(57)【要約】  車両の前部構造又は当該構造の近くで特に有用であり、改善された強度、耐食性、クラッシュ特性及び温度安定性を有する押出可能なＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉアルミニウム合金。前記合金の組成は、Ｍｇ−Ｓｉ図の下記座標点ａ１−ａ２−ａ３−ａ４の範囲内に定義され、重量％で、ａ１＝０．６０Ｍｇ，０．６５Ｓｉ、ａ２＝０．９０Ｍｇ，１．０Ｓｉ、ａ３＝１．０５Ｍｇ，０．７５Ｓｉ、及びａ４＝０．７０Ｍｇ，０．５０Ｓｉであり、  前記合金が、下記の合金成分：０．３０重量％以下のＦｅ、０．１〜０．４重量％のＣｕ、０．４〜１．０重量％のＭｎ、０．２５重量％以下のＣｒ、０．２５重量％以下のＺｒ、及び０．００５〜０．１５重量％のＴｉ（不可避不純物が、それぞれ０．１重量％以下である）をさらに含有し且つ０．５重量％以下のＺｎ、残部Ａｌを含む押出形材において未再結晶粒構造を有する。
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
車両の前部構造に特に有用であり、改善された強度、耐食性、クラッシュ特性及び温度安定性を有する押出可能なＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉアルミニウム合金であって、
前記合金の組成が、Ｍｇ−Ｓｉ図の下記座標点ａ１−ａ２−ａ３−ａ４の範囲内に定義され、重量％で、ａ１＝０．６０Ｍｇ，０．６５Ｓｉ、ａ２＝０．９０Ｍｇ，１．０Ｓｉ、ａ３＝１．０５Ｍｇ，０．７５Ｓｉ、及びａ４＝０．７０Ｍｇ，０．５０Ｓｉであり、
前記合金が、下記の合金成分：
０．３０重量％以下のＦｅ
０．１〜０．４重量％のＣｕ
０．４〜１．０重量％のＭｎ
０．２５重量％以下のＣｒ
０．２５重量％以下のＺｒ、及び
０．００５〜０．１５重量％のＴｉ
（不可避不純物が、それぞれ０．１重量％以下である）をさらに含有し且つ０．５重量％以下のＺｎ、残部Ａｌを含む押出形材において未再結晶粒構造を有することを特徴とする合金。
【請求項２】
Ｍｇ／Ｓｉ比が０．９〜１．４であることを特徴とする請求項１に記載の合金。
【請求項３】
より好ましくは、前記合金は、座標点ｂ１−ｂ２−ｂ３−ｂ４の範囲内に定義され、重量％で、ｂ１＝０．７６Ｍｇ，０．５５Ｓｉ、ｂ２＝１．０２Ｍｇ，０．７４Ｓｉ、ｂ３＝０．９０Ｍｇ，０．９１Ｓｉ、及びｂ４＝０．６７Ｍｇ，０．６８Ｓｉであることを特徴とする請求項１及び２に記載の合金。
【請求項４】
より好ましくは、前記合金は、座標点ｃ１−ｃ２−ｃ３−ｃ４の間に定義され、重量％で、ｃ１＝０．８０Ｍｇ，０．５９Ｓｉ、ｃ２＝０．９４Ｍｇ，０．７０Ｓｉ、ｃ３＝０．８５Ｍｇ，０．８４Ｓｉ、及びｃ４＝０．７２Ｍｇ，０．７１Ｓｉであることを特徴とする請求項１〜３のいずれか一項に記載の合金。
【請求項５】
Ｍｇ／Ｓｉ比が１．０〜１．３であることを特徴とする請求項１〜４のいずれか一項に記載の合金。
【請求項６】
好ましくは０．１０〜０．２８重量％のＦｅを含有することを特徴とする請求項１〜５のいずれか一項に記載の合金。
【請求項７】
好ましくは０．１５〜０．３０重量％のＣｕを含有することを特徴とする請求項１〜６のいずれか一項に記載の合金。
【請求項８】
好ましくは０．５０〜０．７０重量％のＭｎ及び０．１０〜０．２０重量％のＣｒを含有し、Ｍｎ及びＣｒの両方が前記合金中に共に存在することを特徴とする請求項１〜７のいずれか一項に記載の合金。
【請求項９】
前記合金が、５２０〜５９０℃の温度で０．５〜２４時間均質化され、均質化後の冷却速度が、５２０〜２５０℃の区間で２００℃／時を超えることを特徴とする請求項１〜８のいずれか一項に記載の合金
【請求項１０】
前記合金が、より好ましくは、５４０℃〜５８０℃の温度で２〜１０時間均質化されることを特徴とする請求項１〜９のいずれか一項に記載の合金。
【請求項１１】
前記合金がビレットに鋳造され、次いで均質化されることを特徴とする請求項１〜１０のいずれか一項に記載の合金。
【請求項１２】
前記合金が、好ましい温度に再加熱され、次いで押出されることを特徴とする請求項１〜１１のいずれか一項に記載の合金。
【請求項１３】
前記合金から製造される前記押出形材が、好ましくは、５００〜５８０℃の温度から２００℃未満の温度に水焼入れされることを特徴とする請求項１〜１２のいずれか一項に記載の合金。
【請求項１４】
前記合金が、１８５〜２１５℃の温度で１〜２５時間の間、過時効されることを特徴とする請求項１〜１３のいずれか一項に記載の合金。
【請求項１５】
前記合金が、好ましくは２００〜２１０℃の温度で２〜８時間の間、過時効されることを特徴とする請求項１〜１３のいずれか一項に記載の合金。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、改善された強度、耐食性、クラッシュ特性及び温度安定性を有するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金に関する。
【背景技術】
【０００２】
上記種類の合金は、例えば、腐食性環境、高温（エンジン内又はエンジンの近くで使用される場合）にアルミニウム部品が曝される場合に要求され、該合金は、高強度及び良好なクラッシュ特性を同時に要求する。
【０００３】
主要自動車メーカーの材料規格は、自動車で使用する押出アルミニウム合金の材料特性を規定する。現在、最も厳しい強度クラス（Ｃ２８）は、下記の主な要件を有する。
・Ｒｐ０．２＞２８０ＭＰａ
・中空断面の軸方向クラッシュ試験の際の良好な挙動（僅かなクラックのみが許容される）
・１５０℃で１０００時間後に、Ｒｐ０．２＞２６５ＭＰａ
・良好な腐食特性
【０００４】
次の強度クラス（Ｃ２４）については、Ｒｐ０．２の要件は、温度に曝す前に最低２４０ＭＰであり、１５０℃で１０００時間後に最低２３０ＭＰａである。本出願の上記及び後で用いられる記号「Ｃ２４」、「Ｃ２８］などは、合金の引張降伏強さ特性Ｒｐ０２を指し、例えば、Ｃ２８は、上記に示すように、Ｒｐ０．２＞２８０ＭＰａの要件を指し、Ｃ２４はＲｐ０２＞２４０ＭＰａの要件を指す。
【０００５】
高延性及び高強度を有する多くの合金が自動車での使用のために開発されている。このような合金の例は、米国特許第４，５２５，３２６号（スイスアルミニウム社（Swiss Aluminium））から公知であり、当該米国特許は、０．３〜１．０重量％のＭｇ及び０．３〜１．２重量％のＳｉを含有するＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金であって、バナジウムＶが合金の延性を改善するために添加されることを開示する。この特許において、Ｆｅ含有量の１／４〜２／３の範囲内であるとして定義されるＭｎ含有量と組み合わせた０．０５〜０．２０重量％の範囲のＶの添加が、広範なＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金の延性を著しく改善すると主張されている。チタンＴｉは、米国特許第４，５２５，３２６号公報に記載されていない。
【０００６】
同様の合金は、０．６〜０．９５重量％のＭｇ及び０．５〜０．９５重量％のＳｉを定義する欧州特許第２０７２６２８号（アレリス社（Aleris））から公知であり、当該合金はバナジウム（Ｖ）及び更にニッケル（Ｎｉ）も含有する。Ｎｉは、降伏強さ、引張強度及び熱安定性を改善するために加えられる。Ｍｎの量は０．１〜０．３重量％である。
【０００７】
欧州特許第１２０３７０１Ｂ１号（ブロッケルマン（Brokelmann））は、Ｍｇ（０．５８〜０．６７重量％）及びＳｉ（０．６８〜０．７７重量％）に関しては非常に狭く、狭い含有量のＣｕ（０．２４〜０．３２重量％）及びＭｎ（０．６８〜０．７７重量％）を更に含有する合金組成を記載する。当該合金は、改善された降伏強さ及び引張強度を有するが、より高いＭｇ／Ｓｉ比をもつ合金よりも温度安定性が低くなりがちであると言われている。
【０００８】
欧州特許第１０４１１６５号（神戸（Kobe））は、０．３０〜０．７０重量％のＭｇ及び０．１０〜０．５０重量％のＳｉをもつＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金組成に関する。しかしながら、低含有量のＭｎ、Ｃｒ及びＺｒのために、この公知の合金は、ほとんどの場合、押出形材中に再結晶構造を生成するであろう。これは、元素（Ｍｎ、Ｃｒ及びＺｒ）が少なく、均質化工程中に分散質粒子を生成する（これらの粒子について議論する後の項を参照）欧州特許第２１５７２００Ａ１号（アイシン／住友（Aisin/Sumitomo））及び独国特許第１０２００８０４８３７４Ａ１号（ホンセル社（Honsel））の場合も同様である。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
本発明では、高引張強度及び高降伏強さを有するだけでなく、同時に改善されたクラッシュ特性を有し且つ温度安定であるＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金を提供する。
当該合金は、良好なクラッシュ挙動、延性などが要求される押出製品のため開発されるが、それは更なる目的（例えば、鋳造ビレットの鍛造品）のために用いられてもよい。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本発明は、添付の独立請求項１及び従属請求項２〜１２において定義されるような特徴によって特徴付けられる。
【図面の簡単な説明】
【００１１】
【図１】本出願の初期部分でコメントした先行特許出願に記載された幾つかのＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金のＭｇ及びＳｉ含有量を示す図である。
【図２】図１と同じ図を示しているが、本発明の請求項１によるＭｇ及びＳｉの範囲（window）を描写する図である。
【図３】より狭いＭｇ−Ｓｉの範囲ｂ１−ｂ４及びｃ１−ｃ４の形の本発明の好ましい実施形態、並びに幾つかの調査した合金に加えて、ホンセル社及びブロッケルマンによって記載された先行技術の合金のＭｇ−Ｓｉ含有量を示す。
【図４】表１及び２、並びに図３に含まれる様々な合金から押出された形材の断面図を示す。
【図５】数字０、５００及び１０００が、１８５℃での６時間の時効サイクル後の１５０℃での温度暴露の時間数を示す試験のシリーズ１における様々な合金の引張試験後のＲｐ０．２を示す。
【図６】数字０、５００及び１０００が、２０５℃での５時間の時効サイクル後の１５０℃での温度暴露の時間数を示すシリーズ１における合金の引張試験後のＲｐ０．２を示す。
【図７】形材の断面図において対応する結晶粒構造をもつ合金Ａ１のクラッシュしたサンプルを示す（Ｒｐ０．２＝２８４ＭＰａ）。
【図８】形材の断面図において対応する結晶粒構造をもつ合金Ａ２のクラッシュしたサンプルを示す（Ｒｐ０．２＝２８４ＭＰａ）。
【図９】形材の断面図において対応する結晶粒構造をもつ合金Ｂ１のクラッシュしたサンプルを示す（Ｒｐ０．２＝２８１ＭＰａ）。
【図１０】形材の断面図において対応する結晶粒構造をもつ合金Ｂ２のクラッシュしたサンプルを示す（Ｒｐ０．２＝２８９ＭＰａ）。
【図１１】形材の断面図において対応する結晶粒構造をもつ合金Ｃ１のクラッシュしたサンプルを示す（Ｒｐ０．２＝２７７ＭＰａ）。
【図１２】形材の断面図において対応する結晶粒構造をもつ合金６０６１のクラッシュしたサンプルを示す（Ｒｐ０．２＝２８８ＭＰａ）。
【図１３】合金Ｃ２８−Ｃ２のクラッシュしたサンプルを示す（Ｒｐ０．２＝２８５ＭＰａ）。
【図１４】合金Ｃ２８−Ｃ３のクラッシュしたサンプルを示す（Ｒｐ０．２＝２８１ＭＰａ）。
【図１５】様々な材料の曲げ挙動を評価するための装置及び配置を示す。
【図１６】２４時間のＩＧＣ腐食試験後のＣ２８−Ｃ２の押出形材から撮られた断面（表面に近い）の２つの写真を示す。両方の写真はサンプルの同じ領域を示し、左の写真は腐食攻撃深さを示し、及び右の写真は、サンプルを陽極酸化した後の結晶粒構造を示す。
【図１７】２４時間のＩＧＣ腐食試験後のＣ２８−Ｃ３の押出形材から撮られた断面（表面に近い）の２つの写真を示す。両方の写真はサンプルの同じ領域を示し、左の写真は腐食攻撃深さを示し、及び右の写真は、サンプルを陽極酸化した後の結晶粒構造を示す。
【図１８】７００３合金のクラッシュしたサンプルの写真を示し、左が、Ｒｐ０．２＝２９４ＭＰａをもつ低時効（underaged）条件のサンプル（Ｔ６ｘ−１３０℃で８時間の時効）を示し、Ｒｐ０．２＝２８０ＭＰａをもつ過時効条件のサンプル（Ｔ７−１７０℃で６時間の時効）を示す。
【図１９】本発明による合金Ｃ２８−Ｂ２のクラッシュしたサンプルの写真を示し、左の写真が、Ｒｐ０．２＝２８９ＭＰａをもつ過時効条件のサンプル（Ｔ７−２０５℃で５時間の時効）を示し、右が、Ｒｐ０．２＝３０３ＭＰａをもつピーク強度条件のサンプル（Ｔ６−１８５℃で６時間の時効）を示す。
【図２０】本発明に関する第１試験シリーズ及び第２試験シリーズの両方のＭｇ−Ｓｉの範囲（window）及び試験された合金組成を示す。
【図２１】合金ａ１−ａ４を試験した第２シリーズの合金の機械的特性を示す棒図表である。
【図２２】第２シリーズ試験の合金ｃ１−ｃ４に加えて、より高いＭｇ／Ｓｉ比をもつ「ホンセル社」の合金の機械的特性を示す更なる棒図表である。
【図２３】様々なＣｕ含有量をもつ合金Ｘ１の機械的特性を示す更なる棒図表である。
【図２４】様々なＣｕ含有量をもつ合金Ｃ２の機械的特性を示す棒図表である。
【図２５】様々なＴｉ含有量をもつ合金Ｘ１の機械的特性を示す他の棒図表である。
【図２６】様々なＴｉ含有量をもつ合金Ｃ２の機械的特性を示す他の棒図表である。
【図２７】図２８に示される種類のクラッシュ試験見本を撮った写真の例である。
【図２８】追加の第３シリーズの合金のクラッシュ試験に使用された見本である。
【図２９】Ｔ７条件において様々な合金変形種のクラッシュ挙動を示すＣｕ合金のクラッシュ試験見本の写真である。
【発明を実施するための形態】
【００１２】
本発明は、実施例によって、及び図面を参照して、下記で更に説明されるであろう。
【００１３】
本発明者らは、本発明に関連してＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金の研究を通じて、以下のことを発見した。
・Ｍｇ／Ｓｉ比の増加及びＣｕ含有量の増加に伴い、温度安定性が改善する。
・Ｍｇ／Ｓｉ比の低下に伴い、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金の強度が増加する。
・Ｃｕ含有量の増加に伴い、強度が増大し且つクラッシュ挙動が保持される。
・Ｔｉが耐食性を改善し、おそらくクラッシュ挙動も改善する。
・過時効条件（Ｔ７）は、同じ降伏強度レベルで、クラッシュ試験において低時効条件（Ｔ６ｘ）よりも良好に機能する。
・クラッシュ挙動及び腐食挙動について、再結晶構造に対して未再結晶構造を用いる明らかな利益がある。
【００１４】
後者について、均質化工程の間に、合金元素Ｍｎ、Ｃｒ及びＺｒが、分散質粒子を生成する。当該粒子は、加熱段階中に沈殿し、保持温度での均熱中に成長及び粗大化する。Ｍｎ及びＣｒの両方は、Ａｌ、Ｓｉ及びＦｅと共に分散質粒子を形成する一方、Ｚｒは、Ｓｉ含有量が低い場合、Ａｌのみと共に分散質粒子を形成し、本発明の合金のようにＳｉ含有量が高い場合、Ａｌ及びＳｉと共に分散質粒子を形成する。粒子の数密度は、合金元素の量、均質化温度及び保持時間に依存する。
【００１５】
押出形材において未再結晶粒構造を得るために、分散質粒子の特定の数密度が要求される。この要求される数密度は、形材の形状、ビレット温度、押出速度、及び押出形材の表面領域において許容可能な再結晶層に依存する。厚い形材については、低押出速度、及びもし粒の平等に厚い再結晶層が許容されるなら、分散質粒子の数密度をやや低くし得る。薄肉中空形材については、最大可能押出速度をもち、再結晶層がほとんど許容されず、分散質粒子の数密度をより高くする必要がある。
【００１６】
上記で説明したように、分散質の高数密度は、上記した３つの合金元素の１つのみによって得られるが、２つ以上の元素の組み合わせは、分散質粒子の良好な分布を得るために有益であり得る。また、数密度は、均質化温度によって決定される。低温は、高数密度を促進する一方、高温は、より低い数密度の分散質粒子を与える。分散質粒子の数密度は、温度での保持時間の増加に伴い、減少するであろう。したがって、より低い範囲の均質化温度での短い時間は、分散質形成合金元素の既定の添加のために、最も高い数密度の分散質粒子を与える。
【００１７】
主に未再結晶構造及び許容可能なクラッシュ性能を生じる最も低い数密度の分散質粒子が理想的であろう。如何なる過剰の分散質粒子は、必要でなく、求められない。この理由は、分散質粒子が耐変形性を増大させ、より遅い最大押出速度、及びその結果としてより低い生産性を与えることである。したがって、分散質粒子の数についてバランスをとりたい。均質化パラメータの選択は、必要とされる分散質粒子の数密度、Ｍｇ、Ｓｉ及びＣｕのような合金元素の濃度勾配の平坦化、並びに鋳造中に形成される初期Ｆｅ含有粒子の球状化及び細分化に基づくであろう。
【００１８】
５３０〜５９０℃の間のあらゆる保持温度が可能であろう。５３０℃未満では、合金中のＭｇ及びＳｉが完全に溶解せず、大きなＭｇ２Ｓｉ粒子がビレット中に存在するであろう。５９０℃を超えると、ビレット中の逆偏析領域（鋳造工程中に形成されるビレット中の富化外側層）において過剰溶融になる危険性がかなりある。例えば、Ｍｎのみを添加し（分散質形成元素として）、合金領域の下端に向かう場合、押出中の再結晶を避けるのに十分に高い数密度の分散質粒子を生成するために、低い均質化温度を使用することが必要になるであろう。この低い温度では、初期粒子の球状化は非常に遅いであろう。したがって、幾分より高い均質化温度と組み合わせたより多い量の分散質形成元素が有益であろう。Ｍｎ及びＣｒを一緒に添加すること、及び５４０〜５８０℃の均質化温度は、分散質粒子の最善の分布、必要な数密度の分散質粒子及び初期粒子の許容可能な球状化を与えるように思われる。均質化温度での時間は、典型的に２〜１０時間であろう。
【００１９】
本発明は、上記したように、改善された強度、耐食性、クラッシュ特性及び温度安定性を有し、特に、車両の前部構造に有用である押出可能なＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉアルミニウム合金に関する。
本発明の合金の組成は、Ｍｇ−Ｓｉ図の下記座標点ａ１−ａ２−ａ３−ａ４の範囲内に定義される。ここで、重量％で、ａ１＝０．６０Ｍｇ，０．６５Ｓｉ、ａ２＝０．９０Ｍｇ，１．０Ｓｉ、ａ３＝１．０５Ｍｇ，０．７５Ｓｉ、及びａ４＝０．７０Ｍｇ，０．５０Ｓｉであり、合金は、下記の合金成分：
０．３０重量％以下のＦｅ
０．１〜０．４重量％のＣｕ
０．４〜１．０重量％のＭｎ
０．２５重量％以下のＣｒ
０．２５重量％以下のＺｒ、及び
０．００５〜０．１５重量％のＴｉ
（不可避不純物が、それぞれ０．１重量％以下である）をさらに含有し且つ０．５重量％以下のＺｎ、残部Ａｌを含む押出形材において未再結晶粒構造を有する。
【００２０】
図１は、本出願の特定部分で最初にコメントした先行特許出願に記載された幾つかのＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金のＭｇ及びＳｉ含有量を示す図である。
図２は、同じ図を示すが、本発明によるＭｇ及びＳｉの範囲を描写し、上記で示したような座標点ａ１，ａ２，ａ３，ａ４を用いて定義される。
【００２１】
座標点ａ１，ａ２，ａ３，ａ４によって定義されるＭｇ及びＳｉの範囲の下部（Ｍｇ及びＳｉの合計の最低）は、Ｃ２４合金を含むのに対し、上部は、可能性がある将来のＣ３２合金を含む。このＭｇ−Ｓｉの範囲は、本発明の合金の外側限界を定義する。この範囲は、ブロッケルマンの特許に示される例の外側であることに留意すべきである。本発明の好ましい実施形態は、図３のＭｇ−Ｓｉの範囲ｂ１−ｂ４及びｃ１−ｃ４として更に示される。最も狭いＭｇ−Ｓｉの範囲は、Ｃ２８の要件を満たす合金を含むだけである。
【００２２】
（第１試験シリーズ）
第１試験シリーズでは、本発明に従う合計６つの異なる合金を試験した。合金をφ２０３ｍｍの丸太状（logs）に鋳造した。合金組成を下記の表１に示す。Ｃ２８と標識された５つの全ての合金はいずれも、大量の分散質形成元素Ｍｎ及びＣｒのために、押出形材において未再結晶構造を与えるであろう。以前に述べたように、均質化熱処理中に形成される分散質は、転移の動きに対するバリア（障壁）及び結晶粒界として機能する。分散質の数密度が十分に高ければ、押出中に形成される変形構造（変形組織）が保持されるであろう。典型的に、この領域における高変形速度のために、押出形材の表面に再結晶層が見られることがある。再結晶層の厚さは、分散質粒子の数密度が低下するにつれて増大するであろう。分散質粒子の不均一な分布は、恐らく、より低い数密度と同様の結果を与えるであろう。クラッシュ挙動の比較のために、標準の６０６１合金が含まれる。この合金は、典型的に、押出形材において再結晶粒構造を生成する。
【００２３】
均質化サイクルは、以下の通りにした。約２００℃／時間で５７５℃まで加熱、５７５℃で２時間１５分の保持時間、及び約４００℃／時間で２００℃未満の温度に冷却。
【００２４】
【表１】
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【００２５】
更なる試験のために製造した追加の数の合金を第１シリーズの試験に盛り込んだ（表２参照）。Ｃ１合金に類似しているが、Ｍｇ及びＳｉ含有量が僅かに高い２つの合金を、このシリーズに盛り込んだ。Ｃ１合金は、Ｒｐ０．２＞２８０ＭＰａのＣ２８の要件を満たすために引張特性が僅かに低すぎるため、これを行った。また、Ｒｐ０．２＞２４０ＭＰａのＣ２４の最低要件を満たすために意図されたＣ２４−Ｘ１と名付けられたＣ２４合金についても、このシリーズに盛り込んだ。
【００２６】
【表２】
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【００２７】
工業用の押出プレスにおいて、図４に示す断面をもつ形材にビレットを押出した。誘導炉において、約５００℃の温度にビレットを予熱した。押出後、プレス開口部の後方約１ｍｍに配置された急冷ボックス（quench box）によって形材を水焼入れした。次に、形材を切断する前に、形材を約０．５％伸ばした。全ての形材を、時効の前に、数日間、及びある場合には数週間の間、保管した。
【００２８】
図５は、シリーズ１の様々な合金について、１８５℃で６時間時効した後、及び１５０℃での様々な時間の温度暴露後のＲｐ０．２を示す。合金Ａ１とＡ２との比較により、Ｃｕ含有量の増加に伴い、温度安定性が僅かに増大することを観察することができる。Ａ、Ｂ及びＣ合金の比較により、Ｍｇ／Ｓｉ比の増加に伴い、温度暴露の際の強度損失が劇的に低下することを観察することができる。１８５℃で６時間の初期時効サイクルの後、合金Ｂ１及びＢ２は、１５０℃で１０００時間後に２６５ＭＰａである温度安定性の要件を満たす。合金Ｃ１は、１８５℃での初期時効サイクルの後に遥かに小さな強度を示すが、１５０℃での温度暴露によってほとんど影響を受けないように思われる。
【００２９】
一般に、延性及びクラッシュ性能は、合金の強度が増加するにつれて低下する。したがって、Ｔ６条件における要件を単に満たす合金を作製すること、又は当該要件よりも少し高い強度への可能性があるより高い強度をもつ合金を過時効することのいずれかが勧められる。全ての合金を２０５℃で５時間時効する図６に示す例により、過時効を行った。２８０ＭＰａの要件よりも少し低いＲｐ０．２値を有する合金Ｃ１を除き、他の全ての合金は、当該要件よりも少し高いＲｐ０．２値を有していた。これを出発点として、合金Ｃ２８−Ｃ１のみが、１５０℃で１０００時間の温度暴露後に最低Ｒｐ０．２が２６５ＭＰａである要件を満たした。
【００３０】
これは、温度安定性に対する要求に関して、最適のＭｇ／Ｓｉ比が、Ｃ２８−Ｂ１及びＣ２８−Ｂ２合金よりも僅かに高いことを示す。他方、Ｍｇ／Ｓｉ比は、合金Ｃ２８−Ｃ１よりも遥かに高くあるべきではない。なぜならば、機械的特性がＣ２８の要件を満たすのに低すぎることになるためである。最適のＭｇ／Ｓｉ比は、図２に示されるようなａ１−ａ４によって定義される領域において見出された。
【００３１】
図７〜１２において、形材の断面図における粒構造と共に、クラッシュした形材の写真が示されている。形材の断面図は、図４に示されている。形材は、軸方向クラッシュ（圧壊）（２００ｍｍの直線形材からはじめて６７ｍｍのクラッシュされた形材になる）によって変形させた。
【００３２】
図９のＣ２８−Ｂ１サンプル及び図１２の６０６１サンプルを除き、他の全ての合金は、許容可能なクラッシュ挙動を示す。Ｔ継手において少しの小さなクラックが認められたが、合金Ｃ２８−Ｂ１及び６０６１に示されるような折り目におけるクラックは認めることができなかった。
【００３３】
クラッシュ挙動に関してＣ２８−Ｂ１がＣ２８−Ｂ２よりも劣る理由は、図９の顕微鏡写真に見られ、図１０には見られない比較的粗い再結晶表面層のためであり得る。しかしながら、合金Ｃ２８−Ｃ１（図１１）の再結晶表面層は、Ｃ２８−Ｂ１（図９）に類似しているので、粗い再結晶表面層は、その違いのみが原因ではあり得ない。Ｃ２８−Ｂ１合金と他のＣ２８合金との１つの違いは、合金Ｃ２８−Ｂ１中にクロム（Ｃｒ）が存在していないことである。Ｃｒは、包晶反応において（凝固する初期材料の中で）アルミニウム中で凝固することが知られている。鋳造ビレットにおいて、最も高い濃度のＣｒは、粒の内部にあるであろう。Ｍｎは、共晶反応において（凝固する最後の材料の中で）アルミニウム中で凝固する。したがって、最も高い濃度のＭｎは、ビレットの鋳造構造（鋳造組織）において結晶粒界に向かうであろう。押出形材において、これらの粒は、押出方向に延ばされる。ビレット中の分散質粒子の均一分布は、押出形材においても、より均一な分布を与えるであろう。したがって、Ｃｒ及びＭｎの両方の添加は、Ｍｎ又はＣｒの単独添加よりも良好な分散質粒子の分布を与えるであろう。分散質粒子の均一分布は、より均一分布の変形を本質的に生じさせ、結果として生じる粒構造だけではない。したがって、合金Ｃ２８−Ｂ１が劣る挙動の理由は、Ｃｒの欠如、及びしたがって分散質粒子のより不均一な分布であり得る。
【００３４】
合金Ａ６０６１は、少ない量の分散質形成元素（Ｍｎがなく、且つＣｒが０．０６重量％）のため、押出形材中に再結晶構造を生成する。６０６１合金は、この調査における様々なＣ２８合金に類似するＲｐ０．２値を有していたが、クラッシュ挙動は劣っているように思われる。この挙動の違いは、粒構造における違いの結果であるか、又はこの合金中の遥かに低い数密度の分散質粒子のためのいずれかであり得る。より低い数密度の分散質は、高数密度の分散質をもつ変形種（variants）と同様に上手く変形を分布させないかもしれない。
【００３５】
温度安定性について最も有望な変形種であるＣ２８−Ｃ１は、少し低すぎるＲｐ０．２値を与えるため、新しい変形種であるＣ２８−Ｃ２を鋳造した。この変形種である合金組成を表２に与える。この合金シリーズには、合金Ｃ２８−Ｃ２のＴｉ（チタン）含有量０．０２重量％と比較してＴｉ（チタン）含有量０．１０重量％を有する１つの合金Ｃ２８−Ｃ３、並びにＭｇ／Ｓｉ比についてＣ２８−Ｃ１と類似するが、Ｍｇ、Ｓｉ及びＣｕの含有量が僅かに低いＣ２４−Ｘ１合金も含まれる。
【００３６】
図１３及び１４は、Ｃ２８−Ｃ２及びＣ２８−Ｃ３のクラッシュした形材をそれぞれ示す。両方のサンプルのクラッシュ挙動は、良好であると評価されるが、Ｔｉを有するサンプル（図１４）は、Ｔｉがないものよりも僅かに良いと評価される。
【００３７】
これらの２つの合金はまた、両方の合金のために行われた曲げ試験によって評価された。曲げ試験のための装置及び配置を図１５に示す。曲げ試験は、自動車メーカーのダイムラーによって開発された。曲げ角度は、力変位曲線（force displacement curve）でも明確にわかる初期のクラックの観察によって定義される。サンプルは、形材の平坦な部分であり、当該部分が。押出方向に対して９０°の軸に沿って（すなわち、押出方向に垂直に）曲げられる。測定された曲げ角度は、サンプル中で初期のクラックが観察される角度である。これは、試験後のサンプルで見ることができるが、試験中に記録される力変位曲線の降下によって最初に記録される。次に、曲げ試験を停止し、曲げ角度が測定される。当該試験の結果を表３に与え、当該結果は、合金Ｃ２８−Ｃ３が、最初のクラックが観察される前に、合金Ｃ２８−Ｃ２よりも大きい角度に曲げることができたことを示す。これは、Ｔｉを有する合金が、Ｔｉなしの合金よりも延性であることを意味する。
【００３８】
Ｔｉが、包晶反応においてアルミ中に凝固し、それゆえに最初に固化する材料の部分中（すなわち、粒の内部）にあることが知られている。合金Ｃ２８−Ｃ３に添加される量のＴｉは、如何なる一次粒子又は二次粒子においてかなりの程度までであると思われるが、ほとんどのＴｉは、固溶体中にあると思われる。
【００３９】
押出後、Ｔｉは、ビレット中の鋳造粒（Cast grains）の内部にもともとあった帯（band）に位置するであろう。これらの帯は、長方形のパンケーキのような押出形材において延ばされるであろう。クラッシュ試験において、Ｔｉは、変形を一定にすることにより、Ｃｒ及びＭｎと同様の方法で働き、したがって、クラックに対するより大きな耐性に寄与する。
【００４０】
【表３】
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【００４１】
（耐食性）
様々なＯＥＭは、耐食性に対して様々な要件を有する。本発明では、様々なＯＥＭのそれぞれの特定の要件を満たす合金を見つけるよりも様々な合金をランク付けするために攻撃的な粒界腐食（ＩＧＣ）試験が選択される。選択された粒界腐食試験は、ＢＳ ＩＳＯ １１８４６：１９９５の規格にしたがって行った。当該規格は以下を含む。
・試験前に、アセトンを用いてサンプルを脱脂した。
・次に、サンプルを、６０℃の温度で５重量％の水酸化ナトリウム溶液中に２分間浸漬し、流水で洗浄し、スマット除去用の濃硝酸中に２分間浸漬し、流水及び次いで脱イオン水ですすぎ、そして乾燥した。
・次に、サンプルを３０ｇ／Ｌの塩化ナトリウム及び１０ｍＬ／Ｌの濃塩酸を含有する溶液に、室温にて２４時間浸漬した。
・試験後、サンプルを流水及び次いで脱イオン水ですすぎ、金属組織学的試験の前に乾燥させた。
【００４２】
最大腐食深さを形材サンプルの外側部分から測定した。
【００４３】
図１６は、２４時間のＩＧＣ腐食試験後の合金Ｃ２８−Ｃ２の押出形材の表面に近い断面の２つの写真を示す。両方の写真は、サンプルの同じ領域を示すが、右の写真は、陽極酸化後の同じサンプルの粒構造と共に腐食攻撃を示す。
【００４４】
さらに、図１７は、同じように、２４時間のＩＧＣ腐食試験後の合金Ｃ２８−Ｃ３の押出形材の表面に近い断面の２つの写真を示す。両方の写真は、サンプルの同じ領域を示すが、右の写真は、陽極酸化後の粒構造と共に腐食攻撃を示す。
【００４５】
図１６及び１７からわかるように、最大腐食攻撃は、Ｃ２８−Ｃ３合金において非常に小さく、０．１重量％のＴｉの添加が耐食性に対して著しく好ましい効果があることを示す。
【００４６】
（時効）
一般に言えば、６ｘｘｘアルミニウム合金材料の人工時効は、Ｍｇ、Ｓｉ及びＣｕの硬化粒子を沈殿させるために行われる。これらの粒子は、典型的に、２〜２０ナノメートルの直径、及び２０〜２００ナノメートルの長さをもつ針状である。当該粒子は、合金の全体的な組成、並びに関連する時効温度及び時間により、様々な化学組成及び結晶構造を有することがある。
【００４７】
時効サイクルの開始時に、粒子は、典型的に、当該粒子を取り囲むアルミニウムと密着している。この段階（低時効条件、Ｔ６ｘ）では、粒子は、材料の変形中に転位によって分配される。時効サイクルの後で、アルミニウム構造と粒子との間の適合が次第に低下し、粒子が部分的又は完全にばらばら（incoherent）になる。この段階（時効のピーク（peak age）Ｔ６又は過時効条件Ｔ７）では、変形中に形成された転移は、粒子界面での非適合性（incoherency）のために粒子を分配しないであろう。
【００４８】
低時効条件Ｔ６ｘの場合、初期転位によって既に形成された滑り面に沿って変形が集中する傾向がある。この状況は、結果としてクラックをもつ材料のいくつかの部分において非常に集中した変形に至るかもしれない。この状況は、低延性の材料を与えるであろう。過時効Ｔ７の場合、転移は、オロワンループ（Orowan looping）と呼ばれる他のメカニズムによって粒子を通過しなければならない。この場合、粒子を通過した初期転移は、次の転移に対して追加の障壁として機能する粒子の周りの転移ループを形成するであろう。これは、次に、転移のための他の滑り面を活性化し、それ故に材料の他の部分に対する変形を広げるかもしれない。この場合、材料は、如何なるクラックが現れる前に、より大きな全変形に耐えることができ、材料はより延性となるであろう。
【００４９】
低時効条件Ｔ６ｘに材料を時効する場合に転移が粒子をせん断している場合について、Ｍｇ＝０．６９重量％、Ｚｎ＝５．５１重量％、Ｆｅ＝０．２１重量％、Ｚｒ＝０．１４重量％、Ｓｉ＝０．１０重量％、Ｍｎ＝０．０５重量％を含有する図１８に示すものとして７ｘｘｘ合金で非常に明確に見られる。図１８の左の写真は、低時効条件Ｔ６ｘに時効された７００３合金のクラッシュしたサンプルを示すのに対し、右側の写真は、過時効条件Ｔ７に時効された同一の合金のクラッシュしたサンプルを示す。これは、この場合において、降伏強さの値Ｒｐ０．２が同様である場合に、過時効条件が低時効条件よりもはるかに延性であることを明確に説明する。
【００５０】
本発明による種類の６ｘｘｘ合金に関し、低時効Ｔ６条件と過時効Ｔ７条件との間の延性の違いは、７ｘｘｘ合金の場合ほど大きくないが、この場合において、過時効条件は、低時効条件よりも良好であるように思われる。これは、発明の詳細な説明の後で議論される第２試験シリーズで明確に説明された。このような例の１つを図２７に示す。ここで、より小さな降伏強さをもつＴ６ｘサンプルは、Ｔ７条件におけるサンプルよりも多いクラックを有する。他の有益な要因は、低時効条件よりも過時効条件の方が降伏強さのレベルを制御し易いことである。
【００５１】
図１９は、本発明による合金Ｃ２８−Ｂ２のクラッシュしたサンプルの写真を示し、左の写真が、Ｒｐ０．２＝２８９ＭＰａをもつ過時効条件のサンプル（Ｔ７−２０５℃で５時間の時効）を示し、右が、Ｒｐ０．２＝３０３ＭＰａをもつピーク強度条件のサンプル（Ｔ６−１８５℃で６時間の時効）を示す。Ｔ６条件にある図１９の右のサンプルにおいて明確に見られるクラックからわかり得るように、僅かに低い降伏強さをもつ過時効Ｔ７条件にある左のサンプルのクラッシュ挙動は良好である。
【００５２】
本発明による合金は、１〜２５時間の時間、１８５〜２１５℃の温度で過時効してもよい。より好ましくは、当該合金は、２〜８時間の時間、２００〜２１０℃の温度で過時効してもよい。
【００５３】
（第２試験シリーズ）
本願を強化するために、一連の新しい追加の合金を試験した。合金をφ９５ｍｍのビレットに鋳造し、５７５℃で２時間１５分均質化し、４００℃／時で冷却した。次に、独立調査組織（トロンハイムのＳｉｎｔｅｆ）において、ビレットを、８００トンの押出プレスにて８ｍ／分で長方形中空形材に押出した（図２８参照）
・押出前に、ビレットを過熱工程（すなわち、５５０℃に加熱；約１０分間当該温度で保持；押出の直前に約５００℃に焼入れ）によって予熱した。
・押出後、形材をダイ開口部の後方約０．８ｍｍの水中で焼入れした。
・様々な条件に時効する前に、形材を数週間室温で保管した。全ての場合において、サンプルを１時間あたり２００℃の加熱速度で温度に加熱した。
−Ｔ６ｘ：低時効条件。Ｔ７条件と同じ降伏強さの値Ｒｐ０．２を得ることを目的とした。まず、全ての合金について、１８０℃で２時間の保持を用いた。多くの場合においてＴ６ｘのＲｐ０．２の値がＴ７のＲｐ０．２に届かなかったため、新しいサンプルを製造した。これらは、２．５又は３時間の保持時間で時効した。
−Ｔ６：ピーク時効条件。１８５℃での８時間の保持時間
−Ｔ７：過時効条件。２０５℃で４時間。
・時効後、形材の最も広い側から引張サンプルを機械加工した。クラッシュしたサンプルを１００ｍｍ長とし、各短い側においてピラミッド状に切断し（図２８参照）、クラッシュ挙動をより繰り返し可能にした（最初のゆがみの引き金として作用する）。
【００５４】
第２合金シリーズの全ての合金について、図２８に示す見本を用いてクラッシュ試験を行い、クラッシュ試験を行った見本の全てにおいて図２７に示す写真に対応する写真を撮った。しかしながら、本明細書の２０頁で更に議論される図２９のＣｕ合金のクラッシュ試験した見本の３つの写真を除き、広範囲の所要スペース（写真の数）のために、本願には含まれない。
【００５５】
下記の表４は、様々なＭｇ−Ｓｉレベルをもつ様々な合金を示す。
【００５６】
【表４】
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【００５７】
本発明の請求項１の座標点ａ１−ａ２−ａ３−ａ４に適正に対応させるために、合金ａ１−ａ４を選択した。ａ１−ａ４の端の正確な組成に命中させる幾つかの難しさがあった。
合金ｃ１−ｃ４は、本発明の請求項３の座標点ｃ１−ｃ２−ｃ３−ｃ４を対象とした。ここでも端の正確な組成を得る幾つかの現実的な難しさがあった。
本発明の定義された範囲外のホンセル社の合金を標的に又は選択し、これは、あまりにも高いＭｇ／Ｓｉ比が、Ｃ２８要件を満たすために、あまりにも低い機械的特性を典型的に与えるであろうことを説明する。
【００５８】
図２１に示される合金ａ１−ａ４に対するコメント
図２１に示されるａ１−ａ４合金に関し、合金ａ１は、Ｔ６条件におけるＣ２８要件を満たす。低時効条件Ｔ６ｘ−２ｈ（時間）／１８５及び過時効条件Ｔ７−４ｈ（時間）／０５の両方は、強度の要件を満たさない。
合金ａ２は、如何なる焼き戻し条件においてＣ２８要件を満たさないが、Ｃ２４要件では使用され得る。
合金ａ３は、Ｔ７条件におけるＲｐ０．２値に関して高めである。幾つかのクラックが観察され得るものの、クラッシュ挙動に関して言えば、より寛大、むしろ気に掛けなくてよい他の形材について、クラッシュ挙動は許容可能であった。少し多めに過時効とすることで、この形材についてもクラッシュ挙動が良好となるであろう。Ｔ６条件において、クラッシュ挙動は非常に良好であり、許容可能に近い。また、この合金に関して、クラッシュ挙動は、Ｔ６ｘ条件で最も悪い。合金ａ４は、非常に高い強度を示す。特に、Ｔ６ｘ条件において、クラッシュ挙動は、ひどく悪い。しかしながら、Ｔ７条件において、当該挙動は、まあまあ良い。
【００５９】
大体同じＲｐ０．２値を有する合金ａ３−Ｔ６とａ４−Ｔ７とを比較することにより、合金ａ３が最良のクラッシュ挙動を示すことが観察され得る。これは、より高いＭｇ／Ｓｉ比が、クラッシュ挙動にとって有益であることを示す。
【００６０】
図２２に示される合金ｃ１−ｃ４及び「ホンセル社」の合金に対するコメント
Ｍｇ及びＳｉ含有量が、ホンセル社による特許の範囲内であるため（ホンセル社の特許において、合金は、我々の「ホンセル社」の例よりも遥かに低い量のＣｒ及びＭｎを含有する）、図２２は、上記で述べたように、第２シリーズ試験の合金ｃ１−ｃ４に加えて、「ホンセル社」と名付けられた合金の機械的特性を示す棒図表である。
図から観察され得るように、全ての合金ｃ１−ｃ４は、Ｔ６に近い条件又はＴ７条件のいずれにおいてもＣ２８要件を満たす可能性がある強度を示す。
当該結果は、２８０〜３００ＭＰａの範囲のＲｐ０．２値を目指すことにより、ｃ１−ｃ２−ｃ３−ｃ４長方形の範囲内の全ての合金のクラッシュ挙動が非常に良好になるであろうことを示す。
再び、Ｔ６ｘサンプルは、クラッシュ挙動に関して、Ｔ６及びＴ７サンプルの両方よりも悪い。
「ホンセル社」の合金は、Ｍｇ及びＳｉの合計が同じであるが、本発明の合金よりも高いＭｇ／Ｓｉ比を有する。クラッシュ挙動は良好であるが、可能性のある強度は、Ｃ２８要件を満たすのに低すぎる。したがって、本発明は、ａ３とａ４との間の線によって限定される最大Ｍｇ／Ｓｉ比を有する。
上記の実施例は、十分な温度安定性を有するためにＭｇ／Ｓｉ比が０．９を超えるべきであること、及びＣ２８用途のために必要な強度を得ためにＭｇ／Ｓｉ比が１．４未満であるべきことを示す。したがって、本発明の合金は、最低Ｍｇ／Ｓｉ比を定義する座標ａ１及びａ２、並びに最大Ｍｇ／Ｓｉ比を定義する座標ａ３及びａ４によって定められる（図３及び２０参照）。好ましくは、Ｍｇ／Ｓｉ比は、座標ｃ１及びｃ２（１．０に近いＭｇ／Ｓｉ比）、並びに座標ｃ３及びｃ４（１．３に近いＭｇ／Ｓｉ比、図３及び２０参照）によって定められるべきである。
【００６１】
下記の表５に示すように様々なＣｕレベルをもつ追加の合金を用いて更なる試験を行った。
【００６２】
【表５】
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【００６３】
合金Ｘ１は、Ｃ２４特性を満たすように設計されたＭｇ及びＳｉ含有量をもつ合金である。このような合金に対するＣｕの効果を示すために様々なＣｕレベルを含む。
合金Ｃ２は、Ｃ２８特性を満たすように設計されたＭｇ及びＳｉ含有量をもつ合金である。このような合金に対するＣｕの効果を示すために様々なＣｕレベルを含む。
図２３に示す合金Ｘ１−Ｃｕ１、Ｘ１−Ｃｕ２及びＸ１−Ｃｕ３に対するコメント
Ｘ１合金は、Ｃ２４要件を満たすが、Ｃ２８要件を満たさないように設計されたＭｇ及びＳｉ含有量を有する。強度を増大させる他の方法は、Ｃｕを添加することである。Ｃｕ含有量を０．１２重量％から０．３２重量％に増大する場合、Ｔ６条件において、Ｒｐ０．２が２７ＭＰａ、Ｒｍが２８ＭＰａ増大する。
【００６４】
Ｔ７条件において様々な合金変形種のクラッシュ挙動を示す図２９の写真を見ることにより、性能が、Ｃｕレベルとほとんど無関係であることを観察し得る。これは、高Ｃｕレベルが、高強度及び対応する良好なクラッシュ性能を得るために有益であることを示す。
強度及びクラッシュ挙動に対するＣｕの好ましい効果は、腐食挙動に対するＣｕの潜在的な悪影響及び最大押出速度とバランスを取らなければならない。
【００６５】
図２４に示す合金Ｃ２−Ｃｕ１、Ｃ２−Ｃｕ２及びＣ２−Ｃｕ３に対するコメント
Ｃ２合金は、Ｃ２８要件を満たすように設計されたＭｇ及びＳｉ含有量を有する。
Ｃｕ含有量が０．１２重量％から０．３２重量％に増大する場合、Ｔ６条件において、Ｒｐ０．２が３７ＭＰａ、Ｒｍが３５ＭＰａ増大する。
様々な合金変形種のクラッシュ挙動を示す写真（本願では描かれていない）を見ることにより、性能が、対応する低い強度レベルをもつ低いＣｕレベルのために僅かに良好であることを観察し得る。しかしながら、クラッシュ挙動の違いは小さく、それは、高強度及び対応する良好なクラッシュ性能を得るために高Ｃｕレベルが有益であることを示す。
【００６６】
様々なＴｉレベルをもつ追加の合金の更なる試験
下記の表６は、様々なＴｉレベルをもつ試験した合金を示す。
【００６７】
【表６】
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【００６８】
合金Ｘ１は、Ｃ２４特性を満たすように設計されたＭｇ及びＳｉ含有量をもつ合金である。このような合金に対するＴｉの効果を示すために様々なＴｉレベルが含まれる。ここで、腐食特性は、最も重要な因子である。
合金Ｃ２は、Ｃ２８特性を満たすように設計されたＭｇ及びＳｉ含有量をもつ合金である。このような合金に対するＴｉの効果を示すために様々なＴｉレベルが含まれる。
【００６９】
図２５に示す合金Ｘ１−Ｔｉ１、Ｘ１−Ｔｉ２及びＸ１−Ｔｉ３に対するコメント
強度は、合金中のＴｉレベルに影響を受けないように思われる。これらの合金に対するクラッシュ試験から、全てのサンプルは良好に機能し、Ｔｉ添加からのクラッシュ挙動に対する明確な傾向を見るのは難しかった。
【００７０】
図２６に示す合金Ｃ２−Ｔｉ１、Ｃ２−Ｔｉ２及びＣ２−Ｔｉ３に対するコメント
降伏強さは、高Ｔｉ含有量のために僅かに低くなるようだが、その違いは小さく、実験誤差の範囲内であり得る。Ｘ１の変形種に関して、全てのサンプルは良好に機能し、Ｃ２変形種によるＴｉ添加からのクラッシュ挙動に対する明確な傾向を見るのは難しかった。
【００７１】
様々なＣｕ含有量及びＴｉ含有量をもつ合金の粒界腐食試験
下記の表に記載するような様々なＴｉ及びＣｕレベルをもつ合金を用いて腐食試験を行った。
【００７２】
【表７】
2015520801.tif 000009
【００７３】
【表８】
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【００７４】
【表９】
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【００７５】
【表１０】
2015520801.tif 000012
【００７６】
ＢＳ ＩＳＯ １１８４６の規格にしたがって合金を全て試験した。
合金変形種のそれぞれについて３つの並列サンプルで行った（試験を行ったサンプルの写真は、本願に描かれていない）。
一般に、全てのサンプルは、比較的小さな腐食攻撃を有しているようであり、腐食表面に視線を落とすことにより、目に見える攻撃を見つけることが難しかった。攻撃が見つかった場合、この腐食領域を断面切断するように試みた。攻撃が観察されなかった場合、任意の断面切断を行った。様々なＣｕ添加をもつＸ１合金変形種のうち、中間量のＣｕをもつものが、最も悪い変形種であるようである。
様々なＣｕ添加をもつＣ２合金変形種のうち、腐食攻撃は、Ｃｕ含有量の増加に伴って増加するようである。
様々なＴｉ添加をもつＸ１合金変形種に関し、腐食攻撃は、Ｔｉ含有量の増加に伴って低下するようである。
様々なＴｉ添加をもつＣ２合金変形種に関し、３つの変形種及び３つの並列サンプルで唯一の単一の腐食攻撃があった。この攻撃は、中間のＴｉ含有量をもつ合金変形種で観察された。これは、前の観察に従うと十分ではないが、更に調査されていないサンプル製造誤差などに起因し得る。
【図１】
2015520801.tif 000013
【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】
2015520801.tif 000022
【図１１】
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【図１２】
2015520801.tif 000024
【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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【図１９】
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【図２０】
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【図２１】
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【図２２】
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【図２３】
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【図２４】
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【図２５】
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【図２６】
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【図２７】
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【図２８】
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【図２９】
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【国際調査報告】
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2015520801.tif 000043
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