JPH03503658A - アルミニウム鋳造合金及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるため要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 アルミニウム鋳造合金 本発明は、改良された鋳造性を有する高強度、耐摩耗性Ａ　Ｉ　−８ｉ合金、お よび斯かる合金の鋳造性を改良する方法に関するものである。本発明合金は、一 般に過剰な初晶３ｉの生成を避けることが困難である複雑なパーマネント・モー ルド鋳造および砂型鋳造に適している。

本発明は、斯かる鋳造において初晶Ｓｉの生成を制御するために簡易に利用でき る化学的手法を提供する。

我々は、ＣｕおよびＭＯの少なくとも一方を好適に含み、ＳｒおよびＮａの少な くとも一方によって改良処理されたＡＩ−（１１−２０％）Ｓｔ金合金ここでは 、ジェンキンソン合金と称される）を、以前に提案した。ジエンキンソン合金は 、オーストラリア特許４７５１１６および他の国々における下記対応特許の主題 である。

英国　　　１４３７１４４　　　スウェーデン　７４６８６４５カナダ　　１０ １７６０１　　　米国　　　　　４０６８６４５フランス　２２２５５３４　　 　西独　　　　　２４１８３８９日本　　　５０１１６３１３ ジェンキンソン合金は、より明確には以下の重層組成を有する。

５ｉｌｌ−２０％ Ｍｏ０−４％ ＣｕＯ−４％ Ｆｅ　　　　　　　Ｏ−１，５％ Ｓｒ　　　　　　　Ｏ−０，１０％ Ｎａ　　　　　　　Ｏ−０，１０％ 残部　　　　不可避不純物を除きＡ１である。

ジエンキンソン合金を作るにあたり、前記組成のｉｉｍは、固相成長速度Ｒが１ ０−５０００ミクロン／秒であり、かつ固液界面における温度勾配Ｇが１００℃ ないし５００℃であるような条件下で凝固せしめられる。Ｓｔが外径１０ミクロ ン未満、好ましくは外径１ミクロン未満の共晶粒子形状である９０％以上のＡｌ −８ｔ共晶相を含み、事実上初晶Ａ１あるいはＳｉの存在しないマイクロ組織を 有するジエンキンソン合金を製造するために、斯様な凝固条件が制御される。

過共晶ジエンキンソン合金に関し、十分に改良された共晶組織を得るためにカッ プルド共晶成長概念が提案された。かかる組織は、上記で示唆され厳格に制御さ れた凝固条件、すなわち実験室用凝固リグ中で得られるような、または極めて簡 単な鋳造を行う際に得られるような条件下で得られる。しかしながら、該合金を もって伝統的な鋳造技術で製造されるシリンダーブロックおよびエンジンブロッ クのような複雑な鋳造物において、事実上初晶３ｉの存在しない組織を得ること は不可能であることが判った。正しく理解されるであろうが、初晶３ｉの存在は 、合金の性質、とりわけ機械加工性および疲労抵抗性を大きく減退させる。

その非常に困難なる鋳造性の結果として、ジェンキンソン合金は斯かる複雑なエ ンジン部品の製造に首尾よく利用され得なかった。

ジェンキンソン合金の開発に続いて、我々は更に、１２−１５％のより低いＳ１ 範囲の複雑なＡｌ−８ｉ合金（ここでは、３ｌ−ＩＡ金合金称される）を提案し た。我々の３８Ａ合金はオーストラリア特許５３６９７６および他の国々におけ る下記対応特許保護の主題である。

英国　　　２０８５９２０　　　ニューシーラント　１９８２９４カナダ　　１ １７５８６７　　　スウェーデン　　　４５４４４６フランス　２４８９８４Ｂ 　　　米国　　　　　　　４４３４０１４日本　　　６２０１１０６３　　　西 独　　　　　　３１３５９４３我々の３ＨＡ合金は、以下の重醸粗成を有する。

５ｉ１２−１５％ Ｃｕ　　　　　１．５−５．５％ Ｎｉ１．Ｏ−３，０％ ＭＯｏ、１−１．０％ Ｆｅ　　　　　０．１−１．０％ Ｍｎ　　　　　０．１−０．８％ Ｚｒ　　　　　０．０１−０．１％ Ｓｉ改良剤　０．００１−０．１％ Ｔｉ　　　　　０．０１−０．１％ 残部　　　　不純物を除きＡＩである。

オーストラリア特許５３６９７６および他の国々における対応特許で規定される ように、３）−ＩＡ金合金提案は、前記組成の溶湯を確立するとともに、凝固の 間、Ｒが１５０ないし１０００ミクロン／秒であり、ＧについてはＧ／Ｒ比が５ ００−８０００℃・秒／ｃＩ２となるような条件下で、該溶湯を凝固せしめる準 備を形式として必要としている。

３ＨＡ合金は、鋳造性、摩擦特性および機械的性質に関し、ジエンキンソン合金 と比較して大いに改善されている。３ＨＡ合金は、簡単な鋳物形状および複雑な 鋳物形状の両方につき、高圧ダイカスティングによって首尾よく鋳造され得ると ともに、斯様なダイカスティングは、該合金を生産ベースで使用するのに適して いる。３ＨＡ合金は、また砂型およびパーマネント・モールドをもって生産ベー スで首尾よく鋳造され得るとともに、良好な特性を有する鋳造品が製造され得る 。しかしながら、生産ベースでの砂型あるいはパーマネント・モールドによる３ ＨＡ合金の鋳造は、本質的に、円筒形部材のような比較的簡単な鋳造物に限定さ れる。砂型あるいはパーマネント・モールドで製造される、より複雑な鋳造物に ついては、典型的には大粒子である過剰な初晶３ｉの生成を避けるために厳格な 制御が必要である。斯様な初晶３ｉの生成はそれ自身有害であると同時に、マト リックス中のＳｉを低減化し、結果として、Ａｌ−３ｉ共晶を伴なった樹枝状ア ルファ・アルミニウムの大領域で特徴づけられるマトリックスを生ぜしめる。３ ＨＡ合金における初晶Ｓ１の有害な作用および関連する特徴は、機械加工性、疲 労強度および耐摩耗性の大きな低下に帰着する。

複雑な鋳造物における３ＨＡ合金の組織は、パーマネント・モールドにあっては 冷却ないし加熱の、砂型にあっては冷し金の、好判断なる利用によって改良され 得る。

しかしながら、エンジンブロックおよびシリンダヘッドのような＊ｍな鋳造物の 大量生産において、これらの技術は経費高になるだろう。結果的に、簡単な鋳造 物または高圧ダイカスティングによって製造される鋳造物にあっては、３ＨＡ合 金によって非常に望ましい特性が得られるにもかかわらず、組織制御の問題が３ ）−ＩＡ金合金実際の利用性を制限する。

本発明は、過共晶Ａ　１−８ｉ合金の改善された鋳造方法を提供することによっ てヒ述の問題を克服することに向けられている。この発明は、特に、改善された 鋳造性を有するとともに、１２−１５％Ｓｉを含み過共晶Ａ１合金の製造におい てとりわけ有用な技術を提供する３ＨＡ型の合金を完成することに関するもので ある。なお、ここで全ての組成は重層％に基づいている。本発明合金は、ここで 詳述される限定を条件として、おおまかには我々のオーストラリア特許明細書５ ３６９７６および諸国におけるその対応特許明細書で開示されるようなものであ ってよいが、該明ｍ書の合金に限定はされない。

本発明は、チタンとの組み合わせの下での、Ａｌ−３ｉ合金に対する異常に高い 水準のストロンチウム（従来使用されているストロンチウムと比較して）の添加 を包含するものである。

亜共晶Ａｌ−８ｉ鋳造合金＜１２．７％未満の３ｉを含む）は、通常、共晶３ｉ 粒子を細かくするとともに球状化するためにＳｒ　（０，０３％）のような極く 低い水準の改良剤を使用している。過共晶合金（１２，７％を超えるＳｌを含む ）では、前記５３６９７６号明細書で開示されたように、０．１％以下の３ｒの ごとき改良剤の使用が、カップルド・ゾーンを超え、したがって事実上共晶マイ クロ組織が達成され得る合金のＳ；含有量を超えるように提案されている。

しかしながら、本発明前には、好ましからざる影響を避けるために改良剤がこの ように極めて低い水準で使用されている。Ｓｒの場合、０．１０％を超えると機 械的性質に有害な金属間化合物を形成するが故に、その水準は０．１０％未満で ある。金属間化合物の粒子は、マイクロ組織における弱点となって強度および疲 労抵抗の減少を招く小板状体を形成する。改良剤としての３ｒの場合に立ち戻る ならば、このことがＧ、に、ジグワースの報告書（詳細研究報告８３−１２　１ ９８２年１１月、キャポットＣｏｒｐ、　、郵便箱１４６２、ＰＡ、版、１９６ ０３）およびＢ、クロセットとＪ、Ｅ、グルズレスキーの報告書（ＡＦＳ会報、 ８２／３１．４５３−４６４頁）で説明されている。

以下に十分詳細に述べられる本発明のＡＩ−（１２−１５％）Ｓｉ合金において 、我々は、驚くべきことに、０．１％を超える水準でのＳｒの使用が極めて有益 な効果を達成するということを見い出した。とりわけ、我々は、Ｓｒが０．１０ ％を超えて本発明合金に添加されるとき、該Ｓｒは複雑な鋳造物における初晶３ ｉの出現をなくすほど十分にカップルド・ゾーンを拡大はしないが、その代りに 、生じる初晶Ｓｉ粒子の浮上を事実上妨げるということを見い出した。このこと は予期されない結果である。

高いＳｒを含む本発明１Ｆ）ＡＩ−（１２−１５％）Ｓｉ合金におけるＴｉの水 準の有益な効果もまた予想されない。０．０３−０．０５％Ｔｉの水準は、初晶 Ａ１の核発生場所を提供する結晶微細化剤として、Ａ１１ｉ造合金で普通に使用 されている。しかしながら、本発明において我々は、高いＳｒを含む合金に対す る０、００５％を超える水準でのＴｉの添加が予想せざる他の効果を奏するとい うことを見い出した。

とりわけ、０．００５％を超えるＴｉが、高いＳｒを含む合金に限って、初晶３ ｉ粒子の生成を大いに抑制するという第一の有益な効果を提供すとるいうことが 見い出された。

更に我々は、本発明合金におけるＴｉの使用が第二の有益な効果を奏するという ことを見い出した。この効果は、０．１％を超える水準のＳｒの使用で生じると 予想される有害な小板状Ｓｒ金属間化合物の生成を妨げることである。Ｓｒ金金 属化化合物粒子依然形成されるものの、本発明に従った０、００５％を超えるＴ ｉの使用が、Ｓｒ金金属化化合物粒子事実上等軸的な塊状体として存在する結果 をもたらすことが見い出された。すなわち、この場合のＴｉがｓｒ合金ｉ１間化 合物粒子の形態を変化させることが見い出されたのである。０．１％を超える水 準のＳｒおよび０．００５％を超える水準のＴｉの組み合された結果は、本発明 による合金は事実−Ｌ初晶３ｉ粒子が存在せず、他方では、生じる斯様な粒子の 浮上が事実上妨げられるというようなものであり得る。

最も好ましくは、Ｔｉは、硼素の過剰でないＡＩＴｉＢ、またはＡｌＴｉ母合金 （これは少なくとも一つの（Ａ１．Ｔｉ）Ｂ　　−ＴｉＢ２およびＴｉＡｌ３の 如き化合物を含むか又は備えている）として添加され得る。Ｔ　ｉ　ＣおよびＴ ｉＮのような他の類似化合物もまた上記化合物と同様な効果を達成し得る。各々 の場合において、Ｔｉ化合物の少なくとも一つの添加は、０．００５％のＴｉ水 準が得られるような該添加である。

以後、ＴｉｗＡ加が引き合いに出されるときには常に、上記化合物の少なくとも 一つの添加を示唆しているものとして読まれるべきである。さもなければ、他の 方法で呼ばれる。

かくて、本発明によれば、１２−１５％３ｉを含む過共晶Ａ　ｌ　−８ｉ合金の 鋳造物を製造するための下記（ａ）、（ｂ）を包含する方法が提供される。

（ａ）　　上述のように０．００５％を超える水準で存在するＴ１と共に、０． １０％を超える水準で存在する３ｒを有する合金の溶湯を用意すること。この溶 湯は、さらに以下のものを含んでいる。

Ｃｕ　　　　　１．５−５．５％ Ｎｉ　　　　　１．Ｏ−３，０％ ＭＯ０，１−１，０％ Ｆｅ０．１−１．０％ Ｍｎ　　　　　０．１−０．８％ Ｚｒ　　　　　０．０１−０．１％ Ｚｎ　　　　　Ｏ−３，０％ Ｓｎ　　　　　Ｏ−０，２％ Ｐｂ　　　　　Ｏ−０，２％ Ｃｒ　　　　　Ｏ−０，１％ Ｂ（単体）　最大０．０５％ Ｃａ　　　　最大０．００３％ Ｐ　　　　　最大０．００３％ その他　　　各々最大０．０５％ 残部　　　　偶然の不純物を除きＡ１である（ｂ）　　事実上Ｓｒの溶損なしに モールド内に溶湯を鋳造して鋳造物を形成すること：ｏ、ｉｏ％を超えるＳｒ水 準および０．００５％を超える７ｉ水準が、モールド型式および鋳造物の複雑さ によって経験される凝固条件に適しており、それは、存在する全ての初晶３ｉが 事実上均一に分散されるとともに事実上偏析がなく、さらに事実上均一に分散し た３ｒ金金属化合物粒子が存在するものの小板形態での該粒子は事実上存在せず 、圧倒的に共晶マトリックスから成るマイクロ組織が結果として得られる改善さ れた鋳造性を溶湯が有するような水準である。

本発明は、また１２−１５％Ｓｉを有する過共晶Ａ１−３ｉ鋳造合金を提供する 。この合金は良好な摩耗抵抗および機械加工性、改善された疲労強度と良好な水 準の環境温度および昇温度特性を有しており、０．００５％を超えるＴｉと共に ０．１０％を超えるｓｒを含み、さらに以下のものを含んでいる。

Ｃｕ１．５−５．５％ Ｎｉ１．Ｏ−３，０％ ＭＯ０，１−１，０％ Ｆｅ　　　　　０．１−１．０％ Ｍｎ　　　　　０．１−０．８％ Ｚｒ　　　　　０．０１−Ｑ、１％ ＺｎＯ−３，０％ ５ｎＯ−０，２％ Ｐｂ　　　　　Ｏ−０，２％ ｃｒ　　　　　ｏ−ｏ、ｉ％ Ｎａ０−０．０１％ Ｂ（単体）　最大０．０５％ Ｃａ　　　　　最大０．００３％ Ｐ　　　　　最大０．００３％ その他　　　各々最大０．０５％ 残部　　　　付随的な不純物を除きＡ１であるそして、該合金における０、１０ ％を超えるＳｒ水準および０．００５％を超えるＴｉ水準とは、存在する全ての 初晶Ｓ１が事実上均一に分散されるとともに事実上偏析がなく、さらに事実上均 一に分散した３ｒ合金間化合物粒子が存在するものの小板形態での該粒子は事実 上存在せず、圧倒的に共晶マトリックスを含むマイクロ組織を合金が有するよう な水準である。

略述すれば、本発明は、０．００５％を超える゛［ｉを伴う０．１％を超える水 準のＳｒの使用によって、ＡＩ−（１２−１５％）Ｓｉ合金における有益な結果 が得られるという予期せざる発見の組合わせに基づいている。

したがって、結果としての満足できるマイクロ組織が、化学的な手法によって獲 得されるところ、片や従来では、金属および型温度の厳格なる制御を包含する厳 格に制御された凝固技術によって同様な結果が獲得されるように試みられていた のである。その場合、従来試みられていた注意深く厳格に１ｉＩＩＩＯされた凝 固技術は、また鋳造物の複雑さが増すことによっても要求されていた。換言すれ ば、特別なＵ同条件が、複雑さの異なる鋳造動電に要求されていたのである。

０．００５％を超えるＴ；を伴う０．１０％を超えるＳｒの使用は、鋳造物の商 業生産における１２−１５％Ｓｔを有する過共晶アルミニウム合金の有用さを事 実上増大させる能力を与える。すなわち、ＳｒとＴｉの上記適切な組合わせ使用 により、初晶Ｓｉが抑えられるとともに小板状Ｓｒ金属間化合物が事実上除去さ れた鋳造物を製造することが可能になるのである。しかしながら、初晶Ｓｉの抑 制が必要であるその程度は、凝固条件の可変性の故に、したがって鋳造物の１１ 雑さに応じて変動する。同様に、初晶３ｉが形成される傾向は、パーマネント・ モールドと比較して砂型で作られる所定の鋳造物の方が大きい。しかしながら、 これらの各事項は、０．１％を超える低い水準のＳｒの適切な調整添加、および 初晶Ｓｉの更なる制御と３ｒ金金属化合物の制御のための゛対応するＴｉの添加 によって補償され得る。

本発明によれば、０．１％をほんの僅かに超える水準の５ｒは、概して、パーマ ネント・モールドで製造される比較的簡単な又は簿い壁断面の鋳造物にのみ適当 である。一般的には、Ｓｒは少なくとも０．１１％の水準で存在しており、これ は複雑さの程度が低いか、又はパーマネント・モールドで製造される比較的に薄 壁断面の鋳造物であるか、あるいは砂型で製造される比較的簡単な又は薄い壁断 面の鋳造物に適している。０．４％を超える３ｒの添加は、初晶Ｓｉの生成を抑 えるという点に関して、いかなる利益増大も得られず、単にＳｒ金金属化化合物 生成する傾向およびその制御の困難さが増すだけであるため、Ｓｒの水準が０． ４％を超える必要はない。

前述したとおり、鋳造物の複雑さ又は壁断面の厚さに関係して、代表的なＳｒ添 加範囲は０．１１−０．４％であり、０．１５−０．４％が好ましい。０．１８ −０．４％水準でのＳｒはさらに好ましく、０．２５−０．３５％が最も好まし い。

指摘したとおり、本発明によれば、高Ｓｒ含有合金において要求されるＴｉの水 準は０．００５％を超える。

Ａ　Ｉ　−Ｔ　ｉ−８母合金としてＴｉが添加されるとき、Ｔ１水準は好ましく は００１％を超えるべきではない、何故なら、この水準を超えると、それは否定 的な結果をもたらし、初晶Ｓ１の生成を増すように見えるからである。Ａ　Ｉ　 −Ｔ　ｉ−Ｂ母合金以外の形でＴｉが添加されるとき、最も好ましい水準は相違 し得るのであり、例えば、Ａ　Ｉ　−Ｔ　ｉ母合金としてのＴ　ｉ　Ａ　ｌ　３ では、Ｔｉ７＋ｃ準は好ましくは０．２５％を超えるべきでない。要求されるＴ ｉの水準は、０．１０％を超えるＳｒ水単によって一部支配され、概して該Ｓｒ ｋ準とともに増大する。好ましくは、Ｔｉは０．０１−０．０６％水準で供給さ れ、最も好ましくは０．０２−０．０６％、例えば０．０３−０．０５％である 。

Ｔｉ化合物は、ワツフル（煎餅状体）、ブリケット、棒または粉末としての母合 金、あるいは粉末形態での個個の化合物としての母合金を包含する異なる形態お よび方法で添加され得る。粉末は溶剤注入技術によって添加され得る。

０．１０％を超える水準での３ｒの使用は、初晶３ｉ粒子の数を減少させること 、および初晶３ｉ粒子の浮上を防ぐことに加えて、既知の改良剤効果をも本発明 の合金に与えることができる。すなわち、Ｓｒは共晶Ｓ１粒子の形状を改良しく 微細化および球状化）、また事実上完全な共晶マイクロ組織を有する合金のＳ： 含有量範囲を拡大することができる。このことにもかかわらず、必要とあれば本 発明の合金は、後考の目的のために既知の改良剤であるＮａを含有することもで きる。しかしながら、斯様な既知の改良剤が存在する場合には、それは上限０． ０１％までの通常の範囲内で使用され、しかも該改良剤は００１０％を超える水 準での３ｒの使用に対して追加的である。過剰な水準のＮａは、それ自身望まし い効果を持たないだろう。

前述のとおり、本発明による合金および鋳造方法が、存在する他の合金添加物の ほかに、その３ｉＳ３ｒおよびＴｉ含有僅によって定義された。Ｃｕ、Ｎｉ１Ｍ ｇ、Ｆｅ、ＭｎおよびＺｒの添加は、金Ｍ間化合物の強化と硬化を与えるための ものである。

上述の元素に加えて、本発明の溶湯および合金はｚｎ。

Ｓｎ、ｐｂおよびＣｒを含有することができる。一般に、これらの元素は著しく 有益な効果を与えないが、また前述されたそれぞれの限定未満で使用される限り 、好ましくない結果をもたらすことはない。もし存在しても、それらは好ましく ない結果を避けるための前記限定を超えるべきではない。

７ｎ、５ｎ、ｐｂおよびＣｒは著しく有益な効果を与えないが、これらの各々が 考慮に入れられることが必要である。この主な理由は、スクラップ材から製造さ れる本発明による二次合金またはスクラップ材を含む二次合金にこれらの元素が 存在し得るからである。

他の元素が存在してもよく、概してこれらは各々０．０５％を超えないのが好ま しい。このことについての例外が、ＣａおよびＰの場合に存在する、というのは これらはマイクロ組織の共晶についての改良に逆の影響を及ぼすからである、モ してＣａおよびＰの各々は０．００３％を超えないのが好ましい。

上述の我がオーストラリア特許明細！１１５３６９７６および諸国におけるその 対応特許において、３ＨＡ合金の製造のために該明細書中で開示されたプロセス が、合金浴温の凝固を含む下記のような特殊な冷却条件の使用を必要としている 。

（ａ）凝固の間の固相の成長速度Ｒが１５０−１０００ミクロン／秒である。

（ｂ）固液界面での’Ｃ／　ａｍで表される温度勾配Ｇが、比Ｇ／Ｒが５００− ８０００℃・秒／ｃＭ２であるような値である。

大きな初晶Ｓｉ粒子の生成と浮上の問題がより積極的に克服されるように、本発 明は、このプロセスとの組み合わせで利用され得る。かくて、本発明の一つの好 ましい形態において、改善された種類の３８　Ａ合金、およびかかる特殊な冷却 条件に基づくその製造プロセスが提供される。該明細１５３６９７６の全開示事 項は、この引照によって本明細書のこの箇所に編入され、したがって本明細書の 一部として読まれるべきである。

斯様な本発明の好ましい形態において、Ｔｉを伴う高い水準のＳｒは、またその 上に初晶３ｉ粒子の数を減少させ、事実上初晶Ｓｉ粒子の浮上を抑制する。この 好ましい形態は、勿論、比較的複雑な鋳造物以外に利用され得る。しかしながら 、その適用は、主として、他の方法では初晶３ｉ粒子の除去、および仮に該初晶 Ｓ１粒子が出現したならばその浮上を阻止することが実際に不可能であるような 複雑な鋳造物に関連している。何故なら、かかる鋳造物、例えば非常に薄い断面 部と非常に厚い断面部とを兼備する鋳造物においては、ｍ同条件の変動が起こり 得るからである。

発明の好ましい形態についての上の記述では、引照は、単に前記明細書５３６９ ７６に開示された３ＨＡ合金それ自体に対するよりもむしろ改善された種類の３ ＨＡ合金に対してなされている。このことは、使用される高い水準の３ｒに帰因 する組成における変化を幾分反映しており、同時にそれはＳｒに加えて該３ｒ以 外の改良剤を使用し得ることを反映してもいる。さらに、ここで説明されるよう にＴｉ１ｌは変化することができ、しかもＢ（硼素）が存在できる。Ｃａおよび Ｐの水準を超える任意の合金添加とｌ１ｌｔｌｌも許容される。

０．１０％またはそれより少ないＳｒの水準では、初晶Ｓｉ粒子の生成を制御し 、浮上を妨げることは困難である。また、表示されたように、０．４％を超える 水準での３ｒは追加の利益を達成しないことが見い出されている。０．４％より も多いＳｒの使用は、むしろ、コストを増し、小板状Ｓｒ金属間化合物粒子の生 成を抑制することをより困難にする。０．００５％またはそれよりも少ないＴｉ は、初晶５ｉｆｔを更に減少させること、および小板状Ｓｒ金属間化合物粒子の 生成を抑制することについての有益な効果を達成しないということが見い出され ている。Ａ　Ｉ　−Ｔ　ｔ　−８母合金として添加されるときには０．１％、そ してＴ　ｉ　Ａ　ｌ　３またはその他の形態でのＡ　Ｉ　−Ｔ　ｉ母合金として 添加されるときには金ｊＩＷａ化合物の形態を変えるという追加の利益を達成せ ず、逆に初晶Ｓｉの生成を増大させる傾向を有するということが見い出されてい る。

合金元素Ｃｕ％Ｎｉ、Ｍｇ、Ｆｅ、Ｍｎおよびｚｒの場合には、合金の組成は、 最も好ましい利益を達成するために、これら合金元素の注意深い選択および各々 の正しい割合を必要とする。通常、本発明の合金として明記された最大値を超え るこれら合金元素の水準は、過剰な粗い初晶金属間化合物を増大させる。明記さ れた最小値未満の水準は、通常、次に説明される実際の有益な効果を達成しない 。

本発明の合金では、ＣｕＳＮｉ、Ｍａ、Ｆｅ、ＭｎおよびＺｒは、共晶マイクロ 組織の一部を形成するとともに、主としてＡ　Ｉ　−８ｉ　−Ｑｕ−Ｎ　ｉ系に 基づく金属開化合物を供給する。共晶金属間化合物粒子は主としてＳｉであるが 、ＣＬＪ　−ｐＪ　ｉ　−Ａ　Ｉ、ＣＬＩ−１”ｅ−Ｎ　ｉ　−Ａ１および他の 複雑な金属間化合物相も存在し得る。当然、粒子サイズが増す程、荷重印加状態 での割れ傾向が増す。この理由のために、共晶を構成する金属開化合物粒子は微 細でなければならず（径で１０ミクロンより小さい）、好ましくは均一に分散し 、かつ好ましくは５ミクロンよりも大きくない粒子開隔を有していなければなら ない。

共晶金属間化合物粒子に加えて、本発明の合金は共晶アルファ・アルミニウム相 内に金属間化合物析出物の分散を含んでいる。その様な分散は、マトリックスを 補強し、荷重が共晶粒子に伝達されるのを助け、また仮にいずれかの共晶粒子が 割れた場合の荷重分担能力を増す。

本発明合金においては、我々は、元素ＭＯとＣｕは析出硬化および（または）固 溶体の形成によるマトリックスの強化に責任を負うていると考える。Ｃｕ対ＭＯ の比は、３：１−８：１の限界内にあるのが好ましい。この比未満では好ましか らざる析出物が生じ得る。規定の限界を超える水準のＣｕは、成る用途での合金 の腐食抵抗を減退させ得る。

強化は、分散粒子を含む安定したＭｎおよび（または）ｌｒの存在によって更に 高められる。我々は又これらの元素を、高温抵抗を改善するためのもののうちに 含める。

Ｎｉ、ＦｅおよびＭｎは、袢温度特性を改善するために特に有効であり、互いに 一群の化合物を形成する。これらの元素は、以下に示されるように成る程度まで 互換性がある。

０．２＜Ｆｅ＋Ｍｎ＜１．５ １．１＜ｌ’：ｅ＋Ｎｉ＜３．。

１．２＜Ｆｅ＋Ｎ　ｉ　＋Ｍｎ＜４．０したがって、発明の合金は、Ｆｅ含有量 の低い一次合金であってもよく、またＦｅ水準が仕様の最大値に達し得る二次合 金であってもよい。ＭｎおよびＮｉは上記のとおりに講整されねばならない。

形成される初晶３ｉ粒子の数をさらに減らすこと、および小板状体が形成されな いように、どのＳｒ金属間化合物粒子の形態をも変えることにつき、ここで説明 されるその役割に加えて、Ｔｉは周知の結晶粒微細化剤であり、その結果として 合金の機械的性質を改善できる。

一方、本発明の合金は鋳放し状態で優れた特性を有しており、その組成は、最大 の特性が熱処理によって改善され得るような該組成である。しかしながら、熱処 理は任意であることが理解される。例えば、鋳造合金は１６０−２２０℃、２− １６時間の安定化人工時効処理に直接委ねられ得る。

種々のその他の熱処理計画が採用され得るのであり、４８０−５３０℃、５−２ ０時間の溶体化処理を包含し得る。これらの溶体化処理は、金属間化合物粒子を 強化する容認できない成長を依然として避けながら、ＡＩ中に元素の適当なる過 飽和溶液を作って、共晶粒子の好ましい分散が残るように、すなわち、共晶粒子 が径において１０ミクロンよりも小さく、好ましくは等軸的であり、好ましくは 均一に分散しており、かつ好ましくは粒子間隔が５ミクロンよりも大きくないマ イクロ組織になるように、選択される。

溶体化処理に引き続き、焼入れ後、１４０−２５０℃、２−３０時間の人工時効 を行ってもよい。典型的な熱処・理計画は次のとおりであってよい。

５００℃で８時間、 熱水中に焼入れ、 １６０℃で１６時間の人工時効。

明細［１５３６９７６のプロセスとの組み合わせで使用される本発明の好ましい 形態についての上の記述において、明細書５３６９７６で開示された範囲の度合 の値を有する成長速度Ｒ１および比Ｇ／Ｒを達成する温度勾配Ｇに対して引照が なされる。それらの範囲は、その組み合わせのための凝固条件の設定において使 用され得る。

しかしながら、Ｔｉと組み合わせた０、１１％から０．４％に至るｏ、ｉｏ％を 超える水準での３ｒの使用は、凝固条件の緩和（例えば、低成長速度または低温 度勾配）を可能にする。前記明細書５３６９７６中で開示された３ＨＡ合金のた めのプロセスは、温度勾配Ｇが７．５℃／ｃｍ　−８００℃／１なる範囲にあり 、成長速度Ｒが１５０ミクロン／秒−１０００ミクロン／秒なる範囲にあって、 ５００−８０００”Ｃ−秒／ｃＲ２なるＧ／Ｒ範囲を与えることを必要とする。

本発明の合金は、７．５℃／１よりも小さい温度勾配および１５０ミクロン／秒 よりも小さい成長速度の下で凝固する鋳造物のために適している。本発明合金に 適用し得るＧおよびＲの下限−は、Ｇについては極めてＯ℃／１に近＜、Ｈにつ いてはほぼ１５ミクロン／秒である。

かくて、本発明によれば、７ｉと組み合わせたＳｒの必要な追添加を含むＡＩ− （１２−１５％）Ｓ：合金により、著しく広い範囲の凝固条件の利用を許容し、 もって凝固条件についての厳格な制御に依存する必要性を排除する化学的手段に よって、マイクロ組織が本質的に制御される鋳造物が製造される。例えば、著し く変化する断面厚さの特徴を示す鋳造物の場合であっても、所望のマイクロ組織 を有する鋳造物が従来の砂型を用いて製造され得る。

７ｉの使用と関連して、Ａｌ−３ｉ合金においては、“微細な粒組織が得られる ように、凝固の間ＡＩ粒のための核として働く粒子を作るべく“ＴｉおよびＢが 普通に使用され、それらはＡ　Ｉ　−Ｔ　ｉ　−８合金の形態で添加されるとい うことが認識されている。大力の合金仕様は、０．２％までの水準の７ｉを容認 しているが、過剰のＴｉＢ　　が鋳造物に硬質スポット（Ｔ　ｉ　８２粒子の集 団）をもたらし得るが故に、実際には、その水準は０．０５％未満に維持される のが普通である。斯様な硬質スポットすなわち集団は機械加工上の同題を生み出 す。予想に反して本発明の合金では、斯様な集団は、好ましからざる程度のもの としては存在しない、、Ａｌ−３ｉ合金におけるポロンの水準は、通常、特定さ れない。むしろ、その水準は添加物としてのＡ　Ｉ　−Ｔ　ｉ　−８合金のＢ含 有量によって決定される。しかし、一般には０．０５％を超えない。

更に上述されたように、本発明によれば、高Ｓｒ含有合金における０、００５％ を超えるＴｉの使用は、形成される初晶３ｉ粒子の数を更に減少させること、お よびＳｒ金属間化合物小板状体の形成を阻止することの両方において、全く予想 されない態様で作用するように見える。すなわち、従来のＴ１の役割はＡＩ粒の 核生成にある。これと対照的に本発明では、７ｉは、単に更により微細な板状粒 子の核を形成するというよりはむしろ、初晶３ｉ粒子の形成を妨げ、３ｒ金金属 化合物粒子の形態を変えるものである。したがって、Ｔｉについては、Ｓｒ金属 間化合小板状体が生じるためのより多くの核生成場所を与えるという単純なケー スではなく、むしろ初晶Ｓ１の形成を妨げるとともに、Ｓｒ金属間化合物粒子の 結晶学的成長の動力学を変え得る何らかのより複雑な作用メカニズムを有するケ ースである。

Ｓｒは、発明に係わる合金の鋳塊を形成するために、０．１０％を超えて必要と される水準まで、溶湯中に又は溶湯から製品を鋳造する直前に添加もしくは調合 され得る。Ｓｒの添加は、溶解炉内、保持炉（ホールディング炉）内または樋内 になされ得る。Ｔ１化合物もまた、これ等の段階のうちの成る段階または他の段 階で、７ｉが０．００５％を超えるような必要水準まで添加され得る。

発明の合金は、幾つかの有益な特性によって特徴づけられる。これらの特徴は、 初晶Ｓｉ粒子および浮上しない初晶３ｉ粒子が事実上存在せず、かつＳｒ金属間 化合物小板状体を事実土倉まない、その特殊なマイクロ組織のためである。

本発明合金は、正しいマイクロ組織を与えるように鋳造され得る場合の特許５３ ６９７６合金の機械加工性に類似する良好な機械加工性を有すると同時に、本発 明合金の機械加工性は、その、より終始−員したマイクロ組織の結果と同様に終 始一貫している。勿論、このことは初晶３ｉ粒子の形成に関する化学的手段によ る制御と講和している。しかしながら、ｓｒ＊ｊｕａ化合物粒子の増大した水準 が０．１％を超えるＳｒの使用によって生じることも驚くべきことである。しか し、本発明によれば、存在するＳｒｉ属間化合物粒子はおおよそ等軸的塊形状で 、均一に分散した微細粒子である。

初晶３ｉ粒子の偏析が起きる合金では、例えばそれらが浮上後に出っ張り部分の 下で捕えられるとき、斯様な偏析は典型的には鋳造物の表面にある。斯様な偏析 の回避が本発明の合金で得られ、もってその概略良好な機械加工性を更に高める 。かくして、発明による鋳造物を機械加工し、穴あけし、またはねじ切りを行う 必要がある場合、そのような作業は、存在するかも知れない初晶３ｉ粒子の均一 な分布によって、該初晶Ｓｉ粒子の偏析によるよりも、促進される。

本発明の合金は、特許５３６９７６の合金に比べて著しく高められた疲労強度を 示す。また、引っ張り強度は、特許５３６９７６の合金に比べて、顕著ではなく 、優かに減少し得る。硬度および摩耗抵抗のような他の物理的特性は、本質的に 該特許合金のそれと同等である。

かくて全体として、本発明の合金は、特許５３６９７６の合金に対し成る点で同 等であるが、鋳造性における重要な改善（これは終始一貫したマイクロ組織を与 え、もって優れた機械加工性と疲労強度を与える）によって特徴づけられるとい うことにおいて優れている。これらの改善は、生産ベースでの、より実際的な高 容積鋳造を可能にし、それによって生産ベースで鋳造され得る製品の範囲を拡大 するとともに、またより広い実用範囲を有する製品を得ることをも可能にする。

前述のとおり、マイクロ組織が圧倒的に共晶である合金に川魚がなされた。斯様 なマイクロ組織は、１０％までの初晶アルファ・アルミニウム樹枝状晶を含み得 るということが留意されるべきである。我々は、斯様な水準までの樹枝状晶が、 合金特性における過度な減少なく許され得るということを見い出した。金属間化 合物粒子を作る他の合金添加物の漸進的増大によって、依然として共晶が圧倒的 であるものの、マトリックスは斯様な金属間化合物によって境界づけられた共晶 胞（セル）を示す。

ここで、付帯図面に参照がなされる。

第１（ａ）図および第１（ｂ）図は、特許５３６９７６による３ＨＡ合金の最適 マイクロ組織を示す顕微鏡写真である。

第２（ａ）図および第２（ｂ）図および第３（ａ）図および第３（ｂ）図は、特 許５３６９７６による３ＨＡ合金の代表的な劣ったマイクロ組織を示す顕微鏡写 真である。

第４図は、特許５３６９７６による３ＨＡ合金の機械加工性に及ぼす初晶３ｉの 有害な影響を説明するグラフである。

第５図は、特許５３６９７６による３ＨＡ合金の疲労強度に及ぼす初晶Ｓ１の有 害な影響を説明する棒図表面である。

第６（ａ）図および第６（ｂ）図は、特許５３６９７６による３ＨＡ合金で作ら れたー鋳造物の顕微鏡写真である。

第７（ａ）図および第７（ｂ）図は、本発明による一鋳造物の顕微鏡写真である 。

第８図は、本発明による一鋳造物の破断表面の走査電子顕微鏡写真およびＸ線解 析である。

第９図は、本発明による合金の一点（多数回の試験の平均値）を伴った、３ＨＡ １合金中の３ｒ含有最に対する引っ張り強度のグラフである。

第１０（ａ）図および第１０（ｂ）図は、本発明による鋳造物のマイクロ組織を 示す顕微鏡写真である。

第１１　（ａ）図および第１１　（ｂ）図は、本発明による鋳造物のマイクロ組 織を示す別の顕微鏡写真である。

第１２（ａ）図および第１２（１１）図は、本発明による鋳造物のマイクロ組織 を示す更に別の顕微鏡写真である。

第１４図は、特許５３６９７６および本発明による３ＨＡ合金の各Ｓ−Ｎ曲線を 示すグラフである。

第１５図は、特許５３６９７６および本発明による３ＨＡ合金の各機械加工性曲 線を示すグラフである。

第１６（ａ）図および第１６（ｂ）図は、それぞれ従来水準および高い水準での 改良剤としてのＮａを有する３ＨＡ合金のマイクロ組織を示す各顕微鏡写真であ る。

第１７図は、明細書５３６９７６による３ＨＡ合金、および本発明によりＳｒと Ｔｉの添加を伴った３ＨＡ合金のＧと８間の関係の部分を示す図である。

第１図ないし第３図は、それぞれの顕微鏡写真（ａ）×５０、（ｂ）Ｘ１００に おいて、オーストラリア特許５３６９７６で開示された合金および方法における 拘束を明確に説明している。その顕微鏡写真は、該特許による典型内な３ＨＡ合 金であって０４１％未満の水準での改良剤としてのＳｒを含み、変化する条件下 で鋳造された３ｌ−ｉＡ金合金作られた鋳造物から撮られている。第１図におけ る鋳造物のＧおよびＲ値は３ＨＡ合金のために特定された該パラメータ範囲内に あり、他方、第２図および第３図における鋳造物のＧおよびＲ１１は３ＨＡ合金 のために特定された該パラメータの下限未満にある。明確には、Ｇは範囲１−５ ℃／１：ＩＩ内にあり、Ｒは範囲１０−３０ミクロン／秒内にある。第１図は該 代表的合金の比較的簡単な鋳造物の最適組織をホしている。第２および３図は、 該代表的合金の砂型鋳造されたフィン付きシリンダおよびエンジンブロックの各 好ましからざる組織を示している。その組織が第２図および第３図に示されてい る鋳造物の各々はかなりの数の大きな３ｌ粒子を含んでいる。加えて、第２図お よび第３図で明らかな初晶３ｉの形成がマトリックスのＳｉを空虚にしたため、 各場合のマトリックスが、樹枝状形態でのアルファ・アルミニウムおよび未改良 Ａｌ−３ｉ共晶の大領域を特徴づけている。

第２図の顕微鏡写真（ａ）および（ｂ）に隣接して、フィン付きシリンダの壁断 面の概略図が示されている。その図面の指示（ａ）および（ｂ）は、それぞれの 顕微鏡写真が撮られた領域を示している。シリンダは、次第にモールドを満たす ように、その頂部から３ＨＡ合金を注ぐことによって鋳造された。相対的に急速 な冷却が得られることにより、比較的良好なマイクロ組織がフィンのない主壁底 部およびフィン外端部で得られた。しかしながら、マイクロ組織は土壁の＾い水 準およびフィンの放射内側部分で次第に悪化した。

同様に、第３図の顕微鏡写真（ａ）ないしくｅ）にｗ４接して、同じ関連を有す る図面の指示（ａ）ないしくＣ）を伴うエンジンブロックの壁断面図が示されて いる。エンジンブロックは示される方向にてモールド中で下から」−へ流れる溶 湯をもって鋳造され、その後、モールドは溶湯の凝固のために上下逆転された。

壁断面厚の各部分法、断面の全領域に亙って劣ったマイクロ組織が得られた、そ のようなものであった。

初晶Ｓｉと、第２図および第３図の組織によって代表・される樹枝状晶のような 関連するマトリックス特徴との有害な効果が、第４図および第５図で説明されて いる。

第４図では、工具寿命が、第１図（実線）におけるような組織を有する一鋳造物 、および第２図または第３図（破線）におけるような組織を有する一鋳造物の機 械加工における切削表面速度に対してプロットされている。

工具寿命によって示されるような機械加工性における非常に大きな減少は、最適 組織と比較されるように、明らかに初晶Ｓ１の存在による好ましくない組織のた めである。典型的な実際の切削（表面）速度である５００７ＩＬ／分（対数値２ ．６９）での工具寿命は、事実上の初晶Ｓｉの存在によってほとんど半減化され る。

第５図は、第１図に示されるような事実上初晶３ｉの存在しない最適組織を有す る一試験鋳造物の印加応力３００ＭＰａでの停止に到るサイクルを、第２図また は第３図におけるような好ましくない組織および関連する水準の初晶Ｓｉを有す る試験鋳造物と比較して、示している。各場合において、鋳造物は、鋳造の間、 １０００−２０００℃・秒／１２のＧ／Ｒ比を与えるように試みた条件下で鋳造 された。第５図の低サイクル疲労データは、初晶Ｓ１に帰せられる疲労強度の劇 的な減少を明示している。初晶３ｉの存否を包含する組織の重要性は、特許明細 書５３６９７６の実施例３の表５および実施例４の表７によって更に際立たせら れている。最適組織からの僅かな逸脱は、圧縮疲労および摺動摩耗に対する抵抗 の事実上の減少に帰着する。本発明によって獲得され得るような終始一貫したマ イクロ組織は、それ放置しいのである。

第２図および第３図で明示された組織は、砂型における冷やし金の賢明なる利用 によるような熱勾配の制御によって改良され得る。しかしながら、これは複雑な 鋳造物を製造するための商用作業で容易に使用され得る技術ではない。かくして 、斯様な技術は第１図におけるような組織を有する複雑な３ｌ−ＩＡ合金鋳鋳造 の商業的鋳造生産を特徴とする 特許明細１１５３６９７６に関連して上で概略したように、どのような初晶Ｓｉ 粒子の偏析も、機械的性質に非常に大きな不利益な影響を与え得る。該説明書に よる合金では、断面厚さが変化する特徴を有し、凝固条件が制御困難であるより 複雑な鋳造物において特に、凝固の間に大きな初晶３ｉ粒子が形成され、これら が往々にして浮上し、モールドにおける出っ張り部分の下で捉えられるか、また は他の方法で偏析するようになる。斯様な偏析が、０．０５％のＳｒを含む特許 ５３６９７６による３　ＨＡ合金のものである第６図の顕微鏡写真（ａ）および （ｂ）（それぞれ１３倍、６０倍である）で明示されている。第６図に示される ように、初晶３ｉが凝固の閤に浮上して出っ張り部分の下に集まった。

本発明は、必要な凝固条件の範囲を広げるとともに、マイクロ組織をｌ１ｎＩＩ ｌｔ、、もって斯様な凝固条件の厳格な制御の必要性を排除するための化学的方 法を提供する。

明確には、０．００５％を超えるＴｉを伴う０．１％を超える水準の３ｒが、事 実上十分な共晶マイクロ組織の形成を確保するために、新規な方法で使用される 。

本発明において、０．１１％−０，４％のような高水準の３ｒの添加が、ＡＩ− （１２−１５％）Ｓｉ合金の組織に有益な効果を有することが見い出された。と りわけ、０．３％を超える水準で、Ｓｒは凝固の闇に形成される初晶３ｉ粒子を 取り除きはしないが、その浮上を妨げ、数を減らすという効能を有する。これは 、比較的粗いＳｉ粒子の、鋳造物全体に亘る均一な分散に帰着する。

このことは、０．３％３ｒを含みＴｉ添加のない３ＨＡ型合金についての第７（ ａ）図の顕微鏡写真（Ｘ５０）に明示されている。発明による高水準のｓｒの使 用は、初晶３ｉ粒子の浮上を妨げ、かつその数を減らした。

それらの粒子は比較内相いが、事実上充分な共晶マトリックスの全体に均一に分 散している。しかしながら、第７（ｂ）図の顕微鏡写真（Ｘ２００）により明確 に示されるように、同じ組織が又小板形態でのＳｒ金属間化合物を特徴づけてい る。

第８図の走査電子顕微鏡写真（Ｘ１５０）およびＸ線解析は、第７（ａ）図およ び第７（ｂ）図に示されたものと同一合金の破断表面について得たものである。

第８図の顕微鏡写真は、破断表面における小板状Ｓｒ金属間化合物を示しており 、他方Ｘ線スペクトルは、それらの粒子が主としてＡ、Ｉ、３ｉおよび３ｒから 成ることを示している。

第９図は、０．１％未満である従来水準から本発明によって要求される０、４％ に至る範囲の３ＨＡ型合金における増大するＳｒ量の影響を示している。引っ張 り強度は、小板形態でのＳｒ金属間化合物の増大する含有量の有害な影響によっ て、該範囲に屋っで約３７０ＨＰａから約２６５８Ｐａまで次第に低下する。し かしながら、この好ましからざる影−には、前述したように、初晶Ｓｉの均一な 分散を達成するという有益な効果（この効果は多くの応用目的のために著しい改 良を与える）が付随している。すなわち、０．１０を超えて０．４％に到る水準 でのＳｒの使用は、あらゆる応用のための全ての問題に対する解答ではないが、 機械加工性に関して期待される有益な結果を伴なって、初晶Ｓｉの数を減らし、 浮上を妨げるという著しい利益を与える。

第９図の引っ張り強度曲線は、事実上Ｔｉの存在しない合金につき、朱印（アス タリスク）点によって描かれている。しかしながら、第９図にはまた多数の試験 の平均値である円によって示される一点が示されている。その点は、本発明によ ってＡ１−５％Ｔｉ−１％Ｂとして添加された０、０５％Ｔｉを伴う０．３０％ Ｓｒについてのものである。初晶Ｓｉの量をより減少させるとともに、とりわけ ３ｒ金属間化合物粒子の形態を変え、その小板状体の形成を妨げて引っ張り強度 の回復を達成することにおいて、その点は高い水準の３ｒを伴うＴｉ添加の有益 な効能を明示している。示されたＴｉの添加は、（Ａ１．Ｔｉ）Ｂ　　、ＴｉＢ ２、ｒｉＡ１３または同様な化合物であって良い。同様な効能が、Ｔ　ｉ　Ｂ　 ２、Ｔ　ｉ　Ａ　ｌ　ａまたはここで説明されたその他の形態での添加と同じ＜ Ｔｉのみの添加によっても得られる。他方、そのような効能は７ｉ不在のＢによ っては得られない。

単に一点が第９図に示されているに過ぎないが、これによって示される利点が、 本発明によって要求されるその他の高い水準でのＳｒを伴う０．００５％を超え るＴｉによって得られることが判る。

ＡＩ−（１２−１５％）Ｓｉ合金において、０．１０％を超える３ｒと特定水準 のＴｉとの組み合わせが、特に複雑な形状寸法の鋳造物のマイクロ組織に有益な 効能を有することが見い出された。本発明のこの好ましい観点の利益が、第１０ 図および第１１図に示されている。

第１０図の顕微鏡写真（Ｘ２０）は、０．３％ＳｒおよびＡｌ−Ｔｉ−８として 添加された０、０３％Ｔｉを含む本発明による合金をもってジルコン砂型で鋳造 された複雑なフィン付きシリンダにおいて得られた典型的な改良組織を示してい る。第１０図に図示された部品は、低いＧ（約り℃／傷）および低いＲ（約２５ ミクロン／秒）の条件下で、７６０℃で注湯される次の組成の溶湯から鋳造され た。

Ｓｉ　　　１３．７％ Ｓｒ　　　　Ｏ，３０％ Ｔｉ　　　　Ｏ，０３％（ＴｉＢ２およびＴｉＡｌ３として） Ｃｕ　　　　２．０％ Ｎｉ　　　　２．０％ Ｍｇ　　　０．６６％ Ｆｅ　　　　Ｏ，２４％ Ｍｎ　　　　Ｏ，３８％ Ｚｒ　　　　Ｏ，０４％ 各々０．０２％未満であるＺｎ、Ｓｎ、Ｐｂ％Ｃｒ。

Ｔｉ（ｋＪｉ体）、ＮａＪ５よびＢ（ＴｉＢ２以外の）、および各々０．００３ ％未満であるＣａおよびＰ１偶然の不純物を除きＡ１から成る残部を伴う。

第１０図の顕微鏡写真に隣接する図およびその指示（ａ）および（ｂ）は、第２ 図のそれらと同一の関連を有する。第１０図の顕微鏡写真は、第２図のそれらと 比較されるべきである。第２図の組織は大きな初晶３ｉを示している。しかしな がら対照的に、第１０図に図示された鋳造物の組織は、本質的に初晶Ｓｉが存在 しないだけでなく小板形態でのＳｒ金属間化合物を特徴としてもいない。代わり に、Ｓｒ金属間化合物は等軸的な塊状粒子として存在している。さらに、組織に おけるこれらの変化を達成するためにＴｉが必要であるということが明らかであ る。初晶ＳｉとＳｒ金属間化合物粒子に対するこのＴｉの影響は、全く新規で予 想されないものであり、しかも我々の知っている限りでは、以前に報告されてい ない。

さらに、第１１図は本発明に従ってＴｉと組み合わせた３ｒの使用から得られる 著しく高められた効用を示している。第１１図の鍮微峡写真（Ｘ２０）は、０． ３０％ＳｒおよびＡ　Ｉ　−Ｔ　ｉ−８として添加された０、０４％Ｔｉを含む が、その他については第３図の合金と同じである本発明合金をもってジルコン砂 型で鋳造されたエンジンブロックにおける典型的な組織を示している。第１１図 に図示された合金は、低いＧ（約３℃／α）および低いＲ（約１０〜３０ミクロ ン／秒）の条件下で、７８０℃で注湯される次の組成の溶湯から鋳造された。

、Ｓｉ　　　　１３．６％ Ｓｒ　　　　　　０．３０％ ■＋　　　　０．０４％（Ｔ　ｉ　８２およびＴ　＋　Ａ　ｌ　３として） Ｃｕ　　　　２．０％ Ｎｉ　　　　２．１％ ＭＣＪ　　　　Ｏ，６４％ Ｆｅ　　　　Ｏ，２２％ Ｍｎ　　　　Ｏ，４％ Ｚｒ　　　　Ｏ，０５％ 各々０．０２％未満である。７ｎ、３ｎ、Ｐｂ、Ｑｒ。

Ｔｉ（１体）、ＮａおよびＢ（Ｔｆ８２以外の）、および各々０．００３％未満 であるＣａおよびＰ、偶然の不純物を除きＡ１から成る残部を伴う。

第１１図の顕微鏡写真に隣接する図およびその指示（ａ）ないしくＣ）は、第３ 図のそれらと同一の関連を１する。第３図における組織は大きな初晶３ｉ粒子を 示しており、他方第１１図の組織は事実上かかる粒子が存在せず、等軸的な塊状 粒子として存在する３ｒ金属間化合物粒子を有している。

第１２図の顕微鏡写真（ａ）　ａよび（ｂ）（それぞれＸ５０およびＸ２００で ある）は、０．３０％ＳｒおよびＡ　Ｉ　−Ｔ　ｉ−８として添加された０、０ ５％Ｔｉを含む３ＨＡ型鋳造合金の組織を示している。また、その組織は等軸的 な塊状Ｓｒ金金属化化合物粒子よって特徴づけられている。第１２図の合金は、 更に第１３図の鋳造物の破断面で撮られた走査電子線顕微鏡写真（Ｘ１５０）で 説明されている。この顕微鏡写真はＳｒ金属間化合物の変化した形態を際立たせ ている。

例えば、少なくとも（ＡＩ、Ｔｉ）Ｂ　　、ＴｉＢ２、Ｔ　ｉ　Ａ　ｌ　３また は同様な形態のものの少なくとも一つとしてのＴｉとＳｒの新しい組み合わせ使 用は、広い範囲の鋳造物において及び複雑な凝固＠御を要することなく、明細書 ５３６９７６で特定されたユニークな圧倒的共晶マイクロ組織を作りだす。斯様 な組み合わせを用いることの更に重要な結果は、第９図で明らかなとおり強度特 性の回復である。

引っ張り強度の事実上の回復に加えて、疲労強度が高められることが見い出され ている。第１４図は、０．１０％未満の３ｒを含む３ＨＡ合金（旧３ＨＡとして 示されている）および本発明に従って３ｒとＴｉの組み合わせを含む一３ＨＡ型 合金（改良された３ＨＡとして示されている）のＳ−Ｎ曲線を示している。第１ ４図から明らかなように、本発明による合金は事実上目３ＨＡよりも高い疲労強 度を示す。改良された３ＨＡの曲線では、Ｔｉが（ＡＩ、Ｔｉ）Ｂ２、ＴｉＢ２ およびＴ　ｉ　Ａ　ｌ　３を与えるＡ　Ｉ　−Ｔ　ｉ　−８として溶湯中に添加 されているが、（Ａ　Ｉ　、Ｔ　ｉ　）　Ｂ　　−Ｔ　ｉ　Ｂ　２またはＴ　＋ 　Ａ　ｌ　３のみによって、或はここで説明されたＴｉのその他の形態で本質的 に同じ結果が得られる。

第１５図は、同様に指示された旧３ＨＡおよび改良された３ＨＡの機械加工性を 工具寿命に関して示している。

該旧３ＨＡは、第１図に示されるような理想組織を有するものの一つである。第 １５図から明らかなように、各合金の機械加工性は本質的に同等であり、所与の 切削速度のいずれにおいても極めて類似した工具寿命が得られる。したがって改 良された３ＨＡの機械加工性は、第４図および第１５図の比較から明らかなよう に、初晶Ｓ１を含む代表的な劣った組織の範囲から成る旧３ＨＡのそれよりも遥 かに良好である。

本発明により改良された３ｌ−ＩＡ金合金良好な組織を有するときの旧３ＨＡよ りも多くの硬質化合物粒子を含むことを考虜するならば、該改良された３ＨＡ合 金の良好な機械加工性を確保する能力は驚異的である。しかしながら、これは本 発明による合金における金属間化合物粒子の微細さおよび組織中での均一な分散 によると考えられる。繰り返して言うが、改良された３ＨＡでは、Ｔｉは（ＡＩ 、Ｔｉ）Ｂ２　、ＴｉＢ２およびＴ　ｉ　Ａ　Ｉ　３を与えるＡ　Ｉ　−Ｔ　ｉ −８として添加されているが、（ＡＩ。

ｒｉ）８２、丁＋　８２　；ｆ：タハＴ　ｉ　Ａ　Ｉ　３　ｆ）ミニよッテ、或 はここで説明されたＴｉのその他の形態で本質的に同じ結果が得られる。

本発明を特徴づけるＳｒの有益な効能は、３ｒにとってユニークであると信ぜら れる。このことは、周知のように、ＮａおよびＳｒが従来水準であるＡｌ−Ｓｉ 合金においで改良剤として３ｒと同様に働＜Ｎａを引用して部分的に説明され得 る。かくて、そのような従来の関係において３ＨＡ合金中での約０．００３％水 準のＮａは改良剤として働き、かかる合金における約０．０５％Ｓｒの使用と同 様な改良を達成する。しかしながら、本発明におけるＳｒによって象徴されるよ うな約１０倍までのＮａ水準の増加は、合金の過改良を招くに過ぎない。

第１６（ａ）図の顕微鏡写真（Ｘ５０）は、０．００３％のＮａを有するがＳｒ の添加はない砂型鋳造された３ＨＡ合金製ソリッド・シリンダの組織を示してい る。

この組織は従来の改良形態であり、０．０５％Ｓｒを含むがＮａの添加はない同 じ合金によって得られた組織に類似している（第１図参照）。第１６　（ｂ）図 の顕微鏡写真（Ｘ５０）は、Ｎａ水準が０．０５％まで増加せられている点での み相違する合金を用いた第１６（ａ）図のものと同じ鋳造物の組織を示している 。第１６（ｂ）図は、共晶胞（セル）の間の粗いアルファ・アルミニウム領域（ これは特許明細書５３６９７６で報告されたように急速なるクラック伝播を招く であろう）を特徴づける不規則な過改良組織を示している。さらに、初晶３ｉ粒 子の浮上の程度が、Ｎａ添加の水準によって影Ｗされないということが見い出さ れた。従来水準の少なくとも１０倍のＮａを含む合金で作られた全ての＆Ｉ造物 が、鋳造物の頂部における浮上初晶Ｓｉの帯を示した。また、Ｔｉとの組み合わ せでＳｒを使用する本発明による＆Ｉ造物と違っで、Ｔｉと組み合わせて斯様な 高水準のＮａを使用した鋳造物は、浮上初晶Ｓｉの集中におけるどのような減少 をも示さなかった。

本発明の要（かなめ）となる特徴は、Ｓｒおよび７ｉ（Ｔｉは好ましくは（ＡＩ 、Ｔｉ）８２　、ＴｉＢ２およびＴ　ｉ　Ａ　ｌ　３の少なくとも一つとして添 加される）の組み合わされた効能によって得られる組織の改良、および最も好ま しくは３ｒおよびＴ　ｉ　８２として添加されるＴｉの組み合わされた効能によ って得られる組織の改良である。これらの元素が組織を制御するメカニズムは、 ＡＩ−（１２−１５％）Ｓｉ合金範囲の鋳造物におけるＳｒおよびＴｉの影響を 示唆する程度には理解されている。しかしながら、そのメカニズムは、現段階で 十分な説明を可能にするほど十分に良くは理解されていない。

はっきりしているのは、共晶３ｉを改良し及び（または）カップルド・ゾーンを 広げるために０．１％未満の水準のＳｒを添加することが知られているというこ とである。

本発明に先立って知られていなかったこと、および予想され得なかったことは、 ０．１１％以上のような０．１％を超える水準のＳｒが、初晶Ｓｉを除去するほ ど十分にはカップルド・ゾーンを広げないが、代わりに形成され得る初晶３ｉの 浮上を止めるということである。ざらに、ＴｉＢ　　またはＴ　ｉ　Ａ　ｌ　３ としてのＴｉが初晶アルミニラムの核を作ることが知られている一方、存在する 初晶Ｓｉの量を更に減らし、Ｓｒ金金属化化合物粒子形態を小板状から事実上等 軸的な塊状粒子に変えるだろうということは、全く予期されなかった。後者に関 して、Ｔｉの添加が単に微細な板状Ｓｒ粒子の核を形成するだろうということが 予想されたかも知れないが、この場合はそうではない。

発明によって与えられる改善についての評価が第１７図によって得られる。第１ ７図において、得られたデータに基づくＧおよびＲに関する鋳造条件の窓が図示 されている。示されるとおり、影線の領域は特許５３６９７６による旧３ＨＡに 適用可能な条件の一部を指示している、他方黒色領域は発明の合金に適用可能な 条件の拡張を指示している。これは、改良された共晶マイクロ組織が得られるＧ およびＲ値の低減化を示す。該窓の拡張は、ゼロに近く低減化された最小Ｇ値と ともに、はぼ１５ミクロン／秒の最小Ｒｉｌを与えるように示されている。拡張 された領域は小さいが、それは、パーマネント・モールドおよび砂型により生産 ベースで鋳造される合金に要求される鋳造性に関連する窓の臨界領域にある。す なわち、本発明の合金で得られるＧおよびＲ値は、鋳造物の断面厚さに依存する ものの、砂型構造で現れる凝固条件（Ｇ値が典型的には５℃１０ＩＭ未満であり 、Ｒ値が１５ミクロン／秒と同程度に低いと見積もられる）を包含している。

ところで、本明細書で説明されたＳｒおよびＴ１添加の効能に基づき、特許５３ ６９７６で定義された合金の全特徴を示す合金組成が定義され得るが、加えて、 本発明の合金組成は複雑な凝固１１Ｊｔｌを必ずしも必要とせずに、より広範な 種類の鋳造物で使用され得るという改善を特徴づける。

本発明の合金は、パーマネント・モールドおよび砂型を用いた生産ベースでの反 復的な鋳造に全く適している。

該合金は、複雑な形状の鋳造物および事実上の断面厚さが３０ｘｍまでの及びそ れ以上の鋳造物を含む広範な種類の鋳造物が斯様なモールドを用いて生産ベース で鋳造されることを可能にする。本発明の合金は、良好な摩耗抵抗および機械加 工性、高い水準の疲労強度、および硬度、引っ張゛り強度の如き良好な環境温度 および昇温度特性に対する要求がある鋳造物の生産において非常に有用である。

これらの鋳造物は、シリンダブロック、シリンダヘッド（伝統的な弁ガイド、吸 気弁座インサートの必要のないもの）、伝動装置およびブレーキ部品、およびピ ストン、ロッカー・アームのような他のエンジン部品を含む。非自動車または定 置エンジンでの適用は、ドア開成静止シリンダ、タイヤおよびタイルのような物 品用のモールド、コンプレッサー用のピストンおよびシリンダ、スラリー・ポン プのようなポンプのハウジングを含む。

一般的見地における本発明が上記の特別なる説明に限定されないということは、 明確に理解されるだろう。

（ａ）　５０ｘ （ｂ）　２００ｘ （ｂ） ＜ｃ＞底徘 慮謔１ａ工・陳　種州 （ａ）　ｘ　１３ （ｂ）　ｘ６０ （ｂ）　ｘ２００ （ｂ） （Ｃ） （ａ）　ｘ５０ （ｂ）　ｘ２００ エネｔ〆”　（ｋｅＶ） ＴイタＩＣ，（−Ｌｕｌｌ） 国際調査報告 ＡＮＮＥＸ　Ｔｏ　ＴＨεＩＮＴＥＲＮＡＴＩＯＮＡＬ　５ＥＡＲＣＨＲＥＰＯ ＲＴ　０ＮＩＮＴＥＲＮＡ丁１ＯＮＡＬ　　ＡＰＰＬＩＣＡＴＩＯＮ　　Ｎｏ、 　　ＰＣＴ　　ＡＵ　　　８９　０００５４

Claims (32)

【特許請求の範囲】
1. １．以下の（ａ）、（ｂ）から成る１２−１５％Ｓｉを有する過共晶Ａｌ−Ｓｉ 合金の鋳造物を製造する方法：（ａ）０．１０％を超える水準で存在するＳｒお よび０．００５％を超える水準で存在するＴｉを有する合金の溶湯を用意するこ と。この溶湯は、さらに以下のものを含んでいる。 Ｃｕ　１．５−５．５％ Ｎｉ　１．０−３．０％ Ｍｇ　０．１−１．０％ Ｆｅ　０．１−１．０％ Ｍｎ　０．１−０．８％ Ｚｒ　０．０１−０．１％ Ｚｎ　０−３．０％ Ｓｎ　０−０．２％ Ｐｂ　０−０．２％ Ｃｒ　０−０．１％ Ｎａ　０−０．０１％ Ｂ（単体）　最大０．０５％ Ｃａ　最大０．００３％ Ｐ　最大０．００３％ その他　各々最大０．０５％ 残部偶然な不純物を除きＡｌである （ｂ）事実上Ｓｒの溶損なしにモールド内に溶湯を鋳造して鋳造物を形成するこ と。０．１０％を超えるＳｒ水準および０．００５％を超えるＴｉ水準が、モー ルド型式および鋳造物の複雑さによって経験される凝固条件を得るために適当で あり、それは、存在する全ての初晶Ｓｉが事実上均一に分散されるとともに事実 上偏析がなく、さらに事実上均一に分散したＳｒ金属間化合物粒子が存在するも のの小板形態での該粒子は事実上存在せず、圧倒的に共晶マトリックスを含むマ イクロ組織が結果として得られる改善された鋳造性を溶湯が有するような水準で ある。
2. ２．Ｓｒが０．１１％から０．４％までの水準のために与えられる請求項１に記 載された過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金の鋳造物を製造する方法。
3. ３．Ｓｒが０．１８％から０．４％までの水準のために与えられる請求項２に記 載された過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金の鋳造物を製造する方法。
4. ４．Ｓｒが０．２５％から０．３５％までの水準のために与えられる請求項３に 記載された過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金の鋳造物を製造する方法。
5. ５．ＳｒおよびＴｉの水準が、前記マイクロ組織が事実上初晶Ｓｉ粒子を免れる ような水準である請求項１から４までのいずれか１項に記載された過共晶Ａｌ− Ｓｉ合金の鋳造物を製造する方法。
6. ６．０．００５％を超える水準のためのＴｉが（Ａｌ、Ｔｉ）Ｂ２、ＴｉＢ２、 ＴｉＡｌ３、ＴｉＣおよびＴｉＮの少なくとも一つとして与えられ、０．１％以 下のＴｉが（Ａｌ、Ｔｉ）Ｂ２、ＴｉＢ２およびそれらの混合物のいずれかとし て与えられる請求項１から５までのいずれか１項に記載された過共晶Ａｌ−Ｓｉ 合金の鋳造物を製造する方法。
7. ７．Ｔｉが０．０１％から０．０６％までの水準のために与えられる請求項６に 記載された過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金の鋳造物を製造する方法。
8. ８．Ｔｉが０．０２％から０．０６％で与えられる請求項７に記載された過共晶 Ａｌ−Ｓｉ合金の鋳造物を製造する方法。
9. ９．Ｔｉが０．０３％から０．０５％で与えられる請求項８に記載された過共晶 Ａｌ−Ｓｉ合金の鋳造物を製造する方法。
10. １０．Ｔｉが（Ａｌ、Ｔｉ）Ｂ２およびＴｉＢ２およびそれらの混合物の少なく とも一つとして与えられる請求項６から８までのいずれか１項に記載された過共 晶Ａｌ−Ｓｉ合金の鋳造物を製造する方法。
11. １１．ＴｉがＴｉＢ２およびＴｉＡｌ３の混合物として与えられる請求項９に記 載された過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金の鋳造物を製造する方法。
12. １２．前記ＴｉがＡｌ−ＴｉおよびＡｌ−Ｔｉ−Ｂ母合金から選ばれた合金とし て添加される請求項１から１０までのいずれか１項に記載された過共晶Ａｌ−Ｓ ｉ合金の鋳造物を製造する方法。
13. １３．前記溶湯がＳｒおよびＴｉに加えて、Ｃｕ　１．５−５．５％ Ｎｉ　１．０−３．０％ Ｍｇ　０．１−１．０％ Ｆｅ　０．１−１．０％ Ｍｎ　０．１−０．８％ Ｚｒ　０．０１−０．１％ 残部　不純物を除きＡｌから成る を含む請求項１から１２までのいずれか１項に記載された過共晶Ａｌ−Ｓ１合金 の鋳造物を製造する方法。
14. １４．前記溶湯がパーマネント・モールドで鋳造される請求項１から１３までの いずれか１項に記載された過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金の鋳造物を製造する方法。
15. １５．前記溶湯が砂型で鋳造される請求項１から１３までのいずれか１項に記載 された過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金の鋳造物を製造する方法。
16. １６．前記溶湯が、１５０ミクロン／秒未満の固相成長速度Ｒおよび固液界面に おける１５℃／ｃｍ未満の温度勾配Ｇを与える凝固条件の下で鋳造される請求項 １から１５までのいずれか１項に記載された過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金の鋳造物を製 造する方法。
17. １７．前記凝固条件が、ＲおよびＧの少なくとも一つがそれぞれ約１５ミクロン ／秒および０℃／ｃｍの値を達成するような該凝固条件である請求項１６に記載 された過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金の鋳造物を製造する方法。
18. １８．前記溶湯が、２５ミクロン／秒未満の固相成長速度Ｒおよび固液界面にお ける３．０℃／ｃｍ未満の温度勾配Ｇを与える凝固条件の下で鋳造される請求項 １４に記載された過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金の鋳造物を製造する方法。
19. １９．前記溶湯が、約１０から３０ミクロン／秒未満までの固相成長速度Ｒおよ び固液界面における約３．０℃／ｃｍ未満の温度勾配Ｇを与える凝固条件の下で 鋳造される請求項１５に記載された過共晶Ａｌ−Ｓｉ合金の鋳造物を製造する方 法。
20. ２０．１２−１５％Ｓｉを有する過共晶Ａｌ−Ｓｉ鋳造合金であって、良好な摩 耗抵抗および機械加工性、改善された疲労強度と良好な水準の環境温度および昇 温度特性を有する合金。該合金は０．１０％を超えるＳｒおよび０．００５％を 超えるＴｉを含み、さらに以下のものを含んでいる。 Ｃｕ　１．５−５．５％ Ｎｉ　１．０−３．０％ Ｍｇ　０．１−１．０％ Ｆｅ　０．１−１．０％ Ｍｎ　０．１−０．８％ Ｚｒ　０．０１−０．１％ Ｚｎ　０−３．０％ Ｓｎ　０−０．２％ Ｐｂ　０−０．２％ Ｃｒ　０−０．１％ Ｎａ　０−０．０１％ Ｂ（単体）　最大０．０５％ Ｃａ　最大０．００３％ Ｐ　最大０．００３％ その他　各々最大０．０５％ 残部　偶然な不純物を除きＡｌである そして、該合金における０．１０％を超えるＳｒ水準および０．００５％を超え るＴｉ水準とは、存在する全ての初晶Ｓｉが事実上均一に分散されるとともに事 実上偏析がなく、さらに事実上均一に分散したＳｒ金属間化合物粒子が存在する ものの小板形態での該粒子は事実上存在せず、圧倒的に共晶マトリックスを含む マイクロ組織を合金が有するような水準である。
21. ２１．Ｓｒが０．．１１％から０．４％までの水準で存在する請求項２０に記載 された過共晶Ａｌ−Ｓｉ鋳造合金。
22. ２２．Ｓｒが０．１８％から０．４％までの水準で存在する請求項２１に記載さ れた過共晶Ａｌ−Ｓｉ鋳造合金。
23. ２３．Ｓｒが０．２５％から０．３５％までの水準で存在する請求項２２に記載 された過共晶Ａｌ−Ｓｉ鋳造合金。
24. ２４．前記マイクロ組織が事実上初晶Ｓｉを免れている請求項２０から２３まで のいずれか１項に記載された過共晶Ａｌ−Ｓｉ鋳造合金。
25. ２５．前記Ｔｉが（Ａｌ、Ｔｉ）Ｂ２、ＴｉＢ２、ＴｉＡｌ３、ＴｉＣおよびＴ ｉＮの少なくとも一つとして存在し、０．１％以下のＴｉが（Ａｌ、Ｔｉ）Ｂ２ 、ＴｉＢ２およびそれらの混合物のいずれかとして与えられている請求項２０か ら２４までのいずれか１項に記載された過共晶Ａｌ−Ｓ１鋳造合金。
26. ２６．０．２５％以下のＴｉが与えられている請求項２５に記載された過共晶Ａ ｌ−Ｓｉ鋳造合金。
27. ２７．Ｔｉが０．０１％から０．０６％までの水準で存在している請求項２５ま たは請求項２６に記載された過共晶Ａｌ−Ｓｉ鋳造合金。
28. ２８．Ｔｉが０．０２％から０．０６％までの水準で存在している請求項２７に 記載された過共晶Ａｌ−Ｓｉ鋳造合金。
29. ２９．Ｔｉが０．０３％から０．０５％までの水準で存在している請求項２８に 記載された過共晶Ａｌ−Ｓｉ鋳造合金。
30. ３０．Ｔｉが（Ａｌ、Ｔｉ）Ｂ２およびＴｉＢ２およびそれらの混合物の少なく とも一つとして存在している請求項２５から２９までのいずれか１項に記載され た過共晶Ａｌ−Ｓｉ鋳造合金。
31. ３１．ＴｉがＴｉＢ２およびＴｉＡｌ３の混合物として存在している請求項２５ から２９までのいずれか１項に記載された過共晶Ａｌ−Ｓｉ鋳造合金。
32. ３２．前記合金がＳｒおよびＴｉに加えて、Ｃｕ　１．５−５．５％ Ｎｉ　１．０−３．０％ Ｍｇ　０．１−１．０％ Ｆｅ　０．１−１．０％ Ｍｎ　０．１−０．８％ Ｚｒ　０．０１−０．１％ 残部　不純物を除きＡｌから成る を含む請求項２０から３１までのいずれか１項に記載された過共晶Ａｌ−Ｓｉ鋳 造合金。