(57)【要約】  マグネシウムベースの合金は、（１つまたは複数の）希土類元素１．５〜４．０重量％、亜鉛０．３〜０．８重量％、アルミニウム０．０２〜０．１重量％、およびベリリウム４〜２５ｐｐｍから構成される。この合金は任意選択で、ジルコニウム０．２重量％まで、マンガン０．３重量％まで、イットリウム０．５重量％まで、およびカルシウム０．１重量％までを含む。合金の残りは、付随の不純物を除いてマグネシウムである。【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量パーセントによって
１つまたは複数の希土類元素１．５〜４．０％、
亜鉛０．３〜０．８％、
アルミニウム０．０２〜０．１％、
ベリリウム４〜２５ｐｐｍ、
ジルコニウム０〜０．２％、
マンガン０〜０．３％、
イットリウム０〜０．５％、
カルシウム０〜０．１％、および
残りは付随の不純物を除いてマグネシウム
から構成されることを特徴とするマグネシウムベースの合金。
【請求項２】
２．２〜３．３重量％の１つまたは複数の希土類含有量を有することを特徴とする請求項１記載の合金。
【請求項３】
前記１つまたは複数の希土類が、ネオジム、セリウム、ランタン、プラセオジウム、またはこれらの任意の組合せから選択されることを特徴とする請求項１又は２記載の合金。
【請求項４】
１．０〜２．５重量％のネオジム含有量を有することを特徴とする請求項１記載の合金。
【請求項５】
１．４〜２．１重量％のネオジム含有量を有することを特徴とする請求項４記載の合金。
【請求項６】
ネオジム以外の前記１つまたは複数の希土類含有量が０．５〜１．５重量％であることを特徴とする請求項４又は５記載の合金。
【請求項７】
ネオジム以外の前記１つまたは複数の希土類含有量が０．８〜１．２重量％であることを特徴とする請求項６記載の合金。
【請求項８】
０．４〜０．７重量％の亜鉛含有量を有することを特徴とする請求項１乃至７のうちいずれか一項に記載の合金。
【請求項９】
０．２重量％以下の量のジルコニウムを含むことを特徴とする請求項１乃至８のうちいずれか一項に記載の合金。
【請求項１０】
０．５重量％以下の量のイットリウムを含むことを特徴とする請求項１乃至９のうちいずれか一項に記載の合金。
【請求項１１】
０．１〜０．４重量％のイットリウムを含むことを特徴とする請求項１０記載の合金。
【請求項１２】
０．１〜０．３重量％のイットリウムを含むことを特徴とする請求項１１記載の合金。
【請求項１３】
０．３重量％以下の量のマンガンを含むことを特徴とする請求項１乃至１２のうちいずれか一項に記載の合金。
【請求項１４】
０．１重量％以下の量のカルシウムを含むことを特徴とする請求項１乃至１３のうちいずれか一項に記載の合金。
【請求項１５】
０．０３〜０．０９重量％のアルミニウム含有量を有することを特徴とする請求項１乃至１４のうちいずれか一項に記載の合金。
【請求項１６】
０．０４〜０．０８重量％のアルミニウム含有量を有することを特徴とする請求項１乃至１５のうちいずれか一項に記載の合金。
【請求項１７】
０．０５〜０．０７重量％のアルミニウム含有量を有することを特徴とする請求項１乃至１６のうちいずれか一項に記載の合金。
【請求項１８】
４〜１５ｐｐｍのベリリウム含有量を有することを特徴とする請求項１乃至１７のうちいずれか一項に記載の合金。
【請求項１９】
８〜１２ｐｐｍのベリリウム含有量を有することを特徴とする請求項１８記載の合金。
【請求項２０】
ネオジム１．７〜２．１重量％、セリウム０．５〜０．７重量％、ランタン０．３〜０．５重量％、アルミニウム０．０３〜０．０９重量％、亜鉛０．３〜０．８重量％、ベリリウム４〜１５ｐｐｍ、付随の不純物を除いてマグネシウムである残り、ならびに任意選択でネオジム、セリウム、およびランタン以外の微量の希土類元素から構成されることを特徴とするマグネシウムベースの合金。
【請求項２１】
請求項１から請求項２０までのいずれか一項に記載の合金から形成された内燃機関または自動車パワートレインの構成部分。
【請求項２２】
請求項１から請求項２０までのいずれか一項に記載の合金の高圧ダイカスティングによって製造されるエンジンブロックまたはその一部分。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、マグネシウム合金に関し、詳しくは、高圧ダイカスティング（ＨＰＤＣ）によって鋳造することができるマグネシウム合金に関する。
【背景技術】
【０００２】
燃料消費を制限し、大気への有害物放出を減らす必要性が高まるにつれて、自動車メーカーは、より燃料効率のよい車両を開発しようと試みている。車両の全重量を軽減することは、この目標を達成するための１つの鍵である。車両の重量に大きく貢献するものは、エンジンとその他のパワートレインの構成部分である。エンジンの最も重要な構成部分はシリンダブロックであり、これは全エンジン重量の２０〜２５％を占める。過去において、アルミニウム合金のシリンダブロックを導入して従来のねずみ鋳鉄ブロックを取り替えることによって、大幅な重量節減が行われ、エンジン運転中に発生する温度と応力に耐えることができるマグネシウム合金を使用した場合には、４０％程度のさらなる重量低減を達成することができた。所望の高温機械的特性を費用効果の高い生産工程と組み合わせるこのような合金の開発が、実行可能なマグネシウムエンジンブロックの製造を考慮することができるようになる前に必要である。
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００３】
ＨＰＤＣは、軽合金の構成部分を大量生産するための生産性の高い工程である。砂型鋳造および低圧／重力永久金型鋳造の鋳造完全性は、一般にＨＰＤＣよりも高く、ＨＰＤＣは、さらに多量の大量生産にとってあまり費用のかからない技術である。ＨＰＤＣは北アメリカの自動車メーカーの間では人気を得ており、ヨーロッパおよびアジアではアルミニウム合金エンジンブロックを鋳造するために使用される有力な工程である。近年、高温マグネシウム合金の探求が主としてＨＰＤＣ加工経路に集中し、いくつかの合金が開発された。ＨＰＤＣは、高い生産効率を達成し、こうして製造コストを軽減するためのすぐれた選択肢であると考えられる。
【課題を解決するための手段】
【０００４】
本発明は、第１態様では、重量パーセントによって下記から構成されるマグネシウムベースの合金を提供する。
１つまたは複数の希土類元素１．５〜４．０％、
亜鉛０．３〜０．８％、
アルミニウム０．０２〜０．１％、
ベリリウム４〜２５ｐｐｍ、
ジルコニウム０〜０．２％、
マンガン０〜０．３％、
イットリウム０〜０．５％、
カルシウム０〜０．１％、および
残りは付随の不純物を除いてマグネシウム。
【０００５】
本明細書を通じて、「希土類」という表現は、５７から７１までの原子番号を有する元素、すなわちランタン（Ｌａ）からルテチウム（Ｌｕ）までのいずれかの１つの元素または組合せを意味するものと理解されたい。
本発明による合金は、少なくとも９５．５重量％のマグネシウムを含むことが好ましく、９５．５重量％〜９７重量％のマグネシウムではさらに好ましく、９６．１重量％のマグネシウムでは最も好ましい。
【０００６】
ネオジムの含有量は、１．０〜２．５重量％であることが好ましい。一実施形態では、ネオジムの含有量は１．４〜２．１重量％である。別の実施形態では、ネオジムの含有量は１．７重量％よりも高く、さらに好ましくは１．８重量％よりも高く、さらに好ましくは１．８〜２．０重量％、最も好ましくは約１．９重量％である。別の実施形態では、ネオジムの含有量は１．７〜１．９重量％である。ネオジムの含有量は、純粋なネオジム、ミッシュメタルなどの希土類の混合物の中に含まれるネオジム、またはこれらの組合せから導き出してもよい。
【０００７】
ネオジム以外の（１つまたは複数の）希土類の含有量が０．５〜１．５重量％であることは好ましく、さらに好ましくは０．８〜１．２重量％、さらに好ましくは０．９〜１．２重量％、例えば約１．１重量％である。ネオジム以外の（１つまたは複数の）希土類が、セリウム（Ｃｅ）、ランタン（Ｌａ）、またはこれらの混合物であることは好ましい。セリウムが、ネオジム以外の希土類元素の重量の半分を超える量を構成することは好ましく、６０〜８０重量％、特に約７０重量％で、残りをランタンが実質的に構成することはさらに好ましい。ネオジム以外の１つまたは複数の希土類を純粋の希土類、ミッシュメタルなどの希土類の混合物、またはこれらの組合せから導き出してもよい。ネオジム以外の希土類が、セリウムと、ランタンと、任意選択でネオジムと、適量のプラセオジウム（Ｐｒ）と、微量のその他の希土類とを含むセリウムミッシュメタルから導き出されることは好ましい。
【０００８】
好ましい一実施形態では、ネオジム、セリウム、およびランタンの含有量は、それぞれ１．７〜２．１重量％、さらに好ましくは１．７〜１．９重量％、０．５〜０．７重量％、さらに好ましくは０．５５〜０．６５重量％、および０．３〜０．５重量％である。
亜鉛の含有量は０．３〜０．８重量％、好ましくは０．４〜０．７重量％、さらに好ましくは０．５〜０．６重量％である。
【０００９】
アルミニウムの含有量は０．０２〜０．１重量％、好ましくは０．０３〜０．０９重量％、さらに好ましくは０．０４〜０．０８重量％、例えば０．０５〜０．０７重量％である。理論に拘束されることを望むことなく、本発明の合金におけるこれらの少量のアルミニウムの含有は、合金のクリープ特性を向上すると考えられる。
ベリリウムの含有量は４〜２５ｐｐｍ、さらに好ましくは４〜２０ｐｐｍ、さらに好ましくは４〜１５ｐｐｍ、さらに好ましくは６〜１３ｐｐｍ、例えば８〜１２ｐｐｍである。ベリリウムは一般的に、Ａｌ−５％Ｂｅ合金などのアルミニウム−ベリリウム母合金を経由して導入される。理論に拘束されることを望むことなく、ベリリウムの含有は、合金のダイカスト性を向上すると考えられる。再度、理論に拘束されることを望むことなく、ベリリウムの含有は、合金の中の１つまたは複数の希土類の酸化損失に対する保持率を向上させると考えられる。
【００１０】
鉄の含有量の減少は、溶融合金から鉄を沈殿させるジルコニウムの添加によって達成することができる。したがって、本明細書で明記するジルコニウム含有量は残留ジルコニウム含有量である。しかし、ジルコニウムは２つの異なる段階で組み込まれてもよいことに留意されたい。第１に合金の製造において、第２に鋳造直前の続く合金の溶融である。ジルコニウム含有量が、十分な鉄の除去を達成するために必要な最低量になることは好ましい。一般的には、ジルコニウム含有量は０．１重量％未満になる。
【００１１】
マンガンは、合金の任意選択の成分である。存在するときには、マンガン含有量は一般的に約０．１重量％になる。
カルシウム（Ｃａ）は、特にカバーガス雰囲気の制御による適切な溶融保護が不可能な状況において、含めてもよい任意選択の成分である。これは特に、鋳造工程がクローズドシステムを含まない場合である。
【００１２】
イットリウムは、含めてもよい任意選択の成分である。理論に拘束されることを望むことなく、イットリウムの含有は、溶融保護、延性、および耐クリープ性に有益であると考えられる。存在するときは、イットリウムの含有量は、好ましくは０．１〜０．４重量％、さらに好ましくは０．１〜０．３重量％である。
理想的には、付随の不純物含有量はゼロであるが、これは本質的に不可能であることを理解されたい。したがって、付随の不純物含有量は０．１５％未満であることが好ましく、さらに好ましくは０．１重量％未満、さらに好ましくは０．０１重量％未満、なおさらに好ましくは０．００１重量％未満である。
【００１３】
第２態様では、本発明は、ネオジム１．７〜２．１重量％、セリウム０．５〜０．７重量％、ランタン０．３〜０．５重量％、アルミニウム０．０３〜０．０９重量％、ベリリウム４〜１５ｐｐｍ、付随の不純物を除けばマグネシウムである残り成分、ならびに任意選択でネオジム、セリウム、およびランタン以外の微量の希土類元素から構成される、マグネシウムベースの合金を提供する。
【００１４】
第３態様では、本発明は、本発明の第１または第２態様による合金を高圧ダイカスティングによって製造される、内燃機関のためのエンジンブロックを提供する。
第４態様では、本発明は、本発明の第１または第２態様による合金から形成される内燃機関の構成部分を提供する。内燃機関のこの構成部分は、エンジンブロック、またはそのシュラウドなどの部分であってもよい。
【００１５】
上記では、特定してエンジンブロックを参照したが、本発明の合金は、自動車のパワートレインにおいて見られるなどのその他の高温での適用、および低温での適用にも用途を見いだすことができることに留意されたい。上記では、特定してＨＰＤＣも参照したが、本発明の合金を、チクソ成形、チクソ鋳造、永久成形、および砂型鋳造を含む、ＨＰＤＣ以外の技法によって鋳造してもよいことに留意されたい。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１６】
[実施例１]
３個の合金を準備し、これらの合金の化学分析を下の表１に示す。ネオジム以外の希土類を、セリウム、ランタン、およびいくらかのネオジムを含んだＣｅベースのミッシュメタルとして加えた。余分のネオジムと亜鉛をその元素の形態で加えた。ジルコニウムを、ＡＭキャストとして知られている専売のＭｇ−Ｚｒ母合金を通じて加えた。アルミニウムとベリリウムを、ベリリウムを５重量％だけ含有したアルミニウム−ベリリウム母合金を通じて加えた。合金の準備全体を通じて標準溶融ハンドリング手順を使用した。
【００１７】
【表１】
2008536008.tif 000002
合金Ａ、Ｂ、およびＣは高圧ダイカスト物であり、クリープ試験を、９０ＭＰａの一定負荷と１７７℃の温度で実施した。１００ＭＰａと１７７℃における追加のクリープ試験を、合金Ｂについて実施した。定常状態クリープ速度を表２に列挙した。
【００１８】
【表２】
2008536008.tif 000003
【００１９】
図１は、合金Ａ、Ｂ、およびＣについての１７７℃および９０ＭＰａにおけるクリープの結果を示す。合金Ｂの１７７℃および１００ＭＰａにおけるクリープ曲線も示す。合金Ｂと合金Ｃは両方とも、合金Ａよりもすぐれている。図１における挿入グラフは、合金Ｂの、１７７℃と９０ＭＰａおよび１００ＭＰＭａの応力における初期一次挙動を示す。１００ＭＰａにおいてより高い初期応答があるが、クリープ曲線は平らになり、より低い応力におけるものに非常によく似た定常状態クリープ速度を示している。
【００２０】
１００時間後に０．１％のクリープひずみの値を与えるための応力は、さまざまな耐クリープ性マグネシウム合金を比較するとき、しばしば引用される。合金Ｂも合金Ｃも、１７７℃および９０ＭＰａにおける１００時間後に、この程度のクリープひずみを持っていないが、これを超過するクリープひずみは、はるかに長い試験時間で到達した。１７７℃において、合金Ｂおよび合金Ｃは、そのクリープ挙動の観点から、ほとんどの自動車の伝導機構に受入れ可能であろう。
【００２１】
インストロン式万能材料試験器を使用して、ＡＳＴＭ  Ｅ８に従って、空気中において２０、１００、１５０、および１７７℃における引張特性を測定した。試料を、試験の前に１０分間この温度で保持した。試験用の供試体は円形断面（直径５．６ｍｍ）を有し、ゲージ長は２５ｍｍであった。
合金Ａ、Ｂ、およびＣの引張
試験の結果を表３に示し、図２は、室温および１７７℃における３個の合金の一般的な応力−ひずみ曲線を示す。
【００２２】
【表３】
2008536008.tif 000004
合金ＢおよびＣ、ならびに商用合金ＡＺ９１Ｄは三角形金型の中の金型鋳造物であり、型の固定半分と移動半分の両方において油加熱／冷却した。移動半分の中心には熱電対があった。
【００２３】
金型は発散流れ経路と収束流れ経路の両方が得られるよう設計された（図３を参照）。これは、金型の平坦な固定半分に沿って金属を送り込むファンゲートによって達成され（発散）、次いで頂部分を越え、次いで背壁（金型の移動半分）に沿ってゲートに向って戻る（収束）。この流れパターンによって１３０ｍｍの有効流れ長さ、すなわち鋳造高さの２倍が得られる。
【００２４】
図４を参照すると、金型の他の特徴は、鋳造物部分の片側に沿って形成された大きなリブと、ボスとである。リブは、チャンネリングの問題を明らかにする目的の流れ方向に平行な非常に厚い部分を提供し、金属は優先的に厚い部分に沿って流れる。ボスは多くの構造鋳造に一般的であり、通常形成することが困難である。ボスとリブが鋳造物と会う隅部は、起こり得るあらゆる熱間割れまたは収縮ひび割れを最大化するように鋭利である。
【００２５】
最後に、金型は、流れ方向に平行な変化する表面仕上げの３つの条片を有する。表面仕上げは、完全研磨、半つや消し、および完全つや消し（ＥＤＭ仕上げ）である。これらの条片は、合金がこれらの表面を形成する場合の容易性の指標を提供する。したがって、金型は、ＨＰＤＣによってこの中で鋳造されるどの合金の性能も厳格に試験するために設計した。金型から鋳造された部分を図４に示す。
【００２６】
金型のためのＨＰＤＣ条件の特徴を下に示す。
ゲート寸法  ＝  ５８ｍｍ×１ｍｍ
プランジャの直径  ＝  ５０ｍｍ
高速  ＝  ２．２５ｍ／秒
低速  ＝  ０．３５ｍ／秒
ゲート速度  ＝  Ｖｐｌｕｎｇｅｒ×Ａｐｌｕｎｇｅｒ／Ａｇａｔｅ
＝  ７６ｍ／秒
ＡＺ９１Ｄは、７００℃の溶融金属温度と２００℃の推定金型温度を有する鋳造物であり、合金ＢおよびＣは、７４０℃の溶融金属温度と２５０℃の推定金型温度を有する鋳造物であった。
【００２７】
ＡＺ９１Ｄと合金ＢおよびＣによって作られた鋳造材は、高品質の表面仕上げを有したが、ＡＺ９１Ｄ鋳造材はある表面湯境を有し、これは、油の温度、したがって金型温度が僅かに高かったはずであることを示すことができる。ＡＺ９１Ｄの溶融金属温度は、ＡＺ９１Ｄの正常なＨＰＤＣ鋳造のための上部領域にあった。合金ＢおよびＣからの鋳造材の両側上の表面仕上げは良好であり、これは、両合金が合理的な距離を流れることができることを実証した。
【００２８】
すべての合金は等価の可鋳性で鋳造されたが、合金ＢおよびＣには、これらの動作範囲の限界において品質のより急速な低下があった。例えば、不十分な金属がショットスリーブの中に調量投入されて、空洞に入る溶融金属温度の低下が引き起こされた場合には、表面の品質は急速に低下した。
すべての合金について、ひび割れ傾向のある考え方を決定できるように、金型内の保持時間を変更した。鋳造材は多くの厚い区画と薄い区画とを有し、区画の厚さが変化する隅部は鋭利であり、これは結果的に得られた鋳造材がひび割れを示すはずであることを意味した。合金ＢおよびＣの鋳造材では、ひび割れの徴候はなかったが、ＡＺ９１Ｄ鋳造材では、大きなリブの一区画に熱間割れのいくつかの徴候があった。
【００２９】
金型鋳造の試行によって、合金ＢおよびＣは、ＡＺ９１Ｄとほぼ等価のすぐれた可鋳性を有するが、合金ＢおよびＣに必要な溶融温度と金型温度はＡＺ９１Ｄに必要なものよりも高かったことが実証された。
[実施例２]
一連の合金を製造して、これらの組成を下の表４に列挙した。合金Ｄ〜Ｙの各々において、付随の不純物を除いて、合金の残りはマグネシウムであった。
【００３０】
【表４】
2008536008.tif 000005
【００３１】
機械的特性を評価する目的のために、試験用の供試体を、２５０トン東芝コールドチャンバ機において、合金の高圧ダイカスティング（ＨＰＤＣ）によって製造した。引張／クリープ供試体とボルト負荷保持ボスを鋳造するために、２個の金型をマグネシウム合金によって設計した。評価された合金特性には、鋳造材品質、鋳造後微細構造、室温および１７７℃における引張強度、１５０℃および１７７℃におけるクリープ挙動、ならびに１５０℃および１７７℃におけるボルト負荷保持（ＢＬＲ）挙動を含めた。
【００３２】
鋳造後条件における本発明による合金（合金Ｇ）の微細構造の一般的な例を図５に示す。ＨＰＤＣの性質により、鋳造物供試体の表面（「スキン」）に近い微粒構造から中央領域（「コア」）におけるより粗い粒の構造への遷移部がある。両領域は、粒間領域および樹枝状結晶間領域にＭｇ−ＲＥ金属間相を有するマグネシウムに富む一次粒または樹枝状結晶からなる。
さまざまな合金に関する引張り試験データを下の表５に総括する。本発明による合金の引張挙動は、考えられる両方の試験温度において非常に良好であることがわかる。
【００３３】
【表５】
2008536008.tif 000006
さまざまな合金についての１７７℃および９０ＭＰａの同じ条件下での二次クリープ速度の概要を下の表６に示す。これらの試験条件は特に、自動車のパワートレインへの適用を要求するために適したクリープ特性を有するマグネシウム合金を確認する厳しい試験を提供するために選択した。
【００３４】
【表６】
2008536008.tif 000007
【００３５】
これらの結果を、合金の観察したクリープ挙動およびＡｌ含有量に応じて、３つのグループに分けることができる。第１グループは、０．０３重量％未満のＡｌ含有量を有する合金（合金ＤおよびＦ）を含み、これらの組成が比較的高い二次クリープ速度を示すことを見ることができる。第２グループは、０．０２重量％を超え０．１１重量％未満のＡｌ含有量を有する合金（合金Ｅ、Ｇ、Ｈ、Ｉ、Ｎ、Ｏ、Ｒ、Ｓ、Ｔ、Ｕ、Ｖ、およびＷ）を含み、これらの合金が１０−１０〜１０−１１ｓ−１の範囲にある非常に低い二次クリープ速度を示すことを見ることができ、したがって、これらの組成は、これらの試験条件の下では非常に耐クリープ性があるとして等級分けされよう。これは、図６における合金ＥおよびＦの１７７℃および９０ＭＰａにおけるクリープ挙動の比較によって図示されている。これら２つの合金は同様な基本組成を有するが、Ａｌ含有量が低い（Ａｌ＜０．０１重量）合金Ｆは、合金Ｅ（Ａｌ０．０４重量％）のクリープ性能と比較してかなり低いクリープ性能を有する。第３グループは、０．１１重量％以上のＡｌ含有量を有する合金（合金Ｊ、Ｐ、およびＱ）を含み、これらの組成もまた、グループ１について観察されたように、これらの組成が比較的高い二次クリープ速度を示すことを見ることができ、したがって、グループ１およびグループ３は両方とも、課された試験条件の下では十分に耐クリープ性ではないものとして等級分けされよう。したがって、これらの結果は、これらの極度の試験条件（１７７℃および９０ＭＰａ）の下で、最も要求が厳しい伝導機構への適用に適したクリープ性能を達成するために、合金組成が残るべき最適Ａｌ含有量が存在することを示唆する。これは、図８に示すように、１７７℃および９０ＭＰａで試験された合金Ｎ、Ｏ、Ｐ、およびＱのクリープ挙動の比較によって、最も劇的に図示されている。これらの合金のすべてが、Ａｌ含有量を除いて非常に似た組成を有している。明らかに、これら４つの組成にまたがるクリープ挙動の遷移は、０．０５重量％から０．２３重量％にまでのＡｌ含有量の増加を伴って、合金Ｎの極めて良好から合金Ｑの極めて劣等にまでわたっている。
合金ＹのＢＬＲ挙動を、１５０℃および１７７℃において８ｋＮおよび１１ｋＮの負荷によって測定した。結果を下記の２つのグラフに示す。
・室温に戻った後に保持された全体％負荷（図８）、および
・全体挙動のクリープ成分である、試験温度に保持された％負荷（図９）。
【図面の簡単な説明】
【００３６】
【図１】合金Ａ、Ｂ、およびＣについての１７７℃および９０ＭＰａにおけるクリープ応答の比較であり、１７７℃および１００ＭＰａにおける合金Ｂの曲線が示され、挿入グラフは２つの応力レベルにおける合金Ｂの初期一次応答を示すグラフである。
【図２】室温と１７７℃における合金Ａ、Ｂ、およびＣの引張挙動を比較する図である。
【図３】可鋳性性能試験金型の充填中における流れの３段階を示す図である。
【図４】合金Ｅから作られた可鋳性金型鋳造物からの試験片の頂部表面を示す図である。
【図５】合金Ｇの鋳造後条件におけるＨＰＤＣ引張試験片供試体のゲージ長領域から、ａ）試験片の表面に近い「スキン」領域（画像の左側が表面に近い）と、ｂ）供試体の中心に近い「コア」領域との、拡大して撮った顕微鏡写真であり、ａ）における両方向矢印は、引張試験片の長軸を示す。
【図６】Ａｌ含有量が最適未満である組成（合金Ｆ）のクリープ挙動を、Ａｌ含有量最適組成範囲内にある組成（合金Ｅ）と比較する、１７７℃および９０ＭＰａにおけるクリープ曲線を示すグラフである。
【図７】Ａｌ含有量の増加（合金Ｎにおける０．０５重量％から、合金Ｏにおける０．０９重量％まで、合金Ｐにおける０．１２重量％まで、合金Ｑにおける０．２３重量％まで）のクリープ挙動に対する影響を示す１７７℃および９０ＭＰａにおけるクリープ曲線を示すグラフである。
【図８】合金Ｙの全体ＢＬＲ挙動を示すグラフである。
【図９】合金Ｙの各温度におけるＢＬＲ挙動を示すグラフである。
【図１】
2008536008.tif 000008
【図２】
2008536008.tif 000009
【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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【国際調査報告】
2008536008.tif 000017
2008536008.tif 000018