マグネシウム系合金

专利摘要:
マグネシウム系合金であって、重量で、２〜５％希土類元素（この合金は希土類元素としてランタンおよびセリウムを含有し、ランタン含量はセリウム含量よりも大きい）；０．２〜０．８％亜鉛；０〜０．１５％アルミニウム；０〜０．５％イットリウムまたはガドリニウム；０〜０．２％ジルコニウム；０〜０．３％マンガン；０〜０．１％カルシウム；０〜２５ｐｐｍベリリウムからなり、偶発的な不純物を除いて残りはマグネシウムである、マグネシウム系合金。
公开号:JP2011509350A
申请号:JP2010541658
申请日:2008-12-23
公开日:2011-03-24
发明作者:マーク イーストン；マーク ギブソン；コリーン ベテルス
申请人:キャスト シーアールシー リミテッド；
IPC主号:C22C23-06

专利说明:

[0001] 本発明は、マグネシウム系合金に関し、より具体的には、高圧鋳造法（ＨＰＤＣ）により鋳造することができるマグネシウム系合金に関する。]
背景技術

[0002] 燃料消費量を制限して大気への有害な排出物を減少させるというニーズの高まりに伴い、自動車製造業者はより低燃費の車両を開発しようとしている。車両の全体の重量を減少させることは、この目標を成し遂げるための鍵である。いずれの車両でも車両の重量に対する主要な寄与因子は、エンジンおよび伝導機構の他の構成要素である。エンジンの最も重要な構成要素は、総エンジン重量の２０〜２５％を構成するシリンダーブロックである。過去には、アルミニウム合金シリンダーブロックを導入して慣用的なねずみ鋳鉄ブロックを置き換えることによって著しい軽量化がなされ、そしてエンジン動作の間に発生する温度および応力に耐えることができるマグネシウム合金が使用されば、４０％の程度のさらなる重量減少を成し遂げることができるであろう。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までには、所望の高温機械的特性と費用効率が高い製造プロセスとを組み合わせるこのような合金の開発が必要である。]
[0003] ＨＰＤＣは、軽合金構成要素の大量生産のための非常に生産的なプロセスである。砂型鋳造および低圧／重力金型鋳造法の鋳造の完全性は一般にＨＰＤＣよりも高いが、ＨＰＤＣは、より大きい量の大量生産にとってはそれほど費用がかからない技術である。ＨＰＤＣは北米の自動車製造業者の間で高い評価を得つつあり、欧州およびアジアにおいて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主要なプロセスである。近年、高温マグネシウム合金への探索は、主にＨＰＤＣ加工経路に焦点が当てられ、いくつかの合金が開発された。ＨＰＤＣは、高生産性を成し遂げるため、従って製造のコストを低下させるための良好な選択肢であると考えられる。]
[0004] 特許文献１は、重量で、
１．５〜４．０％希土類元素（１種または複数種）、
０．３〜０．８％亜鉛、
０．０２〜０．１％アルミニウム、
４〜２５ｐｐｍベリリウム、
０〜０．２％ジルコニウム、
０〜０．３％マンガン、
０〜０．５％イットリウム、
０〜０．１％カルシウム
からなり、偶発的な不純物を除いて残りはマグネシウムであるマグネシウム系合金に関する。]
[0005] 特許文献１に係る合金は優れた高温クリープ特性を示したが、ダイカストで鋳造することがやや困難であることが判明した。本発明者らは、鋳造の間の流動性および熱間割れ抵抗性ならびに溶融合金の耐酸化性は、特許文献１に係る合金の中のランタンの割合を増加させることにより改善されるということを確認した。]
[0006] 本願明細書全体を通して、「希土類」との表現は、原子番号５７〜７１の元素、すなわちランタン（Ｌａ）からルテチウム（Ｌｕ）までのいずれか、またはこれらの元素の組み合わせを意味するものと理解されたい。]
先行技術

[0007] 国際公開第２００６／１０５５９４号パンフレット]
課題を解決するための手段

[0008] 本発明は、マグネシウム系合金であって、重量で
２〜５％希土類元素（この合金は希土類元素としてランタンおよびセリウムを含有し、ランタン含量はセリウム含量よりも大きい）；
０．２〜０．８％亜鉛；
０．０２〜０．１５％アルミニウム；
０〜０．５％イットリウムまたはガドリニウム；
０〜０．２％ジルコニウム；
０〜０．３％マンガン；
０〜０．１％カルシウム；
０〜２５ｐｐｍベリリウム
からなり、偶発的な不純物を除いて残りはマグネシウムであるマグネシウム系合金を提供する。]
図面の簡単な説明

[0009] １７７℃および９０ＭＰａの同じ条件下で試験された合金Ａ〜合金Ｆ（すべてを含む）についてのクリープ曲線の比較。
１７７℃および９０ＭＰａの引張荷重の同じ条件下で試験された合金ＧおよびＨと合金Ｘとのクリープ曲線の比較。
ａ）３つの小さいオーバーフロー（写真の左手側を参照）および３部構成の湯口（写真の右手側を参照）が付いている、可鍛性の型の部品の写真。ｂ）本発明の合金Ｈを用いて鋳造されたＨＰＤＣ部品の鋳造したままの表面の仕上がりの写真。
同じ加工条件下で部品（図２を参照）へと鋳造された本発明の（ａ）合金Ｉおよび（ｂ）合金Ｊ （ｃ）合金Ｈの内部欠陥構造の比較。
完全混合を仮定して、個々の希土類の各々の相図を使用するＧｕｌｌｉｖｅｒ−Ｓｃｈｅｉｌモデル計算に基づいた、合金ＩおよびＨについての近似的な温度 対固体分率曲線（ｆｓ）。
（ａ）合金Ｉおよび（ｂ）合金Ｈの表面の品質の比較。
１７７℃および９０ＭＰａの同じ条件下で試験された合金Ｋ〜合金Ｐ（すべてを含む）についてのクリープ曲線の比較。] 図２
[0010] 第１の態様では、本発明は、マグネシウム系合金であって、重量で
２〜５％希土類元素（この合金は希土類元素としてランタンおよびセリウムを含有し、ランタン含量はセリウム含量よりも大きい）；
０．２〜０．８％亜鉛；
０．０２〜０．１５％アルミニウム；
０〜０．５％イットリウムまたはガドリニウム；
０〜０．２％ジルコニウム；
０〜０．３％マンガン；
０〜０．１％カルシウム；
０〜２５ｐｐｍベリリウム
からなり、偶発的な不純物を除いて残りはマグネシウムであるマグネシウム系合金を提供する。]
[0011] この合金の総ランタンおよびセリウム含量は、好ましくは１．５〜３．５重量％、より好ましくは１．８〜３．０％、最も好ましくは２．０〜２．８％である。理論に結び付けられることは望まないが、このランタンおよびセリウムは、この合金の可鍛性およびクリープ強度をも改善する。ここでも理論に結び付けられることは望まないが、セリウム含量よりも大きいランタン含量はさらに、この合金の可鍛性、特にこの合金の熱間割れ抵抗性を改善する。セリウムに対するランタンのより高い比は、典型的にその合金に、より大きい延性および熱間割れに対するさらに大きい抵抗性を与える。典型的に、より高い総ランタンおよびセリウム含量は、その合金の延性の低下を伴って、その合金の耐クリープ性にとって有益である。]
[0012] 当該合金の希土類元素含量は、任意にネオジムを含有してもよく、その実施形態では、希土類元素の含量は主としてランタン、セリウムおよびネオジムである。理論に結び付けられることは望まないが、ネオジムを含むと、この合金の耐クリープ性は改善される。しかしながら、この合金のネオジム含量は、この合金の可鍛性、特にその熱間割れに対する抵抗性を改善するために減少されてもよい。存在する場合、このネオジム含量は、好ましくは当該合金の０．５〜２．０重量％、より好ましくは０．５〜１．５重量％、より好ましくは約１重量％である。]
[0013] 種々の希土類元素は、典型的には、ランタン、セリウム、任意にネオジム、少量のプラセオジム（Ｐｒ）および微量の他の希土類を含有するランタンミッシュメタルに由来する。別の実施形態では、この希土類元素は、セリウムミッシュメタルに由来し、セリウム含量よりも大きいランタン含量を提供するために純粋なランタンが一緒に用いられてもよい。低セリウム含量を必要とする合金に対しては、これらの希土類元素はランタンの市販の純度の供給源に由来してもよい。]
[0014] このネオジムは、上記のミッシュメタルのうちの１つもしくは両方、ネオジムの純粋な供給源、ジジム（ネオジムに富むネオジム−プラセオジム合金）、またはこれらのいずれかの組み合わせに由来してもよい。]
[0015] イットリウムは、含まれてもよい任意の成分である。理論に結び付けられることは望まないが、イットリウムを含むことは、溶湯保護および耐クリープ性の両方に対して有益であると考えられる。しかしながら、当該合金のイットリウム含量は、この合金の可鍛性、特にその熱間割れに対する抵抗性を改善するために減少されてもよい。存在する場合、イットリウム含量は、好ましくは０．００５重量％〜０．５重量％、より好ましくは０．０１〜０．４重量％、より好ましくは０．０５〜０．３重量％、最も好ましくは０．１〜０．２重量％である。]
[0016] これらの希土類元素が由来するランタンまたはセリウムミッシュメタルは、任意にイットリウムも含有してもよい。イットリウム含量は、このようにこれらのミッシュメタルに由来してもよい。イットリウムは、含量イットリウムの純粋な供給源、マグネシウム−イットリウム母合金、または上記ミッシュメタルを伴うかもしくは伴わないこれらのいずれかの組み合わせに由来してもよい。]
[0017] ガドリニウムは、含まれてもよい任意の成分である。理論に結び付けられることは望まないが、ガドリニウムを含むことは、溶湯の耐クリープ性および耐酸化性の両方にとって有益であると考えられる。ガドリニウム添加はイットリウム添加の代わりに行われてもよい。しかしながらこのガドリニウム添加は、イットリウム添加と組み合わせて行われてもよい。存在する場合、ガドリニウム含量は好ましくは０．００５重量％〜０．５重量％、より好ましくは０．０１〜０．４重量％、より好ましくは０．０５〜０．３重量％、最も好ましくは０．１〜０．２重量％である。]
[0018] 好ましくは、本発明に係る合金は、少なくとも９４．０％マグネシウム、より好ましくは９５〜９６％ マグネシウム、最も好ましくは約９５．３〜９５．７％ マグネシウムを含有する。]
[0019] 亜鉛含量は０．２〜０．８重量％、好ましくは０．２〜０．６％、より好ましくは約０．４％である。]
[0020] アルミニウム含量は、好ましくは０．０５〜０．１５重量％、より好ましくは０．０８〜０．１２重量％、より好ましくは約０．１重量％である。理論に結び付けられることは望まないが、本発明の合金の中にこれらの少量のアルミニウムを含むことは、当該合金のクリープ特性を改善すると考えられる。]
[0021] ベリリウム含量は０〜２５ｐｐｍである。存在する場合、このベリリウム含量は、好ましくは４〜２０ｐｐｍ、より好ましくは４〜１５ｐｐｍ、より好ましくは６〜１３ｐｐｍ、例えば８〜１２ｐｐｍであるが、イットリウムが存在する場合、ベリリウムは存在しないことが好ましい。なぜなら、イットリウムは低イットリウムレベルでベリリウムと類似の効果を有するからである。存在する場合、ベリリウムは、典型的には、Ａｌ−５％ Ｂｅ合金などのアルミニウム−ベリリウム母合金として導入されるであろう。理論に結び付けられることは望まないが、ベリリウムを含むことは、当該合金の鋳造性を改善すると考えられる。ここでも、理論に結び付けられることは望まないが、ベリリウムを含むことは、溶融合金の耐酸化性を改善する、そして特にこの合金の中の希土類元素を酸化による減少から保持することを改善するとも考えられる。]
[0022] 鉄含量の減少は、当該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成し遂げることができる。従って、本願明細書で特定されるジルコニウム含量は、残留するジルコニウム含量である。しかしながら、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ということに留意されたい。第一には、この合金の製造の際に、および第二には、鋳造に先立つこの合金の再溶融の後に、である。好ましくは、ジルコニウム含量は、満足できる除鉄を成し遂げるために必要とされる最小量であろう。典型的に、ジルコニウム含量は０．１％未満であろう。]
[0023] マンガンは当該合金の任意の成分である。存在する場合、マンガン含量は典型的に約０．１％となるであろう。]
[0024] カルシウム（Ｃａ）は、とりわけカバーガス雰囲気の制御を通した十分な溶湯保護が可能でない状況で含まれてもよい任意の成分である。これは、鋳造プロセスに閉鎖系が関与しない場合に、特に当てはまる。]
[0025] 理想的には、偶発的な不純物含量はゼロであるが、これは実質的には不可能であるということは分かるはずである。従って、この偶発的な不純物含量が０．１５％未満、より好ましくは０．１％未満、より好ましくは０．０１％未満、さらにより好ましくは０．００１％未満であるということが好ましい。]
[0026] 第２の態様では、本発明は、本発明の第１の態様に係る合金を高圧鋳造することによって製造される、内燃機関用のエンジンブロックを提供する。]
[0027] 第３の態様では、本発明は、本発明の第１の態様に係る合金から形成される自動車用伝導機構の構成要素を提供する。]
[0028] この伝導機構の構成要素は、エンジンブロックまたはエンジンの一部分、例えばカバー、油受けまたはブラケットであってもよい。]
[0029] この伝導機構の構成要素は、変速機のハウジングまたは別の変速機の構成要素であってもよい。]
[0030] 上で伝導機構に具体的に言及されるが、本発明の合金が他の高温での用途および低温での用途で使用されてもよいということに留意されたい。上でＨＰＤＣにも具体的に言及されるが、本発明の合金がチクソモールディング、チクソキャスト法（ｔｈｉｘｏｃａｓｔｉｎｇ）、金型鋳物および砂型鋳造を含めたＨＰＤＣ以外の技法によって鋳造されてもよいということに留意されたい。]
[0031] 第４の態様では、本発明は、本発明の第１の態様に係る合金から形成される物品を提供する。]
[0032] 実施例１
高Ｎｄ型ダイカスト合金は下記の組成を有する：
１．８重量％ Ｎｄ
０．７重量％ Ｃｅ
０．４重量％ Ｌａ
０．６重量％ Ｚｎ
残部 Ｍｇ。]
[0033] 底に直径１０ｍｍの穴を有するシリンダーを浸漬することにより、ＡＭカバー（ＡＭ−ｃｏｖｅｒ）として公知の商標で守られたカバーガス保護からこの合金を取り出した。２ ｌ／分の乾燥空気をこのシリンダーの頂部に導入した。このシリンダーの底面を５０ｍｍの深さまでこの溶融合金に浸漬し、この溶湯の表面の状態を観察した。]
[0034] この高Ｎｄ合金に対して、新しい溶融した表面がほとんど瞬間的に黒色に変わり、燃え立つマグネシウムの華（ｂｌｏｏｍ）がその後すぐに発生した。]
[0035] ４３％イットリウム−５７％マグネシウム母合金を介した５３ｐｐｍのイットリウムをこの溶湯に添加すると、この溶湯の酸化挙動が劇的に変化した。上記シリンダーをこの溶湯に挿入したとき、この溶湯表面は５０秒間は輝いた光沢のある状態に留まったが、その後、スポット的な燃焼が開始した。２５０ｐｐｍイットリウムの添加については、燃焼の開始に対する抵抗性も優れていた。]
[0036] 同様の効果は、イットリウムの代わりにガドリニウムをこの溶湯に添加する際にも経験される。３１０ｐｐｍのガドリニウム添加が、６０秒間のシリンダー試験においてスポット的な燃焼の開始を遅らせるためには十分であったが、この目的のためには、イットリウムほどには効率的ではない。]
[0037] 当該合金のより高ランタン型は、上記高Ｎｄ型とは異なる態様で振舞うことが観察された。以下を含有する当該合金の高Ｌａ型の酸化挙動について、試験的作業を行った：
１．６重量％ Ｌａ
０．９重量％ Ｎｄ
１．１重量％ Ｃｅ
０．６重量％ Ｚｎ
残部 Ｍｇ。]
[0038] 上述のシリンダー試験をここでも使用した。この保護雰囲気からおよび乾燥空気の中へ溶湯を取り出す際に、この合金は、４０秒後は酸化または燃焼の兆候なしに輝いた光沢のある状態に留まった。この合金は、５０〜１００ｐｐｍのイットリウムの添加を伴う当該合金の高Ｎｄ型と同様の溶湯保護挙動を有していた。当該合金のこの高Ｌａバージョンへのイットリウム添加は、溶湯保護目的のためには必要ではなかった。]
[0039] 実施例２
１０種の合金を調製し、それらの合金の化学分析を下記の表１に示す。これらの希土類元素はセリウム系ミッシュメタル（これは、セリウム、ランタンおよびいくらかのネオジムを含有していた）および元素状ランタンおよびネオジムとして添加した。イットリウムおよび亜鉛はそれらの元素状形態で添加した。ベリリウムはアルミニウム−ベリリウム母合金として添加した。アルミニウムは元素状アルミニウムを補ったかまたはベリリウムを添加しなかったこの母合金として、元素状アルミニウム単独として添加した。ジルコニウムは、ＡＭキャスト（ＡＭ−ｃａｓｔ）として公知の商標で守られたＭｇ−Ｚｒ母合金によって添加した。この合金の残部は、偶発的な不純物を除いてマグネシウムであった。これらの合金の調製全体を通して標準的な溶湯取扱い手順を使用した。]
[0040] 表１ − 調製された合金（ＮＡ：分析せず）]
[0041] 図１は、合金Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｄ、ＥおよびＦについての、１７７℃および９０ＭＰａに対するクリープ結果を示す。この一組のクリープ曲線は、組成のバリエーションが本発明の合金におけるクリープ性能に及ぼす劇的な効果を示す。対照合金（合金Ａ）は、課された試験条件下では比較的低い耐クリープ性を呈し、この試験のごく初期（＜５０時間）に三次クリープに入り、そして６００時間で試験が終了したときには１．３％クリープひずみで終了した。これは、溶湯保護のためのＡｌ／Ｂｅ添加を含有しなかった他の合金型についての以前の結果と整合した。] 図１
[0042] イットリウム（約０．０５重量％）を添加すると、クリープ応答は実質的に改善した（合金Ｂ）。合金Ａおよび合金Ｂはともにおよそ同時、それぞれ６２時間および６０時間で０．１％クリープひずみに到達したが、三次クリープの開始は、合金Ｂについての試験においてはかなり遅くまで遅れた。]
[0043] 少量のアルミニウム（約０．０３重量％）の添加が、クリープ応答において著しい改善をもたらした（合金Ｃ）。この合金は、課された試験条件下では約５００時間まで０．１％クリープひずみに到達せず、かつこの試験の終了時（６００時間）まで三次クリープに入ったようには見えなかった。さらなる量のアルミニウム（約０．０６重量％）を用いると、クリープ特性のさらなる改善が観察され（合金Ｄ）、この試験の継続期間の間０．１％クリープひずみにはまったく到達しなかった（６００時間後に０．０４％クリープひずみ）。アルミニウム含量をさらに増加させると（合金Ｅ、約０．１重量％）、耐クリープ性は下降し始めたが（約１９０時間で０．１％クリープひずみ）、これでもまだ比較的良好であると考えられた。最後に、アルミニウム含量を著しく増加させると（合金Ｆ、約０．６重量％）、この合金のクリープ応答は完全に悪化した。合金Ｆは、課された試験条件下では非常に低い耐クリープ性を有すると考えられた。これらの結果から、アルミニウムは、優れたクリープ特性を得る上で、重要なマイクロアロイング添加物であるということが確認される。]
[0044] 図２は、合金ＧおよびＨについての、１７７℃および９０ＭＰａに対するクリープ結果を示す。合金ＧおよびＨはともに、この試験の継続期間を超えたところまで三次クリープを遅らせた。図２に示すように、合金Ｈの耐クリープ性は、国際公開第２００６／１０５５９４号パンフレットに従って調製し、かつ重量で、
０．６８％亜鉛、
１．８９％ネオジム、
０．５６％セリウム、
０．３３％ランタン、
＜０．００５％イットリウム、
０．０５％アルミニウム、
＜５ｐｐｍ 鉄、
１２ｐｐｍベリリウム
の組成を有して偶発的な不純物を除いて残部はマグネシウムである合金Ｘと有利に比較される。] 図２
[0045] インストロン（Ｉｎｓｔｒｏｎ）万能試験機を使用して、空気中、２０および１７７℃でＡＳＴＭＥ８に従って引張特性を測定した。試験に先立ち、試料を１０分間温度で保持した。この試験片は、円形の断面（直径５．６ｍｍ）、および２５ｍｍのゲージ長を有していた。]
[0046] 上記合金の種々の試料についての引張試験の結果を表２に示す。]
[0047] 表２ −引張試験データ]
[0048] 合金Ｇおよび合金Ｈはともに、特に非常に良好な可鍛性を有していたということが指摘される。正常な鋳造を得ることができるための加工範囲は、これらの２つの合金については、上で言及した合金Ｘについてよりもはるかに広い。良好な鋳造の品質のためには、合金は、熱間割れに対する低い感受性、良好な型充填特性およびその型の中での流頭の交差点での欠陥の形成に対する低い感受性を必要とする。]
[0049] 可鍛性試験の型を、広い範囲の合金の可鍛性を高圧鋳造法（ＨＰＤＣ）で評価するために開発した。この型からの鋳造品を図３に示す。この型は複雑な形状を有するように設計されたため、この型を使用して良好な品質の高圧鋳造品を製造することは極めて困難であろう。図３（ａ）は、この鋳造品の右手側にある、溶融合金が通ってこの型の中へと流れる３部構成の湯口系のチャネル（当該技術分野で「湯道」として公知）を示す。「オーバーフロー」を、この鋳造品の湯道の反対側（左手側）に見ることができる。このオーバーフローおよび湯道は鋳造後に破壊される。] 図３
[0050] この可鍛性試験の型を使用して、合金Ｈの鋳造品を製造した。この合金Ｈの鋳造品の鋳造したままの表面の品質を図３（ｂ）に示す。] 図３
[0051] 実施例３
合金Ｉ、ＪおよびＨ（表１、実施例２を参照）を、上記の実施例２で触れた可鍛性試験の型を使用する高圧鋳造法によって鋳造し、この合金の可鍛性に対するランタンおよびセリウムの効果を検討した。]
[0052] 図４は、（ａ）合金Ｉ、（ｂ）合金Ｊおよび（ｃ）合金Ｈの鋳造品の同じ断面の内部欠陥構造を示す。合金Ｉ（０．６６重量％セリウム、０．３７重量％ランタン）は、鋳造後に大量の内部亀裂を有することが見出された。合金Ｊ（０．６８重量％ ランタン、０．２８重量％ セリウム）において、セリウムに対するランタンの比を１：１よりも大きくなるまで変えると、内部亀裂の量は減りこの鋳造品の全体的な品質は改善されたことを、図４（ｂ）で見ることができる。可鍛性のさらなる改善は、より大きい総ランタンおよびセリウム含量（１．７重量％ ランタン、１．１重量％ セリウム）ならびに１：１を超えるセリウムに対するランタンの比および減少したネオジム含量（合金Ｉにおける１．６２重量％ネオジムおよび合金Ｊにおける１．６９重量％と比べて０．７重量％ ネオジム）を有する合金Ｈについて見出された。合金Ｈの鋳造品については、内部亀裂はほとんど観察されなかった。合金Ｈは内部流れ欠陥の形成および熱間割れに対する良好な抵抗性を有するということは図４（ｃ）でも見ることができる。] 図４
[0053] 理論に結び付けられることは望まないが、この第２の観察に対する考えられる理由は、この合金内部での完全混合を仮定して、マグネシウムと個々の希土類元素の各々との相図を使用するＧｕｌｌｉｖｅｒ−Ｓｃｈｅｉｌモデル計算に基づいた、合金ＩおよびＨについての温度 対固体分率曲線を示す図５を参照して説明することができる。合金Ｉよりも高いランタン含量を有する合金Ｈはより短い凝固範囲を有するということを見ることができる。これは、熱間割れに対するこの合金の感受性を低下させるということが知られている。合金Ｈは、合金Ｉよりも増えた量の共晶混合物をも有する。これは、同じ温度で起こっているこれらの合金の固化の最後の部分によって証明される。合金Ｈについては、これは、合金Ｉと比べて、この合金のより大きな分率について、従ってより長期間起こる。これは、熱間割れに対する合金Ｈの感受性をさらに減少させる。熱間割れに対するこの合金の感受性を減少させるために固化特性を変えることにおいては、セリウムよりもランタンのほうがより効率的であるということが指摘される。これは、同じ総セリウムおよびランタン含量を有する合金については、共晶割合は、ランタンに富む合金を固化させる際にはより大きく、そして共晶温度もより高いからである。] 図５
[0054] ここでも理論に結び付けられることは望まないが、合金Ｉと比べて合金Ｈを使用して高圧鋳造するときのフローラインの減少もまた、合金Ｈの中の内部亀裂の減少に関与する可能性が高い。湯道からこの型への溶融合金の流れが他の湯道の流れと出会うフローラインがＨＰＤＣの間に形成される。この合金の酸化は、出合って当該鋳造品内に酸化された合金の目に見えるフローラインを形成するこれらの流れの表面上で起こる。理論に結び付けられることは望まないが、合金Ｈの中のより高いイットリウム含量がこの効果に関与しているということが考えられる。なぜならこれは、この母合金添加物からのベリリウムの回収率を改善し、またこの溶融合金からのベリリウムの酸化速度にも影響を及ぼすからである。]
[0055] 図６は、（ａ）合金Ｉおよび（ｂ）合金ＨからのＨＰＤＣ鋳造品の改善された表面の外観を説明しており、より高いランタンおよびベリリウム含量の合金（合金Ｈ）がはるかに改善された表面の外観を有する。] 図６
[0056] 実施例４
ネオジム添加の効果を検討するために、５つのさらなる合金を調製した。これらの合金は、実施例２で上に記載した手順に従って調製した。下記の表３は、これらのさらなる合金（Ｋ〜Ｐ）の化学分析を提示する。]
[0057] 表３ 調製された合金]
実施例

[0058] 図７は、合金Ｋ〜合金Ｐについての１７７℃および９０ＭＰａでのクリープ結果を示す。クリープ応答は、当該合金のネオジム含量の増加（表３を参照）とともに改善するということを図７から見ることができる。合金Ｋ、合金Ｍ、合金Ｎおよび合金Ｐは、このネオジム含量を除いてすべての他の合金化元素において、非常に類似した組成をも有する。これらの曲線は、高温用途に適したクリープ応答を得るために、この合金の中のネオジム含量は約０．５重量％よりも大きくあるべきであるということを示す。] 図７

权利要求:

請求項1
マグネシウム系合金であって、重量で、２〜５％希土類元素（前記合金は希土類元素としてランタンおよびセリウムを含有し、ランタン含量はセリウム含量よりも大きい）；０．２〜０．８％亜鉛；０〜０．１５％アルミニウム；０〜０．５％イットリウムまたはガドリニウム；０〜０．２％ジルコニウム；０〜０．３％マンガン；０〜０．１％カルシウム；０〜２５ｐｐｍベリリウムからなり、偶発的な不純物を除いて残りはマグネシウムである、マグネシウム系合金。
請求項2
前記合金中のセリウムに対するランタンの比が１：１よりも大きい、請求項１に記載のマグネシウム系合金。
請求項3
前記合金が希土類元素としてネオジムをも含有する、請求項１または請求項２に記載のマグネシウム系合金。
請求項4
前記合金の前記ランタン含量が前記ネオジム含量よりも大きい、請求項３に記載のマグネシウム系合金。
請求項5
前記合金の前記セリウム含量が前記ネオジム含量よりも大きい、請求項３または請求項４に記載のマグネシウム系合金。
請求項6
前記合金の総ランタンおよびセリウム含量が前記ネオジム含量よりも大きい、請求項３から請求項５のいずれか１項に記載のマグネシウム系合金。
請求項7
前記合金の前記ネオジム含量が、重量で０．５〜２．０％である、請求項３から請求項６のいずれか１項に記載のマグネシウム系合金。
請求項8
前記合金の前記ネオジム含量が、重量で０．５〜１．５％である、請求項３から請求項６のいずれか１項に記載のマグネシウム系合金。
請求項9
前記合金の総ランタンおよびセリウム含量が、重量で１．５〜３．５％である、請求項１から請求項８のいずれか１項に記載のマグネシウム系合金。
請求項10
前記合金の総ランタンおよびセリウム含量が、重量で１．８〜３．０％である、請求項１から請求項９のいずれか１項に記載のマグネシウム系合金。
請求項11
前記合金の総ランタンおよびセリウム含量が、重量で２．０〜２．８％である、請求項１から請求項１０のいずれか１項に記載のマグネシウム系合金。
請求項12
前記イットリウム含量が重量で０．００５〜０．５％である、請求項１から請求項１１のいずれか１項に記載のマグネシウム系合金。
請求項13
前記ガドリニウム含量が重量で０．００５〜０．５％である、請求項１から請求項１２のいずれか１項に記載のマグネシウム系合金。
請求項14
前記合金が、重量で少なくとも９４％マグネシウムからなる、請求項１から請求項１３のいずれか１項に記載のマグネシウム系合金。
請求項15
前記亜鉛含量が重量で０．２〜０．６％である、請求項１から請求項１４のいずれか１項に記載のマグネシウム系合金。
請求項16
前記アルミニウム含量が重量で０．０５〜０．１５％である、請求項１から請求項１５のいずれか１項に記載のマグネシウム系合金。
請求項17
前記ジルコニウム含量が重量で０．１％未満である、請求項１から請求項１６のいずれか１項に記載のマグネシウム系合金。
請求項18
前記ベリリウム含量が重量で８〜１２ｐｐｍである、請求項１から請求項１７のいずれか１項に記載のマグネシウム系合金。
請求項19
前記マンガン含量が重量でおよそ０．１％である、請求項１から請求項１８のいずれか１項に記載のマグネシウム系合金。
請求項20
前記合金中の前記偶発的な不純物が重量で０．１５％未満である、請求項１から請求項１９のいずれか１項に記載のマグネシウム系合金。
請求項21
請求項１から請求項２０のいずれか１項に記載の合金を高圧鋳造することにより製造される、内燃機関用のエンジンブロック。
請求項22
請求項１から請求項２０のいずれか１項に記載の合金から形成される伝導機構の構成要素。
請求項23
請求項１から請求項２０のいずれか１項に記載の合金から形成される物品。