損傷させる水面下物体と衝突する。プロペラを形成する合金が低い延性を有する場合、それがかなり大きい寸法の水面下物体と衝突するとき、該プロペラ羽根は破壊され得る。高圧ダイキャスト亜共晶ＡｌＳｉ合金は、それらが脆く且つ延性を欠くので、マリーンプロペラ用としては用途が制限されている。より大きい延性のために、アルミニウムマグネシウム合金は通常、マリーンプロペラ用として使用される。アルミニウムマグネシウム合金、例えばＡＡ５１４は、それらが高い延性及び靱性を提供するので、利点がある。しかしながら、このようなアルミニウムマグネシウムプロペラの修復性は限度がある。ＡｌＳｉ合金へのマグネシウムの添加は、プロペラの強度を向上させるけれども、延性を低下させることが見出された。従って、マグネシウムを含むＡｌＳｉ合金は、プロペラ用の従来のアルミニウムマグネシウム合金よりも望ましくない。また、アルミニウムマグネシウム合金は、鋳造温度がかなり高く且つスクラップ発生率が非常に高いので、プロペラへのダイキャストに関して非常に高価であることが見出された。
【００１７】
コスト及び形状的耐性の理由のために、船外機用プロペラ及び船尾原動機は、従来、高圧ダイキャスト法を使用して鋳造されている。プロペラはまた、より高価な半固体金属（ＳＳＭ）鋳造法を使用して鋳造され得る。ＳＳＭ法において、合金は、高圧ダイキャスティングにおける方法と殆ど同じ方法で、半固体状態で適する温度で、ダイ内に射出される。しかしながら、従来の圧力ダイキャスティングにおけるよりも粘度が高く且つ射出速度が非常に遅く、その結果、ダイを充填する間、殆ど撹乱されないか又は全く撹乱されない。撹乱の減少は、ミクロ多孔性における対応する減少を生じさせる。従って、ダイキャスト、特にマリーンプロペラを高圧ダイキャスト可能であるという利点がある。
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１８】
マリーンプロペラがどのようにして鋳造されるかとは無関係に、それらが作動中に水面下物体と衝突するとき、前記プロペラは通常、プロペラ羽根の大きいセグメントが破壊される。上記において議論したように、これは、従来のプロペラ合金の脆性に起因する。結果として、欠損したセグメントはプロペラが作動した水塊の底に失われるので、損傷したプロペラ羽根は容易に修復され得ない。更に、従来のダイキャストＡｌＳｉ合金に固有の脆性は、鍛造によるプロペラの有効な再構築を阻止する。従って、水面下物体と衝突しても、曲がるがしかし破損しないプロペラを提供することが望ましい。
【００１９】
船外アセンブリは、エンジン、ドライブシャフトハウジング、ギアケースハウジングとも呼ばれる低位ユニット及び、プロペラが固定されている水平プロペラシャフトから構成（先端から底部まで、垂直に）されている。この船外アセンブリは、旋回型ブラケットにより、ボートのボートトランサムに装着される。ボートが高速で運行される場合、前記低位ユニットが水面下物体と衝突するときの安全上の注意が存在する。この場合において、旋回型ブラケット及び／又はドライブシャフトハウジングは破損し、そして回転しているプロペラを持つ船外アセンブリがボートに入ることが可能となり、そしてボートの操縦者に深刻な被害を生じさせ得る。従って、船外アセンブリは、４０ｍｐｈにおける水面下物
体に関する二つの連続した衝突に合格し、そしてまだ操縦可能でなければならないという、業界における一般的な安全性の要求が存在する。更に、船外アセンブリがより大型になるとき、この要求は適合することが一層困難になる。結果として、特に、ドライブシャフトハウジングがダイキャストであるとき、低い延性及び衝撃強度が慣用のダイキャストＡｌＳｉ合金に付随するので、２２５ＨＰを越える馬力を有する船外機は、業界の要求に適合するのに問題を有することが、通常、受け入れられている。従って、ドライブシャフトハウジングが低コストで製造され得るような充分な衝撃強度を持つダイキャストドライブシャフトハウジングを可能にすることは非常に利点がある。同様に、同じ理由により、ギアケースハウジング及び船尾ドライブギンベル（Ｇｉｍｂｅｌ）リングを製造することは利点がある。
【課題を解決するための手段】
【００２０】
本発明は、好ましくは、硅素６質量％ないし２０質量％、ストロンチウム０．０５質量％〜０．１０質量％、鉄最大０．４０質量％、そして好ましくは鉄最大０．２０質量％未満、銅最大４．５質量％、マンガン最大０．５質量％、マグネシウム最大０．６質量％、亜鉛最大３．０質量％、及び残部アルミニウムを含む、ダイキャスティング亜共晶及び／又は過共晶ＡｌＳｉ合金に関するものである。
最も好ましくは、本発明の合金は、鉄、チタン及び硼素を含まないが、しかしながら、このような元素は極微量存在してもよい。
【００２１】
驚くべきことに、本発明の合金は、ダイキャスティング工程の間、ダイキャストダイに溶着しない。ダイキャスト冷却速度及びストロンチウム含有率の故のこの特異な合金は、硅素が１１．６質量％から１４質量％まで変動し得、そして変性された、共晶の、亜共晶の又は過共晶のアルミニウム−珪素ミクロ構造を有し得る共晶組成を有する。本発明の合金は、初期の小板形状のβ−Ａｌ5 ＦｅＳｉ型相粒子及び硼化チタンのような結晶粒再微細化粒子であって、これらは両方とも合金の機械的性質及び延性に対して有害である粒子を含まない。
【００２２】
最も好ましくは、上記ダイキャスティング合金は、硅素６〜２０質量％、ストロンチウム０．０５〜０．１０質量％、鉄最大０．２０質量％、銅０．０５〜４．５質量％、マンガン０．０５〜０．５質量％、マグネシウム０．０５〜０．６質量％、亜鉛最大３．０質量％、及び残部アルミニウムを含む。
【００２３】
本発明の合金は、多数の異なる鋳造金属物品を製造するために用いられ得、マリーンプロペラ、ドライブシャフトハウジング、ギンベルリング及びエンジンブロックを包含するが、しかし、これらに限定されるものではない。前記合金がマリーンプロペラをダイキャストするために使用されるとき、前記合金は好ましくは、硅素８．７５〜９．２５質量％、ストロンチウム０．０５〜０．０７質量％、鉄最大０．３０質量％、銅最大０．２０質量％、マンガン０．２５〜０．３５質量％、マグネシウム０．１０〜０．２０質量％、及び残部アルミニウムを含む。前記合金が、船外原動機アセンブリ用のドライブシャフトハウジング、ギアケースハウジング又はギンベルリングをダイキャストするために使用される場合、マグネシウム範囲が、マグネシウム０．３５〜０．４５質量％に変更されることが好ましい。低いマグネシウム組成比は、プロペラ羽根において必要な大きい延性を提供し、他方、高いマグネシウム組成比は、引張強度及び剛性を向上させる。
【００２４】
低いミクロ多孔性及び低い鉄含有率が望まれるが、しかし、他の冶金学的品質又は組成比が考慮される必要がある他の種類の生成物をダイキャストするためには、使用環境に応じて下記の好ましい成分の一つが最適化であり得る：
（ａ）硅素６．５〜１２．５質量％、ストロンチウム０．０５〜０．０７質量％、鉄好ましくは最大０．３５質量％、そして最も好ましくは最大０．２０質量％、銅２．０〜４．
５質量％、マンガン最大０．５質量％、マグネシウム最大０．３０質量％、及び残部アルミニウム；
（ｂ）硅素６．５〜１２．５質量％、ストロンチウム０．０５〜０．０７質量％、鉄最大０．３５質量％、そして最も好ましくは最大０．２０質量％、銅２．０〜４．５質量％、マンガン最大０．５質量％、マグネシウム最大０．３０質量％、亜鉛最大３．０質量％、及び残部アルミニウム；
（ｃ）硅素６．０〜１１．５質量％、ストロンチウム０．０５〜０．１０質量％、鉄最大０．３５質量％、そして最も好ましくは最大０．２０質量％、銅最大０．２５質量％、マンガン最大０．５質量％、マグネシウム最大０．６０質量％、及び残部アルミニウム。
【００２５】
上記組成は、アルミニウム  アソシエーション表記：３４３、３６０、Ａ３６０、３６４、３６９、３８０、Ａ３８０、Ｂ３８０、３８３、３８４、Ａ３８４、３８５、４１３、Ａ４１３及びＣ４４３を包含するが、しかし、それに限定されない広範なＡｌＳｉ合金に対して、高いストロンチウム含有率及び低い鉄含有率を有するＡｌＳｉ合金は良好な機械的性質を有し且つダイキャスティングダイに溶着しないという新規に発見され且つ驚くべき知見を当てはめることが当業者により理解される。鉄含有率は最大０．４０質量％以下、好ましくは最大０．３５質量％以下、そして最も好ましくは最大０．２０質量％以下であり、他方、ストロンチウム含有率は０．０５〜０．２０質量％、好ましくは０．０５〜０．１０質量％、そして最も好ましくは０．０５〜０．０７質量％の範囲内にあるべきである。
【００２６】
それ故、本発明は、硅素６〜２２質量％、ストロンチウム０．０５〜０．２０質量％及びアルミニウムを含むＡｌＳｉダイキャスト合金であって、ダイキャスティング工程の間に、ダイキャストダイに溶着しないように、前記合金は鉄、チタン及び硼素を実質的に含まない合金を考慮する。
【発明の効果】
【００２７】
本発明に従う合金は、過共晶エンジンブロック又は他のエンジン部材用の低ミクロ多孔性及び高強度を持って形成もされ得る。この合金は、該合金が過共晶ミクロ構造を含むように、硅素１６〜２２質量％、好ましくは硅素１８〜２０質量％を含む。前記合金は更に、ストロンチウム０．０５〜０．１０質量％、鉄最大０．３５質量％、銅最大０．２５質量％、マンガン最大０．３０質量％、マグネシウム最大０．６０質量％、及び残部アルミニウムを含む。低レベルの鉄及び多い量のストロンチウムを持つこの合金は、高いストロンチウム含有率及び速い冷却速度が一次珪素を球状となし、そして共晶珪素が変性されるので、低減したミクロ多孔性及び向上した機械的性質を有する。対照的に、冷却速度がそれ程急速でないとき、一次珪素が樹枝状となり、そして燐が添加されたとき、共晶珪素は変性されない。
【００２８】
全く思いがけなく、本発明の合金において使用された非常に高レベルのストロンチウムは、ミクロ構造を生じさせ且つ相互樹枝状フィーディングを増加させることが見出された。非常に高レベルのストロンチウムの添加は、相互樹枝状フィーディングに関するその影響の故に、変性された共晶珪素を生じさせることが予想された。また、思いがけなく、非常に高レベルのストロンチウムの添加は、合金中に鉄が存在するとき、鉄相の形態変化を生じさせる。とりわけ、従来の鉄形態に特徴的な針状構造は、小さいブロック状粒子に縮小される。
【００２９】
変性された共晶珪素の存在及び鉄相の形態変化は、相互樹枝状フィーディングに非常な影響を有する。アルミニウム相互樹枝状ネットワークを通る液体アルミニウムの移動は、小さい共晶珪素及び鉄相粒子の形成によって促進される。この増加された相互樹枝状フィーディングは、鋳造エンジンブロックにおけるミクロ多孔性を非常に低減することがこと
が見出された。
【００３０】
ミクロ多孔性は、それが、エンジンブロックの機械加工されたヘッドデッキ表面上のＯ−リングシール下の漏洩を引き起こし、ネジ山のトルク保持能を低下させ、そして、ボアを平坦にするための又は母材ボア使用のための能力を低下させるので、望ましくない。従って、認識し得るミクロ多孔性を持つエンジンブロックは廃棄される。ミクロ多孔性の低減は廃棄ブロックの低減をもたらし、次いで、鋳造エンジンブロックのより高い経済的生産をもたらす。
【００３１】
驚くべきことに、本発明の合金は、該合金中に鉄が殆ど存在しないか又は全く存在しない場合でさえも、ダイキャスト成形型に溶着しない。最大０．２質量％を下回るレベルの鉄でさえも、ダイに対する溶着の問題は、０．０５〜０．２０質量％、好ましくは０．０５〜０．１０質量％の非常に高レベルのストロンチウムの添加により解決される。多いストロンチウム成分は、ダイダイキャスティングの間に、溶融した合金の表面張力を生じさせ、且つ、ダイへの溶着から溶融した合金を保護する表面フィルム又は単一層を形成すると考えられる。濡れない単一層は、表面単一層から離れて拡散する熱力学的傾向を有するストロンチウム原子を持つ不安定なＡｌ４Ｓｒ格子を含む。
【発明を実施するための最良の形態】
【００３２】
本発明は、幾つかの実施例に関連して、且つ、添付図面を参照して記載されている。
【００３３】
図１は、ＡＡ５１４から及び本発明の合金から製造されたプロペラの衝撃強度を比較して示すグラフである。                                                    
【００３４】
図２は、ＡＡ５１４及びシラフォント３６に対する本発明の合金の衝撃強度を比較して示すグラフである。
【００３５】
図３は、アルミニウムの表面張力に対する添加された元素の効果を示す、米国金属協会（Ａｍｅｒｉｃａｎ  Ｓｏｃｉｅｔｙ  ｆｏｒ  Ｍｅｔａｌｓ）からのグラフである。
【００３６】
図４は、ＸＫ３６０合金から製造されたドライブシャフトハウジングの斜視図であって、該ドライブシャフトハウジングが破壊するまで静的加重が付されたものの斜視図である。
【００３７】
図５は、本発明の合金から製造されたドライブシャフトハウジングの斜視図であって、図４のドライブシャフトハウジングの場合と同一及びより大きい静的加重が付されたものの斜視図である。
【００３８】
本発明の種々の他の特徴、目的及び利点は、下記の詳細な説明から明らかになるであろう。
【００３９】
本発明の好ましいＡｌＳｉダイキャスト合金は、質量％における下記組成を有する。
元素 好ましい％範囲
珪素                        ６ないし２０％
ストロンチウム              ０．０５ないし０．１０
鉄                          最大０．４％
マンガン                    最大０．５％
マグネシウム                最大０．６％
銅                          最大４．５％
亜鉛                        最大３．０％
アルミニウム                残部
【００４０】
より好ましくは、本発明のＡｌＳｉダイキャスト合金は、下記組成及び質量％を有する。
元素 好ましい％範囲
珪素                        ６ないし２０％
ストロンチウム              ０．０５ないし０．１０％
鉄                          最大０．２％
銅                          ０．０５ないし４．５％
マンガン                    ０．０５ないし最大０．５％
マグネシウム                ０．０５ないし０．６％
亜鉛                        最大３．０％
アルミニウム                残部
【００４１】
本発明に従ってマリーンプロペラをダイキャストするために、最も好ましいＡｌＳｉダイキャスト合金は、下記組成及び質量％を有する。
元素 好ましい％範囲
珪素                        ８．７５ないし９．７５％
ストロンチウム              ０．０５ないし０．０７
鉄                          最大０．３％
銅                          最大０．２％
マンガン                    ０．０２５ないし０．３５％
マグネシウム                ０．１０ないし０．２０％
アルミニウム                残部
【００４２】
船外原動機アセンブリ用のドライブシャフトハウジング、ギアケースハウジング又はギンベルリングをダイキャストするために、本発明のダイキャストＡｌＳｉ合金に対する好ましい組成は、質量％において下記の如くである。
元素 好ましい％範囲
珪素                        ６．０ないし１２．５％
ストロンチウム              ０．０５ないし０．１０％
鉄                          最大０．３５％
銅                          最大４．５％
マンガン                    最大０．５０％
マグネシウム                最大０．６０％
アルミニウム                残部
ダイに対する溶着への保護を経済的に最適化し、且つ、合金中に存在し得る如何なる極微量の鉄をも変性するために、ストロンチウム％は、ストロンチウム０．０５ないし０．１０質量％よりも狭くてよい。銅組成は、冶金学者が鋳造製品に与えようと意図する腐食保護品質に応じて、２．０ないし４．５質量％の範囲内であってよいか又は、最大０．２５質量％と少なくてよい。最後に、マグネシウムは、該マグネシウムがダイに対する溶着を阻止するために必要とされず、且つ、低レベルのマグネシウムが合金の延性を向上させるので、最大０．３０質量％と少なくてよい。
【００４３】
ＡｌＳｉ合金は、本発明に従って、過共晶アルミニウム珪素合金エンジンブロック用に組成され得、前記ＡｌＳｉ合金は、下記組成及び質量％を有する。
元素 好ましい％範囲
珪素                        １６ないし２２％
ストロンチウム              ０．０５ないし０．１０％
鉄                          最大０．３５％
銅                          最大２．５％
マンガン                    最大０．３０％
マグネシウム                最大０．６０％
アルミニウム                残部
好ましくは、前記合金は珪素１８ないし２０質量％を含み、そして更に、変性された共晶珪素相を持つ共晶内に固定された丸い一次珪素粒子を持つ共晶ミクロ構造を含む。対照的に、燐で再微細化されているダイキャスト過共晶ＡｌＳｉ合金は、共晶珪素相が変性されていない共晶内に固定された多角形形状の一次珪素粒子を持つ。
従って、本発明は過共晶合金のための独特のミクロ微細構造を製造する。
【００４４】
上記組成から当業者が注目するように、広範な珪素％が本発明のアルミニウムに対して存在する。本発明のＡｌＳｉ合金の共晶成分は、鋳造冷却速度の急速さ及び高ストロンチウム含有率の故に、硅素が１１．６質量％から１４質量％まで変動し得ると考えられる。従って、合金のミクロ構造は、変性された共晶珪素相、共晶アルミニウム珪素ミクロ構造、亜共晶アルミニウム珪素ミクロ構造及び過共晶アルミニウム珪素ミクロ構造であってよい。
【００４５】
更に、ダイキャスト合金として上記に特定されたＡｌＳｉ合金は、結晶粒が再微細化されておらず、それ故、如何なる結晶粒再微細化元素、例えばチタン、硼素又は燐をも実質的に含まない。
【００４６】
本発明に従うアルミニウム合金が溶液から液相温度より低い温度に冷却されると、アルミニウム樹枝状結晶が発現し始める。温度が下降し且つ固化が進行するとき、樹枝状結晶は寸法が大きくなり、そして相互樹枝状ネットワークマトリックスを形成し始める。加えて、鉄が存在するとき、鉄相は、固化の間又は一次アルミニウム沈澱の前に、同時に生成する。
【００４７】
本発明によると、高レベルのストロンチウムが合金のミクロ構造を大きく変性し、そして、ストロンチウムがアルミニウム合金溶液の表面張力を向上させるので、溶着を避けるための濡れない条件を促進する。０．０５ないし０．２０質量％、好ましくは０．０５ないし０〜０．１０質量％、そして最も好ましくは０．０５ないし０．０７質量％のストロンチウム添加が共晶珪素を有効に変性し、そしてストロンチウム原子による溶融表面の単一相被覆を提供し、これは、ダイキャストダイへの溶着を避けるための濡れない条件を有効に作り出す。慣用の、未変性の亜共晶ＡｌＳｉ合金において、共晶珪素粒子は大きく且つ不規則形状である。このような大きい共晶珪素粒子は、固化された構造中の大きい尖った形状の珪素結晶へと沈澱し、合金の脆性を与える。ストロンチウム添加は、共晶珪素粒子の寸法を低め且つアルミニウムの表面張力を増加させることにより、共晶珪素相を変性する。
【００４８】
更に、全く思いがけず、０．０５ないし０．２０質量％の範囲のストロンチウム添加は、鉄が存在するとき、鉄相形状の形態を変性する。従来、鉄相形態は針状形状である。ストロンチウム添加は、ミクロ構造の鉄針を、小さいブロック状粒子に縮小することにより、鉄相形態を変性する。
【００４９】
変性された共晶珪素の存在及び鉄相形態の変化は、相互樹枝状フィーディングに大きい効果を有する。鉄相構造の寸法の縮小と共に共晶珪素粒子の寸法の縮小は、冷却の間、相互樹枝状アルミニウムネットワークを通る液体金属の移動を非常に促進する。結果として、増加された相互樹枝状フィーディングは、鋳造エンジンブロックにおけるミクロ多孔性
を低減することが見出された。
【００５０】
冷却されたＡｌＳｉ合金製品のミクロ構造におけるミクロ多孔性の低下は、多孔性の規格に合格しないブロックの数を非常に低減する。ミクロ多孔性は、それがＯリングシールの漏れ、ネジ山の強度における低下、製造中に金属メッキ不可能な表面及び母材ボアの使用については多いオイル消費、をもたらすので望ましくない。従って、大きなミクロ多孔性欠損を持つエンジンブロックは廃棄される。本発明の合金に関して、この新規で且つ斬新な合金を単に使用するのみで、７０％までの廃棄低減が得られ得ることが予想される。多孔性の規格に合格しないブロックの低減は、廃棄されるブロック量の低減に対応し、次いで、鋳造エンジンブロックのより高い経済的生産をもたらす。
【００５１】
加えて、合金組成中に存在する他の元素は、最終的な鋳造製品の独特の物理的品質に寄与する。とりわけ、結晶粒再微細化元素の削除は、このような元素と高反応性のストロンチウムとの間の有害な相互作用を阻止する。
【００５２】
本発明のＡｌＳｉダイキャスト合金は、鉄含有率が実質的に低いにも係わらず、ダイキャスティング法の間ダイに溶着しないという予期せぬ利点を有する。従来、溶融したアルミニウムに溶解する、ダイキャスティングダイからの鉄の熱力学的傾向を阻止するために、鉄約１質量％がＡｌＳｉダイキャスト合金に添加された。本発明の実質的に鉄を含まない合金を用いて造られたダイキャスト物品は、永久成形又はサンドキャスティングよりも小さい樹枝状アーム間隙を有し、そして、永久鋳型キャスティング法又はサンドキャスティング法により製造された生成物よりも優れた機械的性質を有する。
【００５３】
ダイキャスティング法の間に、合金鋳造され且つ周囲環境に暴露されると、溶融された鋳造物品の外表面上に表面相酸化物フィルムが形成される。ＡｌＳｉ合金がダイキャストされるとき、アルミナＡｌ2 Ｏ3 のフィルムが生成する。合金がＭｇを含むとき、前記フィルムはスピネルＭｇＯ−Ａｌ2 Ｏ3 である。合金が２質量％を越えるＭｇを含むとき、前記フィルムはマグネシアＭｇＯである。殆どのアルミニウムダイキャスト合金は幾分かのマグネシウムを含むが、しかし１質量％未満であるので、殆どのアルミニウム合金上の前記フィルムはスピネルであると予想される。このような合金は、鋳造したばかりの合金中の溶融された金属の移動が前記フィルムを破壊し、そして新鮮なアルミニウムを、溶着が起こる鉄を含むダイに暴露するので、ダイキャストダイに溶着する。
【００５４】
温度の関数として、酸化物の遊離エネルギー生成を説明しているエリンガム（Ｅｌｌｉｎｇｈａｍ）ダイアグラムは、ＩＩＡ族のアルカリ土類金属（即ち、ベリリウム、マグネシウム、カルシウム、ストロンチウム、バリウム及びラジウム）は、アルミナがアルミニウムに再生され得、そして新規酸化物がアルミニウム合金の表面上に生じる程に、安定化酸化物を形成することを確認している。従って、非常に低レベルのマグネシウム及び鉄が存在する本発明の合金において、アルミニウム−ストロンチウム酸化物が、保護的なアルミナ又はスピネルフィルムさえも代替し、ダイへの溶着を阻止する。
【００５５】
ストロンチウム以外のアルカリ土類金属の添加が、このような元素が、ストロンチウムが行うのと同じ保護を提供するかどうか確認するため、試験された。例えば、ベリリウムの添加は、５０質量ｐｐｍのレベルで健康に非常に有害だけれども、アルミニウム−マグネシウム合金溶融物上の前記フィルムの保護的性質を非常に改善し、前記酸化損失が低減するという結果を伴う。しかしながら、酸化損失に対する酸化物コーティングの前記改良を用いてさえも、ベリリウムを含むダイキャスティング合金は、ダイキャスティング法における溶着の問題に直面する。従って、高レベルのベリリウムは、ストロンチウムが示したのと同じ抗溶着抵抗性を提供しないと予想される。同様に性能特性を示さないことが、バリウム及びラジウムに対しても同じく予想される。従って、ＩＩＡ族の他の元素が同様
の化学的挙動を示すことが予想されるにも係わらず、ストロンチウムを含むダイキャスティング合金のみが、ダイキャスティングダイに溶着しない結果を示すことが判明した。
【００５６】
ＡｌＳｉ合金が高いストロンチウム濃度（即ち、０．０５ないし０．２０質量％）及び低い鉄含有率を有するとき、合金溶融物は、その上に、より厚い酸化物フィルムを生じることが予想される。更に、前記酸化物フィルムの溶融物側は“濡れて”おり、これは、前記フィルムが液体溶融物に完全に原子的に接触していることを意味する。従って、この酸化物フィルムは前記溶融物に非常によく接着し、それ故、この界面は、収縮多孔性又はガス多孔性のような容量欠損のための好ましくない核生成部位である。対照的に、ダイキャスティング工程の間に空気と元来接触する酸化物フィルムの外表面は、関連する付着ガス相を持ち続ける。前記酸化物のこの“乾燥”部位は、それが埋入されるとは思われず、それ故、それに接触しているどのような空気中のどのような微量の酸素も活発に除去し、その結果、ストロンチウム酸化物は成長し続ける。従って、ガスフィルムは結局消滅し、ダイに接触し且つストロンチウム酸化物に被覆された溶融アルミニウムを生じさせる。有効的に、駆動する熱力学的な力がダイ界面における溶着を変化させ、そして、前記界面における動的酸化物バリアコーティング又は単一相が形成される。
【００５７】
熱力学的に無限稀釈においては、純粋成分からの如何なる溶液形成における自由エネルギーも、溶質のモル比における増加を伴う無限比率において減少する。これは、溶液を形成するための純粋物質の何らかの相互溶解に対して、熱力学的駆動力が常に存在すると言うことと同じである。従って、合金化されていないアルミニウムは、ダイキャスティング工程において通常使用される鋼製ダイ中の鉄をに取り込む強い熱力学的傾向を有する。この添加は、ダイからより多くの鉄を溶液に取り込みたいというアルミニウムの傾向を劇的に低減するので、これは、冶金学者が何故ダイキャストＡｌＳｉ合金に鉄約１質量％添加するのかも説明する。この解決策の持つ問題は、ダイへの溶着を避けるために使用される鉄が、ダイキャストアルミニウム合金の機械的性質、特に延性及び衝撃性を低減することである。これは、アルミニウム中への非常に低い溶解度（約３８ｐｐｍ）を有する鉄が、“針状”相形態を持つミクロ構造において認められることによる。前記針状形態は、マグネシウムの添加により、“チャイニーズ  スクリプト”形態に変性され得る。マグネシウムの添加は、鉄相の針状形態を変性することにより延性及び衝撃性を向上させるが、しかし、変性されたマグネシウム−鉄相はまだ、ミクロ構造において“応力を生じさせるもの（ｓｔｒｅｓｓ  ｒｉｓｅｒｓ）”であるので、ＡｌＳｉダイキャスト合金において、少量のマンガン及び僅かに多い量の鉄が使用された場合と同様の利点を提供しない。実際、バッカード（Ｂａｃｋｅｒｕｄ）らによる米国特許題２６７８２９号明細書は、鉄を含む相互−金属粒子の全量は、添加されるマグネシウム量の増加に伴い増加すると指摘しており、そして更に、ポール  エヌ．クリーピー（Ｐａｕｌ  Ｎ．Ｃｒｅａｐｅａｕ）による“アルミニウム−珪素鋳造合金中の鉄の効果−批判的な批評（Ｔｈｅ  Ｅｆｆｅｃｔｓ  ｏｆ  Ｉｒｏｎ  ｉｎ  Ａｌｕｍｉｎｕｍ−Ａ  Ｃｒｉｔｉｃａｌ  Ｒｅｖｉｅｗ）”（日付なし）から、クリーピーは、対応する延性の減少と共に、各質量％合計（％Ｆｅ＋％Ｍｎ＋％Ｃｒ）に対して３．３容量％相互−金属が生成するのを測定したと引用している。
【００５８】
この点を説明するために、下記組成：硅素９．５１質量％、マグネシウム０．１３質量％、マンガン０．６５質量％、鉄０．１２質量％、銅０．０２質量％、チタン０．０４質量％、ストロンチウム０．０２３質量％、残部アルミニウムを有する、米国特許第６３６４９７０号明細書に従う合金（即ち、シラフォント３６）が、ダイキャストされた。この高マンガンＡｌＳｉ合金が、以下の化学組成：硅素９．５０質量％、マグネシウム０．１４質量％、マンガン０．２８質量％、鉄０．２０質量％、銅０．１２質量％、ストロンチウム０．０６８２質量％、微量のチタン及び残部アルミニウムを持つ本発明の合金と、落下衝撃試験において比較された。このような合金の両方は、図２に示される通りＡＡ５１
４と更に比較された。マンガンを多く有する合金組成に対して鉄が少なかったという事実にも係わらず、そして、このような合金は、鉄相形態を変性するためのマンガンを多く有していたという事実にも係わらず、落下衝撃性は、本発明に従う合金と同じほど大きくなかった。６７％を越える鉄含有率及び５７％未満のマンガン含有率を持つ本発明の合金は、非常により大きい衝撃性を有していたことが見出された。図２を参照。結論は、高い衝撃性は、２００％高いストロンチウム含有率に起因するということである。
【００５９】
相（即ち、液相又は固相）の表面は通常、相の境界及びその近傍で急速な構造変化が起こるので、それと同一相の内部と挙動が異なることは良く知られている。従って、表面は、それに関連するより大きいエネルギー量を有する。表面に関連する過剰エネルギーは、表面積を減少させることにより及び表面エネルギーを減少させることにより、最小化される。材料全体の極一部のみが表面に関連しているので、表面を飽和するのに非常に少量の不純物のみが要求される。スマンス  シャンカー（Ｓｕｍａｎｔｈ  Ｓｈａｎｋａｒ）及びマクロウフ  エム．マクロウフ（Ｍａｋｈｌｏｕｆ  Ｍ．Ｍａｋｈｌｏｕｆ）により、ＷＰＩ  アドバンスト  キャスティング  リサーチ  センター（Ａｄｖａｎｃｅｄ  Ｃａｓｔｉｎｇ  Ｒｅｓｅａｒｃｈ  Ｃｅｎｔｅｒ）、５月２５日、２００４年、レポートＮｏ．Ｐｒ．０４−１において、表題「亜共晶アルミニウム珪素合金の固化の間の共晶ミクロ構造の評価（Ｅｖｏｌｕｔｉｏｎ  ｏｆ  ｔｈｅ  Ｅｕｔｅｃｔｉｃ  Ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ  Ｄｕｒｉｎｇ  Ｓｏｌｉｄｉｆｉｃａｔｉｏｎ  ｏｆ  Ｈｙｐｏｅｕｔｅｃｔｉｃ  Ａｌｕｍｉｎｕｍ  Ｓｉｌｉｃｏｎ  Ａｌｌｏｙ）」の下に、２３０ｐｐｍのストロンチウムが、固体／液体表面エネルギー（γ）を、５９８℃において０．５５Ｎ／ｍから１．６２Ｎ／ｍまで；５９３℃において１．０３Ｎ／ｍから２．０８Ｎ／ｍまで；５８８℃において１．３９Ｎ／ｍから２．５９Ｎ／ｍまで；そして５８３℃において２．２４Ｎ／ｍから３．０６Ｎ／ｍまで、増加させることが報告されていた。一定のストロンチウム含有率のため、これらの表面エネルギー測定値の自然ｌｏｇ値は、下記の如く、ケルビン尺度での温度の自然ｌｏｇに対して直線的に変化する。
変性されたＡｌ−Ｓｉ合金：ｌｎγ＝−３６．７２８ｌｎ（Ｔ）＋２４９．１４；Ｒ2 適正パラメータ＝０．９９１１
変性されていないＡｌ−Ｓｉ合金：ｌｎγ＝−８０．０４２ｌｎ（Ｔ）＋５４１．４８；Ｒ2 適正パラメータ＝０．９９２８
【００６０】
これらの表面エネルギー測定に基づき、約２００ｐｐｍのストロンチウムは、固体／液体表面エネルギーを２倍又は３倍にし得ることは明らかである。従って、シャンカー／マクロウフの知見は、ストロンチウム０．０５質量％ないし０．１０質量％は、合金の表面エネルギーを、著しく増加させ得ることを示唆している。それ故、ストロンチウム添加と関連する表面エネルギーの増加は、鋼製ダイが溶融されたアルミニウムで濡れないことを助ける。この挙動は、水の挙動に対する水銀（Ｈｇ）の挙動に類似又は比較し得、水は、表面に拡散し且つ“濡らす”。
【００６１】
溶着は、濡れることを助ける条件下で、ダイキャスティング工程において非常に起こり得るので、多くのストロンチウムを含むＡｌＳｉダイキャスト合金を使用する利点の一部は、固体／液体表面エネルギーに対するストロンチウム効果により生じる濡れない条件にある。液体アルミニウム中のストロンチウムの酸素に対する高い反応性は、鉄を僅かしか含まないか又は全く含まないＡｌＳｉ合金に対して影響を及ぼす因子であり、その結果、鉄に溶解し、鋼に溶着する傾向にある熱力学的力が生じないことが更に考えられる。
【００６２】
界面の熱力学的処理の基づき、ギッブスの吸着式（即ち、ギッブスの吸着等温式）は、溶質と液体金属との吸着及び脱着挙動は、溶質濃度の関数として金属の表面張力を測定することにより評価され得るという事実を示す。ギッブスの吸着式に従って、定温及び定圧での２成分系における溶質の過剰の表面濃度は、下記式：
【数１】
2006207024.tif 000002
（式中、Γs は単位表面積当たりの溶質の過剰の表面濃度を表わし、γは表面張力を表わし、ａs は系の溶質“ｓ”の活性を表わし、Ｒは気体定数を表わし、そしてＴはケルビン尺度における絶対温度を表わす。）で与えられる。稀釈溶液において、溶質活性ａs は、質量％で表した溶質濃度で置き換えることができる。それ故、低濃度の溶質においては、即ち、本発明の合金中のストロンチウムに対しては、Γs は、単位界面面積当たりの溶質の表面濃度に等しいと解釈される。ギッブスの吸着式が示すように、過剰の表面濃度Γs は、経験的に決定された下記式：
【数２】
2006207024.tif 000003
で表わされる傾きから評価され得る。                                              
【００６３】
シャンカー及びマクロウフにより、四つの異なる温度において、変性されていない及び変性されたＡｌＳｉ合金について行われ、慎重に得られた表面張力測定は、２３０ｐｐｍのストロンチウム添加は、アルミニウムの等温表面張力を、変性されていない合金よりも変性された合金に対して、非常に大きく上昇させたことを決定した。更に、表面張力に対する温度依存性のための、シャンカー及びマクロウフのＲ2 適合度パラメータは、変性されていないＡｌＳｉ合金について０．９９２８であり、そして変性されたＡｌＳｉ合金にについて０．９９１１であり、これは、優れた適合性を示している。
【００６４】
本発明に対するシャンカー及びマクロウフの教示の適用は、ストロンチウムがアルミニウムの表面張力を増加させることを示している。シャンカーの及びマクロウフのデータのより厳密な検証は下記のことを示す。
┌─────────────────┬────┬────┬────┬────┐
│温度（Ｋ）                        │８７１  │８６６  │８６１  │８５６  │
├─────────────────┼────┼────┼────┼────┤
│表面張力の変化（Ｎ／ｍ）          │１．０７│１．０５│１．２０│０．８２│
│（変性されたものの値から変性されて│        │        │        │        │
│いないものの値を引いた値）        │        │        │        │        │
└─────────────────┴────┴────┴────┴────┘
【００６５】
従って、表面張力の平均的変化は、１．０３５Ｎ／ｍであり、変動係数は僅か１５％である。シャンカーの及びマクロウフの研究における変性されていない合金は、変性された合金よりも２桁低いストロンチウム含有率約０．０００２３質量％を有していたので、下記の事が正しい。
【数３】
2006207024.tif 000004
【００６６】
ギッブスの吸着式（ここで、Ｒは８．３１４５１Ｊ／Ｋ／モルに等しく、そして平均温度は８６３．５Ｋに等しい）に前記知見を適用すると、ストロンチウム原子の過剰の濃度は下記式で表わされる。
【数４】
2006207024.tif 000005
それ故、表面におけるストロンチウム原子当たりの面積は（３１．３×１０-6  モル／ｍ2 ）（６．０２×１０23原子／モル）の逆数であり、これは５．３１×１０-20 ｍ2 ／原子又は５．３１（Å）2 ／原子である。
【００６７】
ストロンチウム原子［ポーリング原子半径ｒ＝１．１３×１０-10 ｍ（Ｓｒ+2イオンに対する値）］の最密充填単一相における限界濃度は、２√３ｒ2 ＝４．４２×１０-20 ｍ2 ／原子と見積もられる。これは、３７．５４×１０-6モル／ｍ2 に対応する。単一相における表面ストロンチウム濃度３１．３×１０-6  モル／ｍ2 （ギッブスの吸着等温式を用いて計算した値）との比較は、被覆率８３．４％（不完全な単一相が形成されている）又は、単一相における最密充填の仮定が正しくないことを示す。
【００６８】
当業者は、上記仮定は、１気圧下におけるストロンチウム濃度２３０ｐｐｍを示唆していることを認識する。本発明は、表面単一相における完全被覆を裏付けるストロンチウム濃度５００〜１０００ｐｐｍを示唆している。更に、アルミニウム−ストロンチウム相ダイアグラムを知り、アルミニウムへのストロンチウムの非常に制限された溶解度を理解すれば、Ａｌ4 Ｓｉ正方晶相が、合金のミクロ構造中に生じると予想される。このＡｌ4 Ｓｉ正方晶相は、４．３１Åのａ−格子パラメータ及び７．０５Åのｃ−格子パラメータを有している。従って、Ａｌ4 Ｓｉ正方晶相は、如何なる界面においても、固体状態において、最密充填面を示すことが予想されない。しかしながら、表面単一相の議論に関して、本発明のＡｌＳｉ合金は、液体状態の合金に関するものであって、固体状態の合金に関するものではない。また、ルシャトリエの原理を取り込んだ高圧の適用は、液体におけるダイキャスティングにおいて存在する。この原理は、力を適用することにより系が平衡から離れたとき、前記系は、その力を減じる方向に移動すると述べている。従って、内部に比較して表面相においては急速な構造変化が起こるので、ダイキャスティング圧力は、溶融された合金の表面における液体単一相のストロンチウム原子の最密充填を引き起こすのに充分であると考えられる。
【００６９】
元素がアルミニウムの表面相で濃縮するのが認められるとき、それに付随する表面張力の減少が存在することは、当業者により認識されている。これは図３に説明されている。図３は、１９８４年に、アメリカン  ソサエティ  フォー  メタルズ（Ａｍｅｒｉｃａｎ
Ｓｏｃｉｅｔｙ  ｆｏｒ  Ｍｅｔａｌｓ）により刊行された、表題「アルミニウム、性質及び物理的冶金学（Ａｌｕｎｉｎｕｍ、Ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ  ａｎｄ  Ｐｈｙｓｉｃａｌ  Ｍｅｔａｌｌｕｆｙ）」のテキスト第２０９頁から取られた。図３は、明らかに、ストロンチウム以外の全ての元素は、それらがアルミニウムに溶解されたとき、アルミニウムの表面張力の低下を示すことを説明している。驚くべきことに、稀釈溶液において、高表面張力の溶質、例えば高融点金属でさえも、アルミニウム溶液の表面張力に殆ど効果を有しないことが示されている。
【００７０】
この一般的な現象とは対照的に、ディー．エイ．オルセン（Ｄ．Ａ．Ｏｌｓｅｎ）及びディー．シー．ジョンソン（Ｄ．Ｃ．Ｊｏｈｎｓｏｎ）［Ｊ．Ｐｈｙｓ．Ｃｈｅｍ．６７
、２５２９、１９６３年；１９８８年に、オックスフォードのクラレンドン（Ｃｌａｒｅｎｄｏｎ）出版から、ティー．イイダ（Ｔ．Ｉｉｄａ）及びロデリック（Ｒｏｄｅｒｉｃｋ）による「液体金属の物理的性質（Ｔｈｅ  Ｐｈｙｓｉｃａｌ  ｐｒｏｐｅｒｒｉｅｓ
ｏｆ  Ｌｉｑｕｉｄ  Ｍｅｔａｌｓ）」において報告された］は、タリウム含有率の関数として、水銀−タリウムアマルガムの表面張力を研究し、そして、共晶組成物におけるよりも大きい、タリウムを含有するアマルガムにおける表面張力の増加を見出した。著者は、溶融物中に内部よりも表面相において不安定な化合物を形成する成分が存在するとき、混合物の表面張力は、純粋成分におけるよりも大きくなり得ると説明した。従って、著者は、アマルガムの内部で濃縮され得る水銀−タリウム化合物が形成されることは明らかであると結論している。このような化合物の形成は、表面相のタリウム原子を除去し、それにより、表面張力値を上昇させる。
【００７１】
同様の理由を使用して、本発明において、アルミニウム−ストロンチウム化合物Ａｌ4 Ｓｒは、とりわけ、ストロンチウム原子が表面単一相から離れて拡散し易いので、水銀−タリウム化合物と同様に、熱力学的理由により、表面単一相において不安定であることが示唆される。更に、好ましいストロンチウム含有率５００ないし１０００ｐｐｍは動的形態に置かれているので、溶着を避けるためには、ストロンチウム原子の最密充填単一相は、ほぼ１００％の被覆率を示すことが示唆される。表面単一相の熱力学的特徴は、ダイキャスティングにおける高圧のため、部分的に生じると更に考えられる。最密充填された表面単一相は濡れない条件を作り出し、そして、溶着が起こるのを非常に困難にし、本発明の合金においてダイに溶着することを阻止するための鉄の必要性を排除する。
【００７２】
本発明のＡｌＳｉ合金を使用してエンジンブロックを鋳造する場合、前記合金は、その物理的性質において大きな利点を示す。マグネシウム０．１５質量％の鋳造条件において、耐力は１７ＫＳＩであり、最高引張強度は３５ＫＳＩであり、そして伸びは２インチ（約５．０８ｃｍ）につき１１％であった。マグネシウム０．３０質量％において、耐力はは１８ＫＳＩであり、最高引張強度は３９ＫＳＩであり、そして伸びは２インチ（約５．０８ｃｍ）につき少なくとも９％であった。マグネシウム０．４５質量％において、耐力は２１ＫＳＩであり、最高引張強度は４２ＫＳＩであり、そして伸びは２インチ（約５．０８ｃｍ）につき６％であった。
【００７３】
マグネシウム０．３０質量％を含む鋳造合金を３４０°Ｆ（約１７１℃）で４時間ないし８時間エージングすると、耐力少なくとも２８ＫＳＩ、最高引張強度４５ＫＳＩ及び２インチ（約５．０８ｃｍ）につき伸び少なくとも９％を与えた。前記Ｔ５処理条件を用いると、同じ鋳造条件において延性の損失はなく、そして最高引張強度は１５％向上し、他方、耐力は５０％向上した。Ｔ５処理条件を用いると、溶液熱処理は影響がなかった。
【００７４】
３４０°Ｆ（約１７１℃）で４時間ないし８時間エージングしたＴ６熱処理条件は耐力を３５ＫＳＩに向上させ、同じ鋳造条件においてほぼ１００％の向上であり、同じ鋳造条件において延性の損失はなかった。しかしながら、Ｔ６熱処理条件において、溶液熱処理は影響があり、そして溶液熱処理の間、幾分かの膨れが起こり得た。
【００７５】
４００°Ｆ（約２０４℃）で４時間ないし８時間エージングし、溶液熱処理を伴うＴ７熱処理条件並びに、室温で４時間ないし８時間エージングし、溶液熱処理を伴わないＴ４熱処理条件の両方は、同じ鋳造条件に比較して２インチ（約５．０８ｃｍ）につき伸びが１００％向上し、他方、同じ鋳造条件と等しい耐力を維持した。
【００７６】
本発明の亜共晶ＡｌＳｉ合金は、船外及び船尾駆動マリーン原動機のエンジンブロックを鋳造するために用いられ得る。このようなエンジンが鋳造されるとき、合金のマグネシウムレベルは０．０〜０．６質量％であり、好ましくは、０．２０〜０．５０質量％の範
囲に保持される。
【実施例】
【００７７】
実施例１
質量％で下記組成：硅素１１．１％、マグネシウム０．６１％、鉄０．８５％、銅０．０９％、マンガン０．２２％、チタン０．１６％、ストロンチウム０．０５５％、及び残部アルミニウム、を有する合金を製造した。その後、３６個の四気筒鋳造エンジンブロックを、この合金から製造した。
【００７８】
対照ロットを、質量％で下記組成：硅素１１．１％、マグネシウム０．６１％、鉄０．８５％、銅０．０９％、マンガン０．２２％、チタン０．１６％、及び残部アルミニウム、を有する合金を使用して製造した。注目すべきは、この合金にストロンチウムが全く添加されなかったということである。１２００トンダイキャスティング装置を使用して、第一合金ブロックと同一条件下で、３８個の四気筒エンジンブロックをダイキャストした。二組のブロックの間の唯一の相違は、第一組がストロンチウム０．０５５質量％を有しており、そして対照ロットがストロンチウムを全く含んでいなかったことである。
【００７９】
対照ロット及びストロンチウム含有ロットを機械加工し、そして全ての機械加工された表面、ネジ山加工された孔及びドエルピン孔を、特定のＭ６、Ｍ８及びＭ９ネジ山についての二つのネジ山間隔を横断して延び得る寸法の孔２個のみを許容した厳しい多孔性規格に従って検査した。
【００８０】
３８個の対照ロットブロックは、ミクロ多孔性欠陥を持つ８個のブロックを与え、これは２１．１％に当たった。欠陥を持つ前記８個のブロックにおいて、前記ブロックの７個は多孔性規格に不合格であった。前記７個のブロックが廃棄され、これは、対照ロットに対する廃棄比率１８．４％を示した。
【００８１】
これに対して、ストロンチウム含有ロットは、３６個のブロックのうち４個が欠陥を持ち、１１．１％の比率であった。前記４個のブロックのうち、２個のみが、多孔性規格の下で廃棄することが必要であった。従って、ストロンチウム含有ロットの廃棄比率は５．６％であった。
【００８２】
廃棄低下の程度、即ち、１８．４％から５．６％への７０％の低下は予想されないものであり、また、高いストロンチウムレベルがミクロ多孔性の低減に影響を及ぼすことを示す、非常に有用な結果である。廃棄における前記低下は、鋳造エンジンブロックの非常に経済的な生産に欠かせないことである。
【００８３】
実施例２
質量％で下記組成：硅素１０．９％、マグネシウム０．６３％、鉄０．８７％、銅０．０８％、マンガン０．２４％、チタン０．１４％、ストロンチウム０．０６０％、及び残部アルミニウム、を有する合金を製造した。４０個の２．５Ｌ、Ｖ−６二ストロークエンジンブロックを、この合金から製造した。
【００８４】
対照ロットを、質量％で下記組成：硅素１０．９％、マグネシウム０．６３％、鉄０．８７％、銅０．０８％、マンガン０．２４％、チタン０．１４％、及び残部アルミニウム、を有する合金を使用して製造した。注目すべきは、この合金にストロンチウムが全く添加されなかったということである。３３個の２．５Ｌ、Ｖ−６二ストロークエンジンブロックを、この合金から製造した。
【００８５】
２５００トンダイキャスティング装置を使用して、同一条件下で、同時に二つのロット
をダイキャストし、その後、連続番号を付けた。二つのロットの間の唯一の相違は、第一ロットはストロンチウム０．０６０質量％を含んでおり、他方、対照ロットはストロンチウムを含んでいなかったことである。二つのロットを一緒に機械加工した。
【００８６】
エンジンブロックのヘッドデッキを、ミクロ多孔性に関して試験した。直径０．０１０インチ（約０．０２５４ｃｍ）ないし０．０６０インチ（約０．１５２ｃｍ）の範囲を有するミクロ多孔性欠陥を持つエンジンブロックを修復した。直径０．０６０インチ（約０．１５２ｃｍ）より大きいミクロ多孔性欠陥を持つブロックは廃棄した。この厳しい多孔性標準は、Ｏ−リングシールをエンジンブロックのヘッドデッキ上に配置しなければならないので、必要である。どのような程度のミクロ多孔性欠陥も、Ｏ−リングシール下での漏洩の機会を与える。
【００８７】
３３個の対照ロットエンジンブロックは、ミクロ多孔性欠陥の結果として廃棄された１６個のブロック（４８％）を与えた。これに対して、ストロンチウム含有エンジンブロックの４０個のロットは、ミクロ多孔性欠陥の結果として廃棄された１４個のブロック（３５％）を与えた。
【００８８】
本実施例に対する廃棄低下の程度は、４８％から３５％に対する、２７％である。ミクロ多孔性欠陥に起因する廃棄におけるこの低下は、ストロンチウムの添加は非常に有用であり、そしてまた予想できなかったことを示している。ミクロ多孔性欠陥を低下させるこの基本的な効果は疑う余地がなく、そして、鋳造エンジンブロックの非常に経済的な生産に欠かせない廃棄の低減をもたらす。
【００８９】
実施例３
質量％で下記組成：硅素１１．３％、マグネシウム０．６３％、鉄０．８１％、銅０．１０％、マンガン０．２５％、チタン０．１１％、ストロンチウム０．０６４％、及び残部アルミニウム、を有する合金を製造した。３７個の２Ｌ、四ストロークエンジンブロックを、この合金から製造した。
【００９０】
対照ロットを、質量％で下記組成：硅素１１．３％、マグネシウム０．６３％、鉄０．８１％、銅０．１０％、マンガン０．２５％、チタン０．１１％、及び残部アルミニウム、を有する合金を使用して製造した。注目すべきは、この合金にストロンチウムが全く添加されなかったということである。２５個の２Ｌ、四ストロークエンジンブロックを、この合金から製造した。
【００９１】
最初の二つの実施例とは異なるダイキャスティング装置を使用して、同一条件下で、二つのロットをダイキャストした。前記ロットは同時に鋳造され、その後、連続番号を付けられた。二つのロットの間の唯一の相違は、第一ロットはストロンチウム０．０６４質量％を含んでおり、他方、対照ロットはストロンチウムを含んでいなかったことである。
【００９２】
エンジンブロックのヘッドデッキを、ミクロ多孔性に関して試験した。全ての機械加工された表面、ネジ山加工された孔及びドエルピン孔を検査した。直径０．０１０インチ（約０．０２５４ｃｍ）ないし０．０６０インチ（約０．１５２ｃｍ）の範囲を有するミクロ多孔性欠陥を持つエンジンブロックを修復した。直径０．０６０インチ（約０．１５２ｃｍ）より大きいミクロ多孔性欠陥を持つブロックは廃棄した。
【００９３】
２５個の対照ロットエンジンブロックは、欠陥を持つ２０個のブロック（８０．０％）を与えた。欠陥ブロックのうち６個を廃棄し、廃棄率２４．０％を与えた。これに対して、ストロンチウム含有エンジンブロックの３７個のロットは、ミクロ多孔性欠陥を持つ２８個のブロック（７５．７％）を与えた。３７個のブロックのうち僅か５個のみが廃棄さ
れた（廃棄率１３．５％）。
【００９４】
本実施例に対する廃棄低下の程度は、非常に厳しい多孔性規格において、２４％から１３．５％に対する、４４％である。ストロンチウム０．０１０質量％は、前記の共晶珪素相変性を起こすには充分過ぎるけれども、このストロンチウム量は、上で確認された多孔性レベル又は廃棄を低下させるには不充分である。それ故、上記実験で確認された結果、特に、廃棄されたブロックの低下の程度は、予想されなかった。
【００９５】
実施例４
本発明のＡｌＳｉ合金は、レクリエーションボート産業において使用されるマリーン船外及び船尾駆動原動機用のプロペラを鋳造するためにも使用され得る。従来、アルミニウム−マグネシウム合金、特にＡＡ５１４が、ダイキャスティングプロペラ用に使用されている。本発明の合金がダイキャスティングマリーンプロペラ用に意図されるとき、前記合金は好ましくは、硅素８．７５〜９．２５質量％、ストロンチウム０．０５〜０．０７質量％、鉄最大０．３０質量％、銅最大０．２０質量％、マンガン０．２５〜０．３５質量％、マグネシウム０．１０〜０．２０質量％、及び残部アルミニウムを含み、プロペラにおいて使用するために延性でまた耐久性があり、且つ、ダイキャスティンダイに溶着しない合金を提供する。高い延性は、プロペラにおいて、該プロペラが水面下物体と衝突した際に切断でなく曲がるので、望ましい。結果として、損傷したプロペラ羽根はより容易に修復され得る。プロペラは、水面下物体と衝突した際にセグメントに崩壊せず、そして元形状に鍛造され得る。
【００９６】
図１は、１２６０°Ｆ（約６８２℃）で鋳造した本発明の合金の、同一温度で鋳造したＡＡ５１４の衝撃性と比較したときの衝撃性を示す。プロペラは、質量％における下記の特定の組成：硅素最大０．６％、マグネシウム３．５〜４．５％、鉄最大０．９％、銅最大０．１５％、マンガン０．４〜０．６％、亜鉛最大０．１％、及び残部アルミニウム、を有するＡＡ５１４合金を用いて鋳造された。プロペラを鋳造するために使用された本発明の合金は、質量％における下記の組成：硅素８．７５〜９．７５％、鉄最大０．２０％、ストロンチウム０．０５〜０．０７％、銅最大０．１５％、マンガン０．２５〜０．３５％、マグネシウム０．１０〜０．２０％、亜鉛最大０．１０％、極微量の錫、及び残部アルミニウム、を有した。
【００９７】
Ｖ６／アルファプロペラの二つのロットを、各合金によりそれぞれ製造した。プロペラは、９００トンダイキャスティング装置を使用してダイキャストした。ＡＡ５１４合金は１３２０°Ｆ（約７１６℃）で鋳造し、他方、本発明の合金は、１３２０°Ｆ（約７１６℃）及び１２６０°Ｆ（約６８２℃）の両方で鋳造した。製造されたＶ６／アルファプロペラは、約１１ポンド（約５．０ｋｇ）のショット質量を有していた。各ロットからのプロペラを、その後、衝撃性を測定するために落下衝撃試験に付した。図１に示されるように、本発明の新規合金からダイキャストしたプロペラは、従来のＡＡ５１４合金からのものに、２００フィートポンド（約２７１Ｎｍ  ）に対して４００フィートポンド（約５４２Ｎｍ）と、優れていた。
【００９８】
その後、ショット質量約３ポンド（約１．３６ｋｇ）を有する小さいプロペラから、ショット質量７ポンド（約３．１８ｋｇ）を有する中程度の５０〜６０ＨＰプロペラ、そしてショット質量１１ポンド（約５．０ｋｇ）を有する大きいＶ６アルファプロペラまでの範囲の、２５００００個を越えるプロペラがダイキャストされた。本発明の合金からダイキャストされた２５００００個のダイキャストプロペラの何れも、溶着の問題を有していなかった。新規プロペラ合金は鉄含有率が低く、そして当業者は溶着が問題となると予想するであろうから、これは正に驚くべきことである。
【００９９】
実施例５
２７５ＨＰの４ストローク船外機エンジン用のドライブシャフトハウジングを、質量％における下記の組成：硅素１０．５〜１１．５％、鉄最大１．３％、銅最大０．１５％、マグネシウム０．２０〜０．３０％、マンガン０．５５〜０．７０％、極微量の亜鉛、ニッケル、錫、鉛、及び残部アルミニウム、を有するＸＫ３６０合金からダイキャストした。
【０１００】
２７５ＨＰの４ストローク船外機エンジン用のドライブシャフトハウジングの第二ロットを、質量％における下記の組成：硅素８．７５〜９．７５％、鉄最大０．２０％、ストロンチウム０．０５〜０．０７％、銅最大０．１５％、マンガン０．２５〜０．３５％、マグネシウム０．３５〜０．４５％、亜鉛０．１０％、極微量の鉄、及び残部アルミニウム、を有する合金から本発明に従って製造した。ドライブシャフトハウジングは、異なる二種の１６００トンダイキャスティング装置を使用して１２６０°Ｆ（約６８２℃）で鋳造され、約５０ポンド（約２２．７ｋｇ）のショット質量を有していた。
【０１０１】
水面下にある丸太と衝突する船外機アセンブリをシュミュレイトするため、ドライブシャフトハウジングの二つのロットを、前記ドライブシャフトハウジングが水面下物体との連続的衝突に付される“丸太衝撃”試験に付した。本発明の合金から製造されたドライブシャフトハウジングは、５０ｍｐｈで、丸太衝撃試験に合格し、これに対して、ＸＫ３６０合金からのドライブシャフトハウジングは、３５ｍｐｈで、不合格であった。これら二つの速度の比率の二乗は、本発明の合金がＸＫ３６０合金よりも衝撃エネルギーが２倍よりも大きいことを示している。
【０１０２】
上記二つのロットから製造されたドライブシャフトハウジングは、該ドライブシャフトハウジングの底部が移動可能な基板にボルト固定され、そして該ドライブシャフトハウジングの先端／前面部分が、破壊が起こるまで静的に荷重付加される試験に更に付された。この試験から得られた結果を図４及び図５に示した。ＸＫ３６０ドライブシャフトハウジング（図４）は、急速なプロパゲーションモードにおいて突然破損した。予想されたように、ドライブシャフトハウジングの前面で亀裂開始が始まり、ここで応力が高まり、そしてミリ秒単位で、該ドライブシャフトハウジングの裏面（写真では上方に）に進行した。対照的に、本発明の合金を用いて製造されたドライブシャフトハウジング（図５）はより遅くより安定な状態で破損した。亀裂は最初に円形孔形体の周囲に生じ、そして該亀裂は、約２インチ（約５ｃｍ）成長した後停止した。その後、第二亀裂が該ドライブシャフトハウジングの前面で生じ（ＸＫ３６０の亀裂開始に類似している）、そしてこの第二亀裂は、それが止まる前に数インチ成長した。本発明の合金を用いて製造されたドライブシャフトハウジング（図５）は、ＸＫ３６０合金（図４）よりも２倍の静的荷重（即ち、荷重変化曲線下の面積）に耐え得た。更に、ＸＫ３６０ドライブシャフトハウジングを破損させた荷重よりも高い荷重である、２倍の静的荷重に耐えた後、本発明の合金を用いて製造されたドライブシャフトハウジング（図５）は、全く思いがけず、まだ分裂しない状態であった。この試験が２０回以上繰り返され、そして上記のような結果が何時も再現された。
【０１０３】
上記試験結果を検討すると、本発明の合金はダイキャストＸＫ３６０合金に対して、約２倍の静的荷重に耐え２倍の耐衝撃性であると認識される。従って、当業者は、本発明の合金が、従来、ドライブシャフト用に２０年間使用された合金であるＸＫ３６０の２倍の静的強靱性及び２倍の耐衝撃性を示したことを認識する。
【０１０４】
約１００００個のドライブシャフトハウジングが、１６００トンダイキャスティング装置を使用して１２６０°Ｆ（約６８２℃）で、本発明の合金を用いて鋳造された。溶着が起こり得た概略の表面積は１６００平方インチ（約１．０３ｍ2 ）に及んだ。広い表面積
にも係わらず、そして合金の非常に低い鉄含有率にも係わらず、鋳造の際に、溶着は発現しなかった。ダイは加熱状態及び冷却状態の両方で稼働され、そして、本発明の合金は加熱稼働条件を好むことが見出された。しかしながら、加熱状態及び冷却状態の両方において、溶着は観察されなかった。
【０１０５】
約５０〜１５０個のプロペラが下記の特定組成の合金を用いてダイキャストされ、そして、低い鉄含有率にも係わらず、ダイキャストダイへの溶着は観察されなかった：ａ）硅素５．９６質量％、鉄０．１９質量％、ストロンチウム０．０８１質量％、銅０．１７質量％、マンガン０．３１質量％、マグネシウム０．３９質量％、残部アルミニウム；ｂ）硅素６．４５質量％、鉄０．２３質量％、ストロンチウム０．０７０質量％、銅４．５０質量％、マンガン０．４６質量％、マグネシウム０．２７質量％、亜鉛２．８９質量％、残部アルミニウム；ｃ）硅素６．６８質量％、鉄０．２４質量％、ストロンチウム０．０５４質量％、銅３．１０質量％、マンガン０．４１質量％、マグネシウム０．２９質量％、残部アルミニウム；ｄ）硅素７．２３質量％、鉄０．２０質量％、ストロンチウム０．０７２質量％、銅０．２１質量％、マンガン０．４５質量％、０．３１質量％、残部アルミニウム；ｅ）硅素７．０１質量％、鉄０．１２質量％、ストロンチウム０．０６９質量％、銅０．１０質量％、マンガン０．３３質量％、マグネシウム０．６１質量％、残部アルミニウム；ｆ）硅素１１．３１質量％、鉄０．２５質量％、ストロンチウム０．０９６質量％、銅０．２０質量％、マンガン０．２８質量％、マグネシウム０．３１質量％、残部アルミニウム；ｇ）硅素１２．２１質量％、鉄０．２４質量％、ストロンチウム０．０５１質量％、銅３．５２質量％、マンガン０．５３質量％、マグネシウム０．３０質量％、及び残部アルミニウム。
【０１０６】
実施例７
約１００個のプロペラが下記の本発明の過共晶ＡｌＳｉ合金組成物：硅素１９．６０質量％、鉄０．２１質量％、ストロンチウム０．０６２質量％、銅０．１９質量％、マンガン０．２９質量％、マグネシウム０．５５質量％、残部アルミニウム、を用いてダイキャストされた。ダイキャストされたプロペラの全てにおいて、低い鉄含有率にも係わらず、ダイキャスティングダイへの溶着は観察されなかった。典型的にはストロンチウムを含まず、燐で再微細化されたミクロ構造である、変性されていない共晶構造に固定された等軸晶の一次珪素粒子とは異なり、上記合金は、ダイキャストされた場合、球形状の一次珪素を有し、そして、共晶構造は変性されていた。ストロンチウムが影響を及ぼした構造は、ストロンチウムを含まないミクロ構造よりも大きな耐衝撃性を有することが予想される。
【０１０７】
本明細書に記載された本発明は幾つかの特徴を有し、そして、本明細書に開示された好ましい実施態様に対して、本明細書に開示された特徴の一部のみを具現する変形が成され得ることは、当業者には明らかである。種々の他の組み合わせ、及び変形又は選択もまた、当業者に明らかである。このような種々の選択及び他の実施態様は、本発明の関する対象事項を特に指摘し且つ特徴付けて請求している本請求項の範囲内にあると考えられる。
【図面の簡単な説明】
【０１０８】
【図１】図１は、ＡＡ５１４から及び本発明の合金から製造されたプロペラの衝撃強度を比較したグラフを示す図である。
【図２】図２は、ＡＡ５１４及びシラフォント３６に対する本発明の合金の衝撃強度を比較したグラフを示す図である。
【図３】図３は、アルミニウムの表面張力に対する添加された元素の効果を示す、米国金属協会（Ａｍｅｒｉｃａｎ  Ｓｏｃｉｅｔｙ  ｆｏｒ  Ｍｅｔａｌｓ）からのグラフを示す図である。
【図４】図４は、ＸＫ３６０合金から製造されたドライブシャフトハウジングの斜視図であって、該ドライブシャフトハウジングが破壊するまで静的加重が付されたものの斜視図である。
【図５】本発明の合金から製造されたドライブシャフトハウジングの斜視図であって、図４のドライブシャフトハウジングの場合と同一及びより大きい静的加重が付されたものの斜視図である。
【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】
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