(57)【要約】      （修正有）【課題】コーティングがない低圧永久鋳型鋳造のための合金および方法の提供。【解決手段】重量％で、４．５〜１１．５％のケイ素、最大０．４５％の鉄、０．２０〜０．４０％のマンガン、０．０４５〜０．１１０％のストロンチウムおよび残余のアルミニウムを有する合金。もしくは、４．２〜５．０％の銅、０．００５〜０．１５％の鉄、０．２０〜０．５０％のマンガン、０．１５〜０．３５％のマグネシウム、０．０４５〜０．１１０％のストロンチウム、最大０．０５％のニッケル、最大０．１０％のケイ素、０．１５〜０．３０％のチタン、最大０．０５％のスズ、最大０．１０％の亜鉛および残余のアルミニウムを有する合金。【選択図】図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
実質的に４．５〜１１．５重量％のケイ素、最大０．４５重量％の鉄、０．２０〜０．４０重量％のマンガン、０．０４５〜０．１１重量％のストロンチウムおよび残余のアルミニウムからなり、永久鋳型ダイに溶着しないアルミニウム−ケイ素永久鋳型鋳造合金。
【請求項２】
さらに０．０５〜５重量％の銅からなる、請求項１に記載の合金。
【請求項３】
さらに０．１０〜０．７重量％のマグネシウムからなる、請求項１に記載の合金。
【請求項４】
さらに最大０．５０重量％のニッケルからなる、請求項１に記載の合金。
【請求項５】
さらに最大４．５重量％の亜鉛からなる、請求項１に記載の合金。
【請求項６】
金属体を低圧永久鋳型鋳造するための方法であって、前記方法は、
永久鋳型鋳造ダイを調製するステップであって、前記ダイに、前記ダイカスト表面に沿ってダイコーティングまたは潤滑がないステップと、
４．５〜１１．５重量％のケイ素、最大０．４５重量％の鉄、０．２０〜０．４０重量％のマンガン、０．０４５〜０．１１０重量％のストロンチウム、０．０５〜５重量％の銅、０．１０〜０．７重量％のマグネシウムおよび残余のアルミニウムを有する永久鋳型鋳造合金を調製するステップと、
前記合金を低圧で前記永久鋳型鋳造ダイに押し込み、永久鋳型鋳物を作製するステップと、
前記永久鋳型鋳物を冷却するステップと、
力を用いずに前記ダイから前記永久鋳型鋳物を取り出すステップと
を含み、
前記永久鋳型鋳物は、前記永久鋳型ダイに溶着せず、
前記鋳物の表面粗さが±５００マイクロインチＲaである、方法。
【請求項７】
前記合金が、最大０．５０重量％のニッケルを示す、請求項６に記載の方法。
【請求項８】
前記ダイから前記鋳物を取り出す前記ステップの後に、前記鋳物を熱処理するステップが追加される、請求項６に記載の方法。
【請求項９】
前記永久鋳型鋳物を冷却する前記ステップが、初晶金属間化合物を生成させずに前記合金を凝固させるステップをさらに含む、請求項６に記載の方法。
【請求項１０】
前記初晶金属間化合物が、Ａｌ5ＦｅＳｉまたはＡｌ15（ＭｎＦｅ）3Ｓｉ2である、請求項９に記載の方法。
【請求項１１】
前記永久鋳型鋳物がＬブラケットである、請求項６に記載の方法。
【請求項１２】
前記永久鋳型鋳物が、一体スプラッシュプレートを備えるギアケースハウジングである、請求項６に記載の方法。
【請求項１３】
永久鋳型鋳造ダイを調製する前記ステップが、少なくとも１つの薄肉部を有する永久鋳型鋳造ダイを調製するステップを含む、請求項６に記載の方法。
【請求項１４】
前記合金を前記永久鋳型鋳造ダイに押し込む前記ステップが、前記合金が凝固する前に前記合金を前記薄肉部に押し込むステップを含む、請求項１３に記載の方法。
【請求項１５】
完全に自動化されている、請求項６に記載の方法。
【請求項１６】
実質的に４．２〜５．０重量％の銅、０．００５〜０．１５重量％の鉄、０．２０〜０．５０重量％のマンガン、０．１５〜０．３５重量％のマグネシウム、０．０４５〜０．１１０重量％のストロンチウム、最大０．０５重量％のニッケル、最大０．１０重量％のケイ素、０．１５〜０．３０重量％のチタン、最大０．０５重量％のスズ、最大０．１０重量％の亜鉛および残余のアルミニウムからなるＡｌ−Ｃｕ永久鋳型鋳造合金。
【請求項１７】
前記合金が、永久鋳型鋳造ダイに溶着しない、請求項１５に記載の合金。
【請求項１８】
金属体を低圧永久鋳型鋳造するための方法であって、前記方法は、
永久鋳型鋳造ダイを調製するステップであって、前記ダイに、前記ダイカスト表面に沿ってダイコーティングまたは潤滑がないステップと、
４．２〜５．０重量％の銅、０．００５〜０．４５重量％の鉄、０．２０〜０．５０重量％のマンガン、０．１５〜０．３５重量％のマグネシウム、０．０４５〜０．１１０重量％のストロンチウム、最大０．０５重量％のニッケル、最大０．１０重量％のケイ素、０．１５〜０．３０重量％のチタン、最大０．０５重量％のスズ、最大０．１０重量％の亜鉛および残余のアルミニウムを有する永久鋳型鋳造合金を調製するステップと、
前記合金を低圧で前記永久鋳型鋳造ダイに押し込み、永久鋳型鋳物を作製するステップと、
前記永久鋳型鋳物を冷却するステップと、
力を用いずに前記ダイから前記永久鋳型鋳物を取り出すステップと
を含み、
前記永久鋳型鋳物は、前記永久鋳型ダイに溶着せず、
前記鋳物の表面粗さが±５００マイクロインチである、方法。
【請求項１９】
前記ダイから前記鋳物を取り出す前記ステップの後に、前記鋳物を熱処理するステップが追加され、調製、押し込み、冷却、熱処理および取り出しの前記ステップが完全に自動化されている、請求項１８に記載の方法。
【請求項２０】
永久鋳型鋳造ダイを調製する前記ステップが、少なくとも１つの薄肉部を有する永久鋳型鋳造ダイを調製するステップを含み、前記合金を前記永久鋳型鋳造ダイに押し込む前記ステップが、前記合金が凝固する前に前記合金を前記薄肉部に押し込むステップを含む、請求項１８に記載の方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本出願は冶金の分野にあり、とりわけ、永久鋳型鋳造プロセスを用いた金属体の鋳造を対象とする。
【背景技術】
【０００２】
一般に、アルミニウム鋳物は、経済的な考慮、品質要件および技術的な考慮に応じて、少なからぬ鋳造プロセスによって製造される。インベストメント鋳造（ロストワックスとも呼ばれる。）、ロストフォーム鋳造、遠心鋳造、石膏鋳型鋳造、セラミック鋳型鋳造、スクイズ鋳造、半凝固鋳造、およびその変種のスラリー・オン・デマンド鋳造（ｓｌｕｒｒｙ−ｏｎ−ｄｅｍａｎｄ  ｃａｓｔｉｎｇ）を含む多くの特殊な鋳造プロセスが存在するが、主な鋳造プロセスは、砂型鋳造、永久鋳型鋳造および高圧ダイカストの３つである。
【０００３】
砂型鋳造では断熱性の砂型を使用し、冷却速度が比較的遅くなる。結晶粒度またはアルミニウムのデンドライトアーム間隔などのミクロ組織的特徴は比較的大きく、ミクロ組織的特徴のサイズと機械的特性との間の逆相関のために、機械的特性がより低くなることが予想される。これらの特徴および特性のために、その鋳物の品質は比較的低いと考えられる。たった１個から数千個までの範囲の量の非常に小さい鋳物および最大数トンの非常に大きい鋳物を砂型鋳造で製造することができる。大量のケースでは、砂型を鋳物毎に複製しなければならないため、砂型鋳物が最も費用がかかる。少量の場合、砂型鋳造の部品当たりの鋳型費は、永久鋳型鋳造または高圧ダイカストのものよりも低い。
【０００４】
永久鋳型鋳造（重力か低圧かを問わず）では、溶融金属からの熱抽出を制御および制限する目的で、鋼製ダイと溶融アルミニウム合金との間の障壁を設けるために、コーティングがある金型またはダイを使用する。コーティング厚は変動するため、コーティングは、コーティングされたダイの中に鋳物が非化学的に付着して、鋳物をダイから取り出すときに人の介入または監視が必要になる原因となることも多い。したがって、高圧ダイカストとは異なり、低圧永久鋳型プロセスは完全に自動化されていない。場合によっては、熱抽出を制御し、向上させるためにダイの中の水路が使用される。水は、所与の温度および所与の流量で供給することができて、あるいは、水を油で置き換えることができる。その結果、砂型鋳造の遅い冷却速度と比較したとき、永久鋳型の冷却速度は大幅に高く、結晶粒度がより小さく、アルミニウムのデンドライトアーム間隔がより小さく、機械的特性がより高い、非常に高品質な鋳物が得られる。永久鋳型鋳造では、最大１００ｋｇの中型鋳物を、１，０００個〜１００，０００個の量で製造することができる。その結果、費用がかかる永久鋳型ではあるが、これを使用して１００，０００個以上の鋳物を製造することができるため、１ポンド当たりのコストは砂型鋳造よりも低いコストになる。鋳造プロセスの間に溶融合金がダイに溶着するのを防ぐため、鋼製ダイはコーティングでコーティングされる。ダイ上のコーティングは、コーティングの粗く、望ましくない形状を複製する表面仕上げが鋳物上に得られる。この粗い仕上げは、より平滑な表面仕上げを得るために、二次作業を必要とすることが多い。低圧永久鋳型鋳造では、溶融合金が３〜１５ｐｓｉの範囲内で鋳型に押し込まれる。
【０００５】
永久鋳型鋳造（重力か低圧かを問わず）は、経済的な完全なＴ６熱処理を可能にする唯一の鋳造プロセスであるため、最も機械的な部品が製造される。この固溶化熱処理は、膨れを避けながら、均質化したミクロ組織が得られる。高圧ダイカストでは、閉じ込められたダイの離型剤または空気による「膨れ」を避けるため、固溶化熱処理の時間を大幅に短くし、温度を大幅に下げなければならない。砂型鋳造では、対照的に、さもなければ粗いミクロ組織を均質化し、固溶化熱処理および人工時効の後に最も高い機械的特性を得るために、より長い固溶化熱処理の時間および温度を適用しなければならない。しかしながら、永久鋳型鋳造におけるダイ上のコーティングは、コーティングの粗い形状を複製するため、永久鋳型鋳造における表面仕上げは、砂型鋳造またはダイカストのいずれの表面平滑性にも匹敵しない。
【０００６】
高圧ダイカストでは、コーティングされていないダイを使用し、凝固中、溶融金属への圧力を強化しながら溶融金属を高速でダイキャビティに注入する。部分的には乱流充填が理由で、しかしながら、主には耐ダイ溶着性（ｄｉｅ  ｓｏｌｄｅｒｉｎｇ  ｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ）のために必要な（約１％の）高鉄分が理由で、より小さい結晶粒度およびより小さいアルミニウムのデンドライトアーム間隔にも関わらず、ダイカストの品質およびダイカストの機械的特性は、永久鋳型鋳物および砂型鋳物のいずれよりも低い。高圧ダイカストは、典型的には、最大約５０ｋｇの小さい鋳物である。高圧ダイカストの鋳型は費用がかかり、１０，０００個〜１００，０００個の範囲内の大量の鋳物を製造することが予想される。したがって、高圧ダイカスト１ポンド当たりのコストは、永久鋳型鋳造または砂型鋳造よりも低い。
【０００７】
構造用アルミニウムダイカストは、低鉄分の高圧ダイカストを指す。構造用アルミニウムダイカストでは、耐ダイ溶着性を与えるために、鉄の代わりに高レベルのマンガンが通常使用される。Ｓｉｌａｆｏｎｔ−３６では、最大０．８０％のマンガンを使用し、一方、Ａｕｒａｌ−２およびＡｕｒａｌ−３ではいずれも最大０．６０％のマンガンを使用する。アルミニウム協会登録ダイカスト合金３８０、Ａ３８０、Ｂ３８０、Ｃ３８０、Ｄ３８０、Ｅ３８０、３８１、３８３、Ａ３８３、Ｂ３８３、３８４、Ａ３８４、Ｂ３８４およびＣ３８４を含む従来の銅はすべて最大０．５０％のマンガンを含み、スクラップから製造される低品質合金と見なされる。これらの最も低品質なダイカスト合金は、マンガンが高すぎるため、構造用アルミニウムダイカスト合金として使用することができない。あらゆるダイカスト合金の中でマンガンが最も重要な元素であると一般に考えられているが、その理由は、参考文献のＬｅｎｎａｒｄ  Ｂａｃｋｅｒｕｄ、Ｇｕｏｃａｉ  Ｃｈａｉ、Ｊａｍｏ  Ｔａｍｍｉｎｅｎ著、Ｓｏｌｉｄｉｆｉｃａｔｉｏｎ  Ｃｈａｒａｃｔｅｒｉｓｔｉｃｓ  ｏｆ  Ａｌｕｍｉｎｕｍ  Ａｌｌｏｙｓ、Ｖｏｌ．２−Ｆｏｕｎｄｒｙ  Ａｌｌｏｙｓ、１９９０  ＡＦＳ  ＢｏｏｋによるＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ−Ｍｎ四元系状態図にしたがい、それ未満ではＭｎ／Ｆｅ−金属間化合物が生成しない鉄レベルがマンガンによって決まるからである。マンガンが０．１％のとき、機械的特性、特に延性を低下させる金属間の初晶を避けるため、鉄は０．７％未満であるべきである。したがって、金属間の初晶を避けるため、Ｍｎが０．２％のとき、鉄は０．６％未満であるべきであり、Ｍｎが０．３％のとき、鉄は０．５％未満であるべきであり、Ｍｎが０．４％のとき、鉄は０．４％未満であるべきであり、Ｍｎが０．５％のとき、鉄は０．３％未満であるべきであり、Ｍｎが０．６％のとき、鉄は０．２％未満であるべきであり、Ｍｎが０．７％のとき、鉄は０．１％未満であるべきであり、最後にＭｎが０．８％のとき、鉄は０％未満であるべきであり、不可能なことである。上述の従来のダイカスト合金のいずれも、金属間の初晶を避けるためのマンガンと鉄の要件を満たさない。さらに、これは、Ｍｎが０．８％で、Ｆｅが鉄のアルミニウム協会の規格限界の０．１２％（これはかなり低い。）のＳｉｌａｆｏｎｔ−３６は、依然として、延性を低下させる金属間化合物を析出させることを意味する。しかしながら、Ｍｎが０．６％であるとき、初晶を避けるための鉄の限界値が０．２０％未満であるため、Ｍｎが０．６％で、鉄がアルミニウム協会の規格限界の０．２５％のＡｕｒａｌ−２およびＡｕｒａｌ−３は、金属間化合物を析出させる傾向がＳｉｌａｆｏｎｔ−３６よりも少ない可能性がある。
【０００８】
高圧ダイカストのためのこのダイ溶着の解決策は、低圧永久鋳型鋳造プロセスでは機能しない。この理由は、初晶金属間化合物は、ダイカスト中よりも凝固中にさらに大きく成長し、機械的特性の低下により著しい影響を与えるであろうから、鉄および／またはマンガンは、耐ダイ溶着性のために高圧ダイカストにおいて（１．３％および２％という高いバルクレベルで）独占的に使用されているが、冷却がさらに遅い低圧永久鋳型鋳造プロセスでは耐ダイ溶着性のために使用することができないためである。
【先行技術文献】
【非特許文献】
【０００９】
Ｌｅｎｎａｒｄ  Ｂａｃｋｅｒｕｄ、Ｇｕｏｃａｉ  Ｃｈａｉ、Ｊａｍｏ  Ｔａｍｍｉｎｅｎ著、Ｓｏｌｉｄｉｆｉｃａｔｉｏｎ  Ｃｈａｒａｃｔｅｒｉｓｔｉｃｓ  ｏｆ  Ａｌｕｍｉｎｕｍ  Ａｌｌｏｙｓ、Ｖｏｌ．２−Ｆｏｕｎｄｒｙ  Ａｌｌｏｙｓ、１９９０  ＡＦＳ  Ｂｏｏｋ
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
鉄またはマンガンのいずれかの１０分の１の濃度のストロンチウムが、鉄またはマンガンのいずれかと同等の耐ダイ溶着性を与えることが見つかっている。それについては、参照により本明細書に組み込まれる米国特許第７３４７９０５号および第７６６６３５３号を参照されたい。耐ダイ溶着性のために０．０５〜０．０８％のストロンチウムを利用し、０．２５％〜０．３５％の範囲のマンガンを有する合金３６７、３６８および３６２などのこのような構造用アルミニウムダイカスト合金は、鉄が０．４５％未満である場合、いかなる条件下でも、凝固時に初晶金属間化合物を析出させない。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
本出願は、コーティングがない低圧永久鋳型鋳造のための方法および合金を意図している。金属体を低圧永久鋳型鋳造するための方法は、永久鋳型鋳造ダイを調製するステップを含む。永久鋳型鋳造ダイは、ダイカスト表面に沿ってダイコーティングまたは潤滑がない。本発明の合金は、永久鋳型鋳造ダイに溶着しないことが見つかっており、永久鋳型の薄肉部からでも潤滑を必要とせずに押し出すことができるため、このようなダイコーティングまたは潤滑は必要ではない。本方法は、次に、４．５〜１１．５重量％のケイ素、最大０．４５重量％の鉄、０．２０〜０．４０重量％のマンガン、０．０４５〜０．１１０重量％のストロンチウム、０．０５〜５．０重量％の銅、０．０１〜０．７０重量％のマグネシウムおよび残余のアルミニウムを有する永久鋳型Ａｌ−Ｓｉ鋳造合金の調製を意図している。いくつかの実施形態において、合金は、最大０．５０重量％までのニッケルをさらに含んでもよい。他の実施形態では、永久鋳型鋳造合金を調製するステップは、４．２〜５．０重量％の銅、０．００５〜０．４５重量％の鉄、０．２０〜０．５０重量％のマンガン、０．１５〜０．３５重量％のマグネシウム、０．０４５〜０．１１０重量％のストロンチウム、最大０．５０重量％のニッケル、最大０．１０重量％のケイ素、０．１５〜０．３０重量％のチタン、最大０．０５重量％のスズ、最大０．１０重量％の亜鉛および残余のアルミニウムを有するＡｌ−Ｃｕ永久鋳型鋳造合金の調製を意図している。
【００１２】
本方法は、次に、合金の低圧での永久鋳型鋳造ダイへの押し込みを意図している。合金は、３〜１５ｐｓｉの圧力範囲内で永久鋳型鋳造ダイに押し込んでもよい。合金を低圧で永久鋳型ダイに押し込むステップは、永久鋳型鋳物を作製するよう機能する。本方法は、永久鋳型鋳物の冷却および永久鋳型ダイからの永久鋳型鋳物の取り出しを意図している。永久鋳型ダイから永久鋳型鋳物を取り出すステップにおいて、永久鋳型鋳物は、永久鋳型ダイに溶着しない。本出願の方法によって製造される永久鋳型鋳物の表面粗さは、±５００マイクロインチであるか、またはさらに良い。本出願の方法はまた、ダイから鋳物を取り出すステップの後に、鋳物を熱処理するステップを意図している。本方法はさらに、永久鋳型鋳物を冷却するステップが、Ａｌ5ＦｅＳｉまたはＡｌ15（ＭｎＦｅ）3Ｓｉ2などの初晶金属間化合物を生成させずに合金を凝固させるステップをさらに含んでもよいことを意図している。
【００１３】
本出願の方法は、他の種々の複雑な永久鋳型鋳物の中でも、Ｌブラケット、または一体スプラッシュプレートを備えるギアケースハウジングの永久鋳型鋳物を作製するために用いられてもよい。それについては、１つの実施形態において、本出願の方法は、永久鋳型鋳造ダイを調製するステップと、少なくとも１つの薄肉部を有する永久鋳型鋳造ダイを調製するステップとを意図している。その実施形態の方法において、合金を永久鋳型鋳造ダイに押し込むステップは、合金が凝固する前に合金を薄肉部に押し込むステップを含む。
【００１４】
本出願はさらに、永久鋳型ダイに溶着せず、初晶金属間化合物を生成せず、かつダイ潤滑剤またはコーティングがない永久鋳型鋳造ダイの中で使用されてもよい永久鋳型鋳造プロセスのための独特の合金を意図している。１つの実施形態では、永久鋳型鋳造合金は、実質的に４．５〜１１．５％のケイ素、最大０．４５重量％の鉄、０．２０〜０．４０重量％のマンガン、０．０４５〜０．１１０重量％のストロンチウムおよび残余のアルミニウムからなるＡｌ−Ｓｉ合金である。別の実施形態では、この合金は、さらに０．０５〜５．０重量％の銅からなっていてもよい。さらに別の実施形態では、この合金は、さらに０．１０〜０．７０重量％のマグネシウムからなっていてもよい。さらに別の実施形態では、この合金は、さらに最大０．５０重量％のニッケルからなっていてもよい。さらに別の実施形態では、この合金は、さらに最大４．５重量％の亜鉛からなっていてもよい。
【００１５】
別の永久鋳型鋳造合金が意図され、この合金は、実質的に４．２〜５．０重量％の銅、０．００５〜０．１５重量％の鉄、０．２０〜０．５０重量％のマンガン、０．１５〜０．３５重量％のマグネシウム、０．０４５〜０．１１０重量％のストロンチウム、最大０．０５重量％のニッケル、最大０．１０重量％のケイ素、０．１５〜０．３０重量％のチタン、最大０．０５重量％のスズ、最大０．１０重量％の亜鉛および残余のアルミニウムからなるＡｌ−Ｃｕ永久鋳型鋳造合金である。
【００１６】
本出願によって意図される合金はすべて、ダイ潤滑剤またはコーティングが永久鋳型鋳造ダイ上に施されないのにも関わらず永久鋳型ダイに溶着しない。さらに、これらの合金の冷却中に金属間化合物は生成されず、特にＡｌ5ＦｅＳｉまたはＡｌ15（ＭｎＦｅ）3Ｓｉ2は生成されない。
【００１７】
以下の図を参照して本開示を説明する。同様の特徴および同様の構成要素を参照するために同じ番号が図全体にわたって使用される。
【図面の簡単な説明】
【００１８】
【図１】ダイキャビティをコーティングするためにコーティングまたは潤滑が利用される従来の低圧永久鋳型鋳造プロセスによって製造されたＬブラケットの写真である。
【００１９】
【図２】本出願の新規の低圧永久鋳型鋳造プロセスによって製造されたＬブラケットの写真である。
【００２０】
【図３】図１および図２のＬブラケットを横に並べて比較した写真である。
【００２１】
【図４】図３の近接写真である。
【００２２】
【図５】本出願にしたがって製造されたＬブラケットの表面粗さ測定を示す図である。
【００２３】
【図６】本出願にしたがって製造されたＬブラケットの表面粗さ測定を示す図である。
【００２４】
【図７】本出願にしたがって製造されたＬブラケットの表面粗さ測定を示す図である。
【００２５】
【図８】ダイキャビティ内にコーティングまたは潤滑剤を有する従来の低圧永久鋳型鋳造によって製造されたＬブラケットの表面粗さ測定を示す図である。
【００２６】
【図９】ダイキャビティ内にコーティングまたは潤滑剤を有する従来の低圧永久鋳型鋳造によって製造されたＬブラケットの表面粗さ測定を示す図である。
【００２７】
【図１０】本出願の方法にしたがって製造された薄い一体スプラッシュプレートを有するギアケースハウジングの側面図である。
【００２８】
【図１１】図１０のギアケースハウジングの下面写真である。
【００２９】
【図１２】ダイコーティングまたは潤滑剤を使用する従来の永久鋳型鋳造プロセスによって製造された、薄い一体スプラッシュプレートを備えるギアケースハウジングの側面写真である。
【００３０】
【図１３】図１２のギアケースハウジングの下面図である。
【００３１】
【図１４−１８】アルミニウム−マンガン−鉄−ケイ素四元系の一連の状態図である。
【発明を実施するための形態】
【００３２】
本発明者らは、永久鋳型ダイの溶着が発生するとき、または発生しないときを判断する式を見出した。その式は次の通りである。
（１０［Ｓｒ］＋Ｍｎ＋Ｆｅ）＞１．１
式の値は、本明細書において、「ダイ溶着係数（ｄｉｅ  ｓｏｌｄｅｒｉｎｇ  ｆａｃｔｏｒ）」と呼ばれる。ダイ溶着係数が１．１未満である場合、ダイ溶着が発生すると予想される。反対に、ダイ溶着係数が１．１より大きい場合は、ダイ溶着が発生しないと予想される。
【００３３】
適用例として、合金３６７および３６８は、０．０６５％が中間点の０．０５％〜０．０８％の範囲のストロンチウム（Ｓｒ）、０．３０％が中間点の０．２５％〜０．３５％の範囲のマンガン（Ｍｎ）、および０．１２５％が中間点の０％〜０．２５％の範囲の鉄（Ｆｅ）を有する。式を適用すると、（［１０］０．０６５＋０．３０＋０．１２５）＝１．０７５となる。１．０７５の数字は１．１に切り上げられ、ダイ溶着が発生しないことを示す。
【００３４】
本発明者らは、凝固時に初晶金属間化合物を析出させない耐ダイ溶着性を有するストロンチウム含有永久鋳型合金に永久鋳型合金を変換するときにダイ溶着係数を使用できることを見出した。予想外に、このような合金は、ダイ上にコーティングがない低圧永久鋳型鋳造プロセスにおいて鋳造することができる。コーティングがないと、より速い冷却速度が可能になり、これは機械的特性を高め、より短いサイクルタイムを促進し、これは製造コストを低減し、かつ、コーティングの非常に粗い表面形状ではなく、コーティングされていないダイ表面形状を複製するはるかに平滑な表面仕上げが得られる。
【００３５】
０．０４５〜０．１１０の範囲内の低レベルのストロンチウムによって耐ダイ溶着性が与えられるとき、従来から耐ダイ溶着性を与える２つの元素である鉄およびマンガンの全バルク濃度レベルを下げることができて、最終的に合金の機械的特性にとって利益になる。本発明の予想外の発見においてマンガンは重要な元素であるが、その理由は、それ未満では初晶のＭｎ／Ｆｅ金属間化合物が生成しない特定の鉄濃度がマンガンによって決まるからである。この濃度を上回ると、金属間化合物が析出し、機械的特性、特に延性が低下する。
【００３６】
鉄が０．２％、マンガンが最大０．１％のＡ３５６から合金が製造される応用において、ストロンチウムがその上限の０．０８％でない限りダイ溶着が発生する。鉄の規格最大値が０．４％の合金３６２の場合、ストロンチウムがその中点値未満のとき、同じ条件下でダイ溶着が発生する。しかしながら、合金３６７または合金３６８のいずれかの場合、鉄分が０．２％、マンガンがその中域にあるとき、ストロンチウムがその規格下限値の０．０５％以上であるとダイ溶着は発生しない。Ｓｉｌａｆｏｎｔ−３６が、マンガンの規格上限の０．８０％、鉄の上限の０．１２％にあるとき、共晶ケイ素がストロンチウムで改質されていない場合、式の値はダイ溶着係数が０．９２となり、ダイ溶着が予想される。さらに、そのマンガンの限界値が０．６％、鉄の限界値が０．２５％であるＡｕｒａｌ−２およびＡｕｒａｌ−３は、０．８５のダイ溶着係数を有する。したがって、共晶ケイ素が改質されていない場合、ダイ溶着が予想される。共晶ケイ素を改質するために、０．０３％のストロンチウムをＳｉｌａｆｏｎｔ−３６、Ａｕｒａｌ−２およびＡｕｒａｌ−３に加えることができて、３つの合金のダイ溶着係数に０．３が加えられ、Ｓｉｌａｆｏｎｔ  ３６は１．２２、Ａｕｒａｌ−２およびＡｕｒａｌ−３は１．１５になり、永久鋳型鋳物においてダイ溶着が避けられる。
【００３７】
ここで表１を参照すると、そこには、「Ｄｅｓｉｇｎａｔｉｏｎｓ  ａｎｄ  Ｃｈｅｍｉｃａｌ  Ｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎ  Ｌｉｍｉｔｓ  ｆｏｒ  Ａｌｕｍｉｎｕｍ  Ａｌｌｏｙｓ  ｉｎ  ｔｈｅ  Ｆｏｒｍ  ｏｆ  Ｃａｓｔｉｎｇｓ  ａｎｄ  Ｉｎｇｏｔｓ」と題する２００８年２月のピンクシートに記載されたすべてのアルミニウム協会の永久鋳型合金が表にされている。記載されたマンガン濃度は、それ未満では初晶金属間化合物が生成せず、合金の延性に影響しない鉄レベルを規定する。ダイ溶着係数の値が記載されており、先述の通り、１．１以上の値は、ダイ溶着がないことを示す。高い鉄レベル（すなわち、０．６重量％以上、好ましくは０．４５重量％以上）ではダイ溶着が発生しないが、高鉄分は延性が不十分になり、最適な解決策ではない。
【表１】
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【００３８】
下の表２において、表１の同じ合金のマンガンレベルは０．２５〜０．３５％の範囲に変更されており、鉄の値は最大０．４５％に変更されている。したがって、０．０５〜０．０８の好ましい範囲のその０．０６５の中点値のストロンチウムが加えられ、マンガンが、０．２５〜０．３５の範囲のその０．３０の中点値、鉄が、より良い延性のために０．４０の保守的な限界値のとき、ダイ溶着係数の値は、（１０［０．０６５］＋０．３０＋０．４０）＝１．３５である。ストロンチウムの好ましい範囲は０．０５〜０．０８重量％であるが、適合するＳｒ範囲は、０．０４５〜０．１１０重量％のストロンチウムであることに留意されたい。表２の合金は、０．０４５〜０．１１重量％のストロンチウムを加えることによって一意に識別される、コーティングがない低圧永久鋳型鋳造のための合金である。
【表２】
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【００３９】
述べた通り、マンガンは、コーティングされていない金型を使用するあらゆる合金の中で重要な元素であるが、その理由は、図１４のＡｌ−Ｓｉ−Ｍｎ−Ｆｅ状態図にしたがい、それ未満では有害なＡｌ5ＦｅＳｉおよびＡｌ15（ＭｎＦｅ）3Ｓｉ2の初晶金属間化合物が生成できない鉄レベルをマンガンが規定するからである。
【００４０】
最良の熱処理条件（すなわち、鋳放し、Ｔ５、Ｔ６またはＴ７）および最良の機械的特性（すなわち、終局強度、耐力または伸び）を決定し、次いで、コーティングありとなしで低圧永久鋳型鋳造プロセス間の差を評価した。ＡＳＭ  Ｓｐｅｃｉａｌｔｙ  Ｈａｎｄｂｏｏｋ「Ａｌｕｍｉｎｕｍ  ａｎｄ  Ａｌｕｍｉｎｕｍ  Ａｌｌｏｙｓ」初版：１９９３年１２月、表１４、ｐ．１１３および１１４の機械的特性の総説は、「鋳放し」伸びが許容される測定値であることを示唆している。その参考文献の表１４から、以下の表３をまとめた。
【表３】
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「鋳放し」条件が（必ずではないが）ほとんど最高伸び値であり、他の焼戻し条件では一般に伸びがさらに低かったため、この条件を選択した。
【００４１】
図１および図２を参照すると、シート用の背板および２つのバーを備えたＬブラケットが示されている。図１は、通常のコーティングを有する低圧永久鋳型内で製造し、図２は、コーティングがない低圧永久鋳型内で製造した。図２の優れた美しさが明らかである。図３および図４は、図１および図２のＬブラケットをさらに高い倍率で示し、図中、両方のＬブラケットを横に並べてある。コーティングなしで製造したＬブラケットが左側であり、コーティングなしで製造したＬブラケットが優れた美しさを示すことは明らかである。
【００４２】
各仕上げの平滑性を図５〜図９の表面粗さで定量化した。図５〜図７では、コーティングされていないＬブラケットダイの表面粗さが±５００マイクロインチ以下と測定されたが、コーティングされたダイは、図８〜図９によって示される通り、±２２００マイクロインチＲaの表面粗さを示した。これは、コーティングされていないダイは、図５〜図９の表面走査が示す通り、ほぼ５倍優れた表面仕上げが得られることを意味する。さらに具体的には、コーティングされていないＬブラケットダイについて、図５および図６は、＋３００マイクロインチＲa〜−３００マイクロインチＲaの間の範囲を有していたが、図７は、＋２５０マイクロインチＲa〜−２５０マイクロインチＲaの間の範囲を有していた。コーティングされたＬブラケットダイについては、図８は、＋１，０００マイクロインチＲa〜１，２００マイクロインチＲaの間の範囲を有し、図９は、＋１，２００マイクロインチＲa〜−１，３００マイクロインチＲaの間の範囲を有していたが、これらはコーティングされていないダイの結果よりも著しく粗い仕上げを示す。したがって、本出願の方法および合金によって得られる鋳物の表面粗さは、±５００マイクロインチＲaであるか、またはさらに良い。
【００４３】
したがって、永久鋳型鋳造においてダイからコーティングを排除する一方で機械的特性を改善することにより、本出願は、永久鋳型鋳物の表面の美しさ、ならびに弱い力で鋳型から取り出すことができる鋳造の能力を改善する。後者の特徴によって、本出願による低圧永久鋳造プロセスを、より低コストの鋳造プロセスとして完全に自動化することができて、これは、コーティングがあると、非化学的付着の問題により不可能である。これがすべて可能であるのは、高レベルの鉄およびマンガンではなく、低レベルのストロンチウムによって与えられる耐ダイ溶着性を有する永久鋳型鋳造合金が利用されるからである。鉄およびマンガンが、耐ダイ溶着性のために、構造用アルミニウムダイカストにおいて０．６％および０．８％のバルクレベルで使用されるとき、ならびに従来の高圧ダイカストにおいて１．０％以上で使用されるとき、延性を低下させ、特性に影響するこれらの元素を含む化合物がミクロ組織内に見える。永久鋳型鋳物のさらに遅い冷却速度では、鉄およびマンガンの化合物がダイカスト中よりも大きく成長し、機械的特性にさらに害を与える。対照的に、ストロンチウムを０．０５％〜０．０８％加えても、ストロンチウムを含む見える化合物はミクロ組織内に生じず、したがって、ダイ上にコーティングがない低圧永久鋳型鋳造において耐ダイ溶着性を与える理想的な元素である。さらに、永久鋳型ダイからコーティングを排除することによって鋳物はより速く冷却し、永久鋳型鋳物の高い機械的特性をさらに高く向上させ、かつサイクルタイムを増加させ、それによって、永久鋳型鋳物の製造コストを低減する。
【００４４】
長さ８インチ×幅３／４インチの平坦な全厚のバー（厚さ１／２インチ）と、「鋳放し」表面を含む片面［すなわち、８インチ×３／４インチの面］を有する厚さが半分のバー（厚さ１／４インチ）とを、「鋳放し」機械的特性を試験するために、図１および図２に示したＬブラケットから切り出した。ゲージ長２インチの合金３６７のこれら２つのタイプの引張試験片の「鋳放し」機械的特性を下の表４に示した。
【表４】
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【００４５】
「全厚の平坦な」サンプルと「片面スキンの平坦な」サンプルのいずれも、コーティングされたダイよりもコーティングされていないダイのＵＴＳ、伸びおよび品質指標値が高かった。平均値の平均は、コーティングされていないダイが、コーティングされたダイよりも１５％高いＵＴＳ、同等の耐力、５７％高い伸びおよび２２％高い品質指標を与えることを示す［ここで、品質指標＝ＵＴＳ［ＭＰａ］＋１５０ｌｏｇ（伸び）］。
【００４６】
上述に加えて、６つの円形の引張試験片（直径０．５およびゲージ長２インチ）それぞれを、図１および図２の「鋳放し」の１  １／４インチ厚の設定区画から切り出した。機械的特性を表５に示した。
【表５】
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【００４７】
スチューデントのｔ検定を用いて、最大引張応力について計算されたｔ値は２．４１８であることが明らかになった。自由度＝６＋６−２＝１０における表５のデータの表のｔ値は２．２２８である。したがって、計算されたｔ値２．４１８は、自由度１０における表の値２．２２８よりも大きいので、本発明者らは、平均が等しく、標準偏差が等しい２つの母集団から選択する確率は５％よりもかなり小さく、この結果は統計的に有意であることを示すと結論付ける。したがって、コーティングされていないダイの使用と、コーティングされたダイの使用との間の差は、コーティングされていないダイが、より良い機械的特性を与えると結論付けるのに十分である。
【００４８】
合金３６７（９．１重量％のＳｉ、０．０６重量％のＳｒ、０．２０重量％のＦｅ、０．１３重量％のＣｕ、０．３１重量％のＭｎ、０．４９重量％のＭｇ）について、ダイ上のコーティングありとなしのＬブラケットから得られる直径０．５インチ、ゲージ長２インチの引張試験片の機械的特性の平均を表６に示した。スチューデントｔ検定は、コーティングありとなしの相対的な最大引張強度が、Ｔ６１およびＴ６２両方の熱処理について、有意水準５％で有意であることを示す。反対に、Ｔ６２の熱処理について、コーティングありとなしの相対的な耐力のみが有意水準５％で有意である。したがって、強度特性は、コーティングが排除されたときにより高くなるように見受けられる。
【表６】
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【００４９】
合金３６２（１１．５重量％のＳｉ、０．０７重量％のＳｒ、０．４１重量％のＦｅ、０．１０重量％のＣｕ、０．６９重量％のＭｇ）および規格外の３１９合金（４．５重量％のＳｉ、０．０５重量％のＳｒ、０．４５重量％のＦｅ、３．９重量％のＣｕ、０．４０重量％のＭｎ、０．１４重量％のＭｇ）について、これらの同じ機械的特性を測定し、表７の同様の結果を得たが、５つの試験片の平均は、５つの別々のＬブラケットシートそれぞれから切り出した試験片からのものであり、試験片の表面は、Ｌブラケットの鋳放し表面を有していた。コーティングが排除されたとき、より速い冷却速度と、より平滑な表面仕上げの両方が、サンプルのより高い機械的特性に寄与した。
【表７】
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【００５０】
ここで図１０および図１１を参照すると、一体スプラッシュプレートを備えるギアケースハウジングのための低圧永久鋳型鋳物が、ダイ上のコーティングなしで製造された。これらの部品のいずれも、厚肉部に対して垂直な薄肉部を有し、ダイ上にコーティングがない低圧永久鋳型内で複雑な部品構造が製造され得ることを示す。図１０および図１１は、ダイ上にコーティングがない低圧永久鋳型鋳造プロセスにおいて製造された薄い一体スプラッシュプレートを備える３５ポンドのギアケースハウジングである。図１２および図１３は、ダイ上に従来のコーティングがある低圧永久鋳型内で製造された薄い一体スプラッシュプレートを備える同様のギア鋳造ハウジングであり、コーティングなしで製造された図１０および図１１のギアケースと比べたとき、鋳物表面仕上げがより粗く、色がくすんでいることが明らかである。ダイからコーティングを排除すると、これは、低圧永久鋳型鋳造プロセスの穏やかで遅い充填の間に溶融金属から膨大な量の熱が抽出されることが従来は予想されたが、予想外に、より厚い部分に対して垂直な薄く狭い部分でも、凝固が始まる前にダイの充填を妨げることはなかった。従来、この業界では、ダイ溶着が予想されたため、ダイコーティングの排除を試みることすら思いとどまっていた。実際、これは、予想されるダイ溶着を避けるために、ダイから剥落するコーティング部分をリコートしなければならない現行の永久鋳型鋳造プロセスでは問題である。コーティング部分がダイから剥落するときのこの予想されるダイ溶着の問題のために、当業者がすべてのコーティングを意図的に排除することはないであろう。
【００５１】
やはり、鉄またはマンガンのいずれかの１０分の１の濃度で機能し、鉄またはマンガンと同等か、あるいはこれらより良い耐ダイ溶着性を与え、０．２５〜０．３５重量％の範囲のマンガンを可能にし、かつ初晶金属間化合物の析出を避けるため、鉄分が０．４５％未満であることを必要とし、この新規の革新的なコーティングされていない永久鋳型ダイプロセスを実行可能にするのはストロンチウムである。
【００５２】
したがって、金属体を低圧永久鋳型鋳造するための方法が開示されている。本方法は、ダイカスト表面に沿ってダイコーティングまたは潤滑がない永久鋳型鋳造ダイの調製を意図している。溶融合金によるダイ溶着から保護するための、鋼製永久鋳型ダイ上に機械的に結合した障壁コーティングの必要性は、本出願では単に必要でない。さらに、このような機械的に結合した障壁コーティングがないため断熱もなくなり、凝固プロセスのサイクルタイムが短縮される。本方法は、次に、永久鋳型鋳造合金の調製を意図している。永久鋳型鋳造合金は、１つの実施形態では、実質的に４．５〜１１．５重量％のケイ素、０．００５〜０．４５重量％の鉄、０．２０〜０．４０重量％のマンガン、０．４５〜０．１１０重量％のストロンチウムおよび残余のアルミニウムからなる。別の実施形態では、この合金は、さらに０．０５〜５重量％の銅からなる。さらに別の実施形態では、この合金は、さらに０．１０〜０．７０重量％のマグネシウムからなる。さらに別の実施形態では、この合金は、さらに最大０．５０重量％のニッケルからなり、さらに別の実施形態では、この合金は、さらに最大４．５重量％の亜鉛からなる。さらに別の実施形態では、この合金は、実質的に４．２〜５重量％の銅、０．００５〜０．１５重量％の鉄、０．２０〜０．５０重量％のマンガン、０．１５〜０．３５重量％のマグネシウム、０．０４５〜０．１１０重量％のストロンチウム、最大０．０５重量％のニッケル、最大０．１０重量％のケイ素、０．１５〜０．３０重量％のチタン、最大０．０５重量％のスズ、最大０．１０重量％の亜鉛および残余のアルミニウムからなるアルミニウム永久鋳型鋳造合金であってもよい。
【００５３】
本出願の方法は、調製した合金を低圧で永久鋳型鋳造ダイに押し込み、永久鋳型鋳物を作製することを意図している。この圧力は、３〜１５ｐｓｉの範囲内であってもよい。次に、本方法は、永久鋳型鋳物の冷却およびダイからの永久鋳型鋳物の取り出しを意図している。特定の実施形態では、ダイから鋳物を取り出すステップの後に、鋳物を熱処理するステップが追加される。本発明の方法は、ダイ上のコーティングまたは潤滑がない低圧永久鋳型鋳造プロセスを意図している。コーティングまたは潤滑が存在しないため、鋳造品はダイに接着または付着せず、弱い力で取り出すことができる。これによって、コーティングを加えたり、またはダイから鋳物を取り出すための人の介入が必要でないため、本出願の方法を完全に自動化することができる。したがって、永久鋳型鋳造ダイを調製するステップ、合金を調製するステップ、合金を永久鋳型に押し込むステップ、永久鋳型鋳物を冷却するステップ、鋳物を熱処理するステップ、または永久鋳型ダイから鋳物を取り出すステップのうちの１つまたは複数が完全に自動化されてもよい。特定の実施形態では、すべての方法が完全に自動化されており、他の実施形態では、選択されたステップが自動化されている。
【００５４】
本出願の方法が利用されるとき、永久鋳型鋳物は永久鋳型ダイに溶着しない。さらに、鋳物の表面粗さは±５００マイクロインチＲa以下である。さらに、永久鋳型鋳物を冷却するステップは、主としてＡｌ5ＦｅＳｉまたはＡｌ15（ＭｎＦｅ）3Ｓｉ2などの金属間化合物を生成させずに合金を凝固させるステップを意図している。本方法は、単純な永久鋳型鋳物または複雑な永久鋳型鋳物を作製するために用いられてもよい。先述の通り、本方法は、Ｌブラケット、または一体スプラッシュプレートを備えるギアケースハウジングを作製するために用いられてもよい。
【００５５】
少なくとも１つの薄肉部を有する鋳物など、複雑な鋳物を作製するために本方法が用いられる例では、合金を永久鋳型鋳造ダイに押し込むステップは、合金が凝固する前に合金を薄肉部に押し込むステップを含む。
【００５６】
本開示では、簡潔さ、明確さおよび理解のために特定の用語を用いた。このような用語は説明のためだけに用いられ、広く解釈されることが意図されるため、それらから先行技術の要件を越えて不必要な限定は推論されない。本明細書に記載の様々な装置は、単独で、または他の装置と組み合わせて使用されてもよい。様々な均等物、代替および修正が添付された特許請求の範囲内で可能である。添付された特許請求の範囲内のそれぞれの限定は、「のための手段」または「のためのステップ」という用語がそれぞれの限定において明示的に記載されている場合にのみ、米国特許法（３５Ｕ．Ｓ．Ｃ．）第１１２条第６項に基づいて解釈されるものとする。
【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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【図６】
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【図７】
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【図８】
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【図９】
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【図１０】
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【図１１】
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【図１２】
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【図１３】
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【図１４】
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【図１５】
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【図１６】
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【図１７】
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【図１８】
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