JP2011502853A - 自動車用フロントアクスルキャリア - Google Patents

Abstract

本発明は、自動車のフロントアクスルキャリアに関する。フロントアクスルキャリアにおいて、収容部の少なくともいくつかは、棒状の連結部材を介してフレーム構造のようにフロントアクスルキャリアに一体化されることによって、一方では、車両自体の材料およびこれに伴う重量ならびに燃料が削減され、他方では、それによって輸送費や緩衝される質量も減らすことができる。ほとんど材料のない区画を区切っている棒状の連結部材は、車体の運動性にマイナスの影響を及ぼすことなく、必要な剛性を生じさせるように作用する。その意味で、棒状の連結部材は棒状の補強部材とも呼ばれることができる。

Description

（発明の分野）
本発明は、請求項１の前提部に従う自動車用フロントアクスルキャリアに関する。

そのようなキャリアは、組立後においては、台、枠組み、または支持枠組みとも呼ばれるものになる。支持アセンブリが、車両構造の事前組立のユニットまたはモジュールとして与えられると、例えば、車両の車体および／または長手キャリアが強化される。

請求項１の前提部に従うフロントアクスルキャリアは、例えば、同一出願人によるＷＯ２００７／０３１０６０Ａ１に開示されている。

この従来技術を前提とする本発明の課題は、冒頭に述べた種類のフロントアクスルキャリアを重量とコストとの観点からさらに最適化し、フロントアクスルキャリアの最適化が車体の運動性にマイナスの影響を及ぼさないようにすることである。

さらに本発明の課題は、フロントアクスルキャリアに作用する大きな静的および動的な力を受容するために、特に横方向に改善された剛性を有している、冒頭に述べた種類のフロントアクスルキャリアを提供することにある。さらに、このようなフロントアクスルキャリアは、特に大きい曲げ剛性とねじり剛性とで構成されていることが望ましい。

本発明のさらに別の課題は、特に高い強度を有しており、特にその連結個所もしくは接続個所または収容部もしくは切欠きにおいても、大きな長期荷重に耐えることができるフロントアクスルキャリアを提供することにある。

さらに別の課題は、走行動作時に発生するばねの力またはダンパの力、および引張衝撃と圧縮衝撃とを最適に受容し、または支持する、冒頭に述べた種類のフロントアクスルキャリアを提供することにある。

さらに本発明の課題は、組立、ボディ荷重、快適性、剛性などの要求事項の理由から、ボディ構造に直接取り付けられるのではない、車体および／または駆動装置に属するできるだけ多くの部品を受容する、冒頭に述べた種類のフロントアクスルキャリアを提供することにある。特に、このような部品のモジュールとしての事前組立や事前調整または調節を特に簡単に可能にし、こうしてボディ構造に特に簡易に取り付けることができる、当分野に属するフロントアクスルキャリアが提供されることが望ましい。特に、このような部品の保守整備、補修、組立、取外しも容易になることが望ましい。さらに、自動車内において少ない設計スペースしか必要としない、冒頭に述べた種類のフロントアクスルキャリアが提供されることが望ましい。

本発明の別の課題は、騒音や振動の伝達、特に各アセンブリの振動の伝達がより良く減衰される、当分野に属するフロントアクスルキャリアを提供することにある。さらに、固有振動数に関わる要求事項を満たしていることが望ましい。さらに、衝突が発生した場合に最適化された挙動を示すフロントアクスルキャリアが提供されることが望ましい。

上述の課題は、冒頭に述べた種類のフロントアクスルキャリアにおいて、請求項１の特徴部の構成要件によって解決される。本発明の変形例と好ましい実施形態は、その他の請求項に記載されている。

収容部の少なくともいくつかは、棒状の連結部材を介してフレーム構造のようにフロントアクスルキャリアに一体化されることによって、一方では、車両自体の材料およびこれに伴う重量ならびに燃料が削減され、他方では、それによって輸送費や緩衝される質量も減らすことができる。

ほとんど材料のない区画を区切っている棒状の連結部材は、車体の運動性にマイナスの影響を及ぼすことなく、必要な剛性を生じさせるように作用する。その意味で、棒状の連結部材は棒状の補強部材とも呼ばれることができる。

本発明の枠内において、収容部という用語を使うときは、それによって切欠きも含まれるものとする。

本発明の変形例は、２つの、好ましくは４つの、特に好ましくは６つの、さらに特に好ましくは８つの、さらに特に好ましくは１０の収容部が、棒状の連結部材を介してフレーム構造のようにフロントアクスルキャリアに一体化されており、好ましくは直接的に互いに連結されることが意図される。

それによって重量を一層削減できるという利点があり、フロントアクスルキャリアの必要な剛性が維持される。このような種類の実施形態により、可能な限り少ない材料使用量によって最適な強度値を具体化することができる。

各々のホイールガイド部材の支承のための走行方向後側の収容部は、走行方向後側の軸受をホイールガイド部材によって取り囲むように保持するために、少なくとも近似的に車両長手軸に対して垂直に間隔を置く収容部材を有していることが意図されることが好ましく、好ましくは各々の収容部材は少なくとも１つの、好ましくは少なくとも２つの棒状の連結部材を介してフロントアクスルキャリアに一体化されている。このような種類の材料の少ない収容部は、フロントアクスルキャリアへの必要な一体化にマイナスの影響を及ぼすことなく役割を果たす。

少なくとも１つの、好ましくは各々の収容部材は棒状の連結部材を介して、車両構造部にフロントアクスルキャリアを固定する取付手段のための第１の収容部と連結されていることが好ましい。

本発明の好ましい実施形態は、少なくとも１つが、収容部材が棒状の連結部材を介して、各々のホイールガイド部材の支承のための走行方向前側にある収容部と連結されていることを意図しており、棒状の連結部材は好ましくは近似的に車両長手方向に延びている。

各々のホイールガイド部材の支承のための走行方向前側の収容部は、走行方向前側の軸受をホイールガイド部材でＵ字型に取り囲むように保持するために、少なくとも近似的に車両長手軸で間隔を置く２つの収容部材を有していることが意図されることが好都合である。

フロントアクスルキャリアは、各々のホイールガイド部材の支承のための走行方向前側の収容部の間に、横方向の少なくとも１つの補強部材を好ましくは水平方向に配置された面状部材の形態で有していることが好ましい。

このような種類の補強部材は、前述した収容部に横方向に作用する力を受容する。さらに、補強部材が面状に構成されていることによって、前述した収容部の走行方向前側の収容部材の剛性が可能な限り少ない材料使用量で向上される。さらに、このような種類の補強部材は、特にモータやトランスミッションのような他のアセンブリをフロントアクスルキャリアに密着して位置決めすることができるように配置され得る。このようにして、一層少ない設計スペースしか必要とされなくなる。

水平方向に配置された面状部材は、平らに構成されていることが好ましい。面状部材の走行方向を向く縁部は、追加的または代替的に、半長円状の湾入部を有することができる。

さらに、水平方向に配置された面状部材は収容部材に設けられた穴よりも下方の平面に配置されることが意図される。

特にモータやトランスミッションのようなアセンブリは、車両内の少ない設計スペースしか必要ないように、フロントアクスルキャリアに非常に密接に位置決めすることができる。

走行方向後側のフロントアクスルキャリアの端部を形成する、車両構造部へのフロントアクスルキャリアの取付けのための第１の収容部が設けられているのが好ましい。

走行方向前側の収容部のすぐ近傍の領域にブラケットに一体化された状態で配置された、車両構造部へのフロントアクスルキャリアの取付けのための第２の収容部が設けられていることが好ましい。

フロントアクスルキャリアは、ペンドラムサポートの支承のための収容部に少なくとも部分的に接合され、走行方向と反対方向に拡張する、近似的に中央にある平坦な補強部材を有していることが好ましい。

このような種類の実施形態により、できる限り少ない材料使用量によって最適な強度値を具体化することができ、このような種類の実施形態は特に垂直方向の振動を防止する。

平坦な補強部材は、少なくとも部分的に補強リブで区切られていることが好ましい。

さらに、平坦な補強部材は、走行方向と反対の後側の縁部に向かって、下面が中空に構成されてＶ字型の断面を有する一種の***部を形成していることが意図される。

このような種類の実施形態により、できる限り少ない材料使用量によって最適な強度値を具体化することができる。

平坦な補強部材は走行方向と反対の後側の縁部に、少なくともいくつかの、好ましくは複数の棒状の連結部材が集合する結節点を有していることが好ましい。

本発明の好ましい実施形態は、車両構造部へのフロントアクスルキャリアの取付けのための第１の収容部が、少なくとも１つの棒状の連結部材を介して平坦な補強部材と連結されていることを意図している。

さらに、平坦な補強部材には少なくとも１つの補強リブが設けられており、この補強リブは好ましくは車両長手方向に少なくとも部分的に、平坦な補強部材の後側の縁部とペンドラムサポートの支承のための収容部との間に配置されていることが好ましい。

フロントアクスルキャリアは、軽金属で、好ましくはアルミニウム合金で製作されていることが好ましい。さらに、アルミニウム鋳造法によって、好ましくは重力金型鋳造法によってコンポーネントが製作されていると好ましい場合がある。

好ましい実施形態は、フロントアクスルキャリアを平面図で見たときに棒状の連結部材によって区切られる区画の面積が、フロントアクスルキャリアを平面図で見たときに貫通していないフロントアクスルキャリアの面積よりも広くなっており、少なくとも、フロントアクスルキャリアを平面図で見たときに貫通していない補強部材の面積よりも広くなっていることを意図している。

さらに、フロントアクスルキャリアはステアリングギヤの取付けのために２つの収容部だけを有していると好ましい。

変形例によると、ステアリングギヤの取付けのための収容部および／またはスタビライザの取付けのための収容部は、ウェブを介して棒状の連結部材に連結されていることが意図される。

コントロールアームまたは三角アームのような２つのホイールガイド部材のそれぞれ１つを旋回支承する軸受個所のための車両長手方向に互いに間隔を置くそれぞれ２つの収容部と、事前組立されたアセンブリを含む事前製作されたユニットとしてのフロントアクスルキャリアを車両構造部に取り付けるための収容部とが設けられており、さらに、次に掲げる収容部、すなわち、
−ステアリングギヤの取付け、
−スタビライザの取付け、
−ペンドラムサポートの取付け、
のための収容部のうち少なくともいくつかが設けられており、フロントアクスルキャリアが、これらの収容部と一体的な、かつこれらの収容部を相互に連結するコンポーネントとして製作されている、自動車のフロントアクスルキャリアにおいて、車体の運動性にマイナスの影響を及ぼすことなく、貫通部および／または片側が開いた空洞部の形態の重量を削減する切欠きがフロントアクスルキャリアに残るように、収容部が相互に連結されることが意図されることが好ましい。

さらに、収容部のうち少なくともいくつかは、少なくとも部分的に棒状および／または面状の連結部材を介してフロントアクスルキャリアに一体化されており、および／または相互に連結されていることが意図される。

さらに、収容部のうち少なくともいくつかは、少なくとも部分的に開いた断面形状の連結部材を介して、特に実質的にＴ字型、Ｕ字型、Ｖ字型、Ｌ字型、Ｘ字型、Ｙ字型、Ｓ字型、Ｚ字型、および／または二重Ｔ字型の断面をもつ連結部材を介して一体化されており、および／または相互に連結されていることが意図される。

さらに、開いた断面形状の連結部材が様々に異なる方向を向いており、好ましくは水平方向または垂直方向を向いていることが意図される。

開いた断面形状の連結部材のいくつかの脚部は、補強リブとして設計されることが意図されることが好都合である。

連結部材が追加の補強リブ、補強ベルト、補強ビード、補強***、補強ウェブ、および／または補強貫通部を有していると特に好ましい。

各々のホイールガイド部材を支承するための走行方向後側の収容部は、走行方向後側の軸受をホイールガイド部材によって取り囲むように保持するために、少なくとも近似的に車両長手軸に対して垂直方向に間隔を置く収容部材を有していることが好ましく、この収容部材は、Ｕ字型のリンクプレートを介して相互に連結されるとともにフロントアクスルキャリアに一体化されている。

さらに、リンクプレートは、少なくとも部分的に、好ましくはその外面に、補強をする縁部を有していることが意図される。

リンクプレートは、少なくとも１つの連結部材を介して、フロントアクスルキャリアを車両構造部に固定する取付手段のための第１の収容部と連結されることを意図されることが好都合である。

さらに、リンクプレートは、第１の収容部と連結されており、ならびに第１の収容部は、ただ１つの棒状または開いた断面形状の連結部材を介して相互に連結されており、開いた断面形状の連結部材は、好ましくはＵ字型の断面を有していることが意図される。

さらに、第１の収容部を相互に連結する連結部材に、好ましくは走行方向と反対を向く側に、排ガス設備を固定する取付手段のための少なくとも１つの、好ましくは２つの収容部が設けられていることが意図される。

さらに、排ガス設備を固定する取付手段のための収容部、および／または第１の収容部は、Ｕ字型の連結部材の脚部のうちの１つによって形成される、走行方向反対を向く側壁の内部および／または表面に一体化されており、および／または該側壁に接合された平坦な補強リップの表面および／または内部に一体化されていることが意図される。

第１の収容部を相互に連結する連結部材は、走行方向に、および／または走行方向と反対向きに、その下面に実質的に水平方向に配置された平坦な補強リップを有していることが意図されるのが特に好ましい。

収容部、リンクプレート、および／または第１の収容部を連結する異形断面の連結部材の内部に補強リブが設けられており、この補強リブは、好ましくは直線状またはジグザグ状に一方の側壁から他方の側壁まで通じており、および／または、好ましくは一方の側壁の内部および／または表面に配置された収容部から対向する側壁まで、好ましくは斜め位置で、および／または好ましくはそれぞれ反対向きに通じていることが意図されるのが好ましい。

さらに、収容部材を連結するリンクプレートは、連結部材を介して、ステアリングギヤの取付けのために走行方向に配置された収容部と連結されていることが意図される。

さらに、ステアリングギヤの取付けのための収容部は、好ましくは少なくとも部分的に棒状の連結部材を介して、車両構造部へのフロントアクスルキャリアの取付けのために走行方向に配置された第２の収容部と連結されており、さらに、この第２の収容部は、好ましくはブラケットに一体化された状態で各々のホイールガイド部材を支承する走行方向前側の収容部と直接的に連結されていることが意図される。

ステアリングギヤの取付けのための収容部を第２の収容部またはブラケットと連結する連結部材には、スタビライザの取付けのための収容部のうちの１つが連結されることが意図されることが好ましい。

さらに、各々のホイールガイド部材を支承する走行方向前側の収容部は、走行方向前側の軸受をホイールガイド部材によってＵ字型に取り囲むように保持するために、少なくとも近似的に車両長手軸に間隔を置く２つの収容部材を有しており、一方の収容部材は、好ましくは収容部のブラケットに直接的に接合されており、他方の収容部材は、収容部材を有していないほうの端部において好ましくはブラケットに接合されたＬ字型のリンクプレートの短い脚部の内部に一体化されていることが意図される。

リンクプレートは、少なくとも部分的に、好ましくはその外面に、補強をする縁部を有していることが好ましい。

変形例は、ブラケットが片側または両側に刻設された切欠きを有していることを意図している。

ブラケットは、貫通する切欠きを有していることが好ましい。

本発明の好ましい実施形態は、切欠きの内部にはスタビライザの取付けのための収容部が設けられており、この収容部は、貫通する空洞部の場合にあっては、好ましくはウェブを介してブラケットの内壁に接合されており、または貫通しない空洞部の場合にあっては、残りの面に一体化されるとともに、好ましくはブラケットの内壁に直接配置されており、および／または好ましくは少なくとも１つの補強リブを備えた状態でブラケットの１つまたは複数の内壁もしくは、補強面と連結されていることを意図している。

フロントアクスルキャリアがブラケットを連結する補強部材を横方向に有しており、この補強部材の内部または表面にペンドラムサポートの支承のための収容部が配置されていると好都合である。

さらに、補強部材は、棒状に構成されていることが意図される。

補強部材は、開いた断面形状で、特に実質的にＴ字型、Ｕ字型、Ｖ字型、またはＬ字型の断面を備えるように構成されていることが好ましく、補強部材のエッジと縁部は、少なくとも部分的に補強されていることが好ましい。補強部材は、ペンドラムサポートの支承のための収容部の領域に少なくとも１つの、好ましくは２つの、すなわち収容部の各々の側でこれと連結された補強をする斜面を有していることが好ましく、この斜面は、補強部材の実質的に水平方向に配置された部分面から走行方向と反対向きに下方に向かって降下していることが好ましい。

変形例は、補強部材には走行方向の側および／または走行方向と反対の側に、水平方向に配置された１つまたは複数の平坦な補強リップが配置されていることを意図している。

水平方向に配置された補強リップは、平坦に構成されていることが意図されることが好ましい。

水平方向に配置された補強リップは、収容部材に設けられた穴よりも下方の平面に配置されることが意図されていることが好都合である。

さらに、ステアリングギヤの取付けのための収容部のうちの１つは、好ましくは棒状の連結部材を介して、補強部材と連結されていることが意図される。

さらに、車両構造部へのフロントアクスルキャリアの取付けのための第１の収容部は、フロントアクスルキャリアの後側端部を形成することが意図される。

さらに、ペンドラムサポートの支承のための収容部は第１の収容部のうちの１つの方向に延びる連結部材を有しており、第１の収容部と直接的または間接的に連結されていることが意図される。

さらに、ペンドラムサポートの支承のための収容部は、連結部材を介してステアリングギヤの取付けのための収容部のうちの１つと連結されていることが意図される。

補強部材は、ブラケットに通じる端部に結節点を有していることが好ましく、少なくともいくつかの、好ましくは複数の、好ましくは棒状の連結部材がこの結節点に集合している。

さらに、フロントアクスルキャリアは軽金属で製作されており、好ましくはアルミニウム合金で製作されていることが意図される。

コンポーネントは、軽金属鋳造法によって、好ましくはアルミニウム鋳造法によって、特に好ましくは重力金型鋳造法によって製作されることが意図されることが好ましい。

さらに、フロントアクスルキャリアを平面図で見たときに連結部材によって区切られる切欠きの面積は、フロントアクスルキャリアを平面図で見たときに貫通していないフロントアクスルキャリアの面積よりも広いことが意図される。

本発明の変形例では、フロントアクスルキャリアはステアリングギヤの取付けのための２つの収容部を有していることが意図される。

ステアリングギヤの取付けのための収容部および／またはスタビライザの取付けのための収容部は、ウェブを介して棒状の連結部材に連結されることが意図されることが好ましい。

本発明によるフロントアクスルキャリアは、国際公開第２００７／０２５５２８Ａ２号パンフレットに開示されているような鋳造合金でできていることが好ましい。この明示的な参照指示によって、同文献の開示内容を本出願の対象物に属するものとして本明細書に援用する。

フロントアクスルキャリアは、次に掲げる合金成分、すなわち、
Ｓｉ： ２．５〜３．３、好ましくは２．７〜３．１重量％
Ｍｇ： ０．２〜０．７、好ましくは０．３〜０．６重量％
Ｆｅ： ＜０．１８、好ましくは０．０５〜０．１６重量％
Ｍｎ： ＜０．５、好ましくは０．０５〜０．４重量％
Ｔｉ： ＜０．１、好ましくは０．０１〜０．０８重量％
Ｓｒ： ＜０．０３、好ましくは０．０１〜０．０３重量％
その他： ＜０．１重量％
のうちの少なくとも５つと、別の合金成分として合金の強度を向上させる量の追加のＣｒとを含み、Ａｌとそれぞれ補い合って１００重量％をなす、Ａｌ鋳造合金でできていることが好ましい。

フロントアクスルキャリアは、次に掲げる合金成分、すなわち、
Ｓｉ： ２．５〜３．３、好ましくは２．７〜３．１重量％
Ｍｇ： ０．２〜０．７、好ましくは０．３〜０．６重量％
Ｆｅ： ＜０．１８、好ましくは０．０５〜０．１６重量％
Ｍｎ： ＜０．５、好ましくは０．０５〜０．４重量％
Ｔｉ： ＜０．１、好ましくは０．０１〜０．０８重量％
Ｓｒ： ＜０．０３、好ましくは０．０１〜０．０３重量％
Ｃｒ： ０．３〜１．３、好ましくは０．４〜１．０、特に好ましくは０．５〜０．８重量％
その他： ＜０．１重量％
のうちの少なくとも５つを含み、Ａｌとそれぞれ補い合って１００重量％をなす、Ａｌ鋳造合金でできていることが好ましい。

このようなＡｌ鋳造合金は、従来技術に比べて強度、靭性、延性が高い。

上述したオーダーでの好ましいＣｒの添加は、すでに鋳造状態のときに、ただし、特に赤熱処理の後に、および場合によっては焼き戻し法の後に特徴をあらわす機械的特性の有意な改善につながる。

特に、このようなクロム添加によって、すでに鋳造状態で起こる望ましくない鉄分析出を、望ましい態様へと移行させることができることが判明している。

このようにして、特にホイールガイドのコンポーネントのための車体用の用途について、全体的に高い機械的特性値が得られる。

本発明による合金は、当業者には一般に知られているように、たとえばＰｂ、Ｎｉ、Ｚｎなどのような製造上の不純物を含むことができる。

本発明の好ましい実施形態は、ＣｕＮｉが同時の添加によって別の合金成分として追加的に含まれることを意図している。単独の銅添加またはニッケル添加だけでは、機械的特性の有意な改善につながらないことが判明している。しかし、銅とニッケルの同時の添加によって、特に車体外部の領域において温度負荷を受けるコンポーネント用として、合金の用途の新たな可能性が開かれる。

本発明による合金は、公知のＡｌ鋳造合金に比べて改善された強度・歪み比率を有している。

本発明による鋳造合金からの、特に自動車の車体部品の材料、コンポーネント、または部品の製造方法としては、永久鋳型鋳造法が基本的に適している。高い負荷を受ける材料、コンポーネント、または部品の非常に優れた機械的特性に基づいて、重力金型鋳造や低圧鋳造法が製造方法として特に適している。背圧鋳造法（ＣＰＣ法）が特に好適であることが判明している。

さらに、合金が結晶粒微細化されていると好ましい場合がある。そのために、いわゆる結晶粒微細化剤が合金に添加される。結晶粒微細化は溶湯処理であり、ここで「結晶粒微細化」という用語は、異物の核の投入と分散とによって引き起こされる、溶湯中の核数の人工的な増加を意味している。それにより、特に改善された押湯容量による改善された押湯能力、改善された鋳型充填性と流動性、多孔質発生や熱間亀裂傾向の低下、それによって高まる延性、鋳造合金の改善された表面性質などが実現される。

上述した利点を実現するために、または一層発展させるために、鋳造されたコンポーネントが特に次のパラメータで熱処理されると好ましい：
赤熱処理 ４９０〜５４０℃で１〜１０時間
焼き戻し １５０〜２００℃で１〜１０時間
または、少なからぬ用途について、例えば、Ｔ４、Ｔ５、または０として一般に知られているように、１段階の焼き戻し処理だけを実施することが好ましい場合もある。

鋳造品の強度向上は、好ましくは、空気に当てて徐々に冷却する代わりに、まだ高温の鋳造品を水中で焼入れすることによって実現することができる。

本発明による合金からなるコンポーネントが有するすでに述べた利点に加えて、さらに、合金成分ＣｕおよびＺｎが用いられないことに起因して耐食性が明瞭に高くなる。例えば、ＳＥ金属のような高価な合金添加物が使用されずに、通常の溶湯処理が適用されて、循環路を分割するための特別なコストを必要としないので、製品が比較的安価になる。同様にコスト上の理由から、Ａｇは合金成分として使用されないことが好ましい。

また、好ましい鋳造可能性において好ましい強度・歪み比率が生じる。この鋳造可能性は、一方では、引け巣として知られる大きな欠陥のない鋳造品を可能にし、また他方では、破断伸びを小さくさせる内部の溝の数ができる限り少なく抑えられるような形で、ミクロ構造にプラスの影響が及ぼされる。

本発明に基づいてＣｒが存在すれば、鋳型充填性も同様に改善される。

次に、図面に示されている実施例を参照しながら本発明について説明する。

図１は、本発明によるフロントアクスルキャリアの第１実施例を上方から見た外観図であって、Ａ）は若干影のついた図面によって、Ｂ）は線図によって示す。 図２は、本発明による図１のフロントアクスルキャリアの第２実施例を上方から見た外観図であって、Ａ）は若干影のついた図面によって、Ｂ）は線図によって示す。

図１および図２に示す自動車のフロントアクスルキャリア１０は、ここには図示されない２つのコントロールアームのそれぞれ１つを旋回支承する軸受個所のために、車両長手方向Ｆに互いに間隔を置く２つの収容部１２、１４をそれぞれ含んでいる。さらに、車両構造部へのフロントアクスルキャリア１０の取付けのために、２つの第１の収容部１６および２つの第２の収容部１８がそれぞれ設けられている。

さらに各々のフロントアクスルキャリア１０は、ここには図示されないペンドラムサポートの支承のための収容部２４と、ここには図示しないスタビライザの取付けのための４つの収容部２２とを有している。

さらに図１に示すフロントアクスルキャリア１０は、ここには図示されないステアリングギヤの取付けのための２つの収容部２０を有しており、それに対して図２に示すフロントアクスルキャリア１０については、ここには図示されないステアリングギヤの取付けのための２つの収容部２０だけで十分であるという利点がある。

そして本発明によると、収容部１２、１６、２０および２２のうち少なくともいくつかは棒状の連結部材２６を介してフレーム構造のようにフロントアクスルキャリア１０に一体化されている。

各々のコントロールアームの支承のための走行方向ＦＲ後側の収容部１２は、ここには図示されないコントロールアームによって走行方向ＦＲ後側の軸受を取り囲むように保持するために、少なくとも近似的に車両長手軸Ｆに対して垂直方向に間隔を置く収容部材１２ａおよび１２ｂを有している。収容部１２のこのような種類の実施形態が好ましいが、本発明はこの収容部１２の実施形態に限定されるものではない。重要なことは、これ以外の構成を有する収容部であっても、棒状の連結部材によってフロントアクスルキャリアに一体化することが可能であることである。

各々のコントロールアームの支承のための走行方向ＦＲ前側の収容部１４は、ここには図示されないコントロールアームによって走行方向ＦＲ前側の軸受をＵ字型に取り囲むように保持するために、少なくとも近似的に車両長手方向Ｆに対して垂直方向に間隔を置く２つの収容部材１４ａおよび１４ｂを有している。

フロントアクスルキャリア１０は、各々のコントロールアームの支承のための走行方向ＦＲ前側の収容部１４の間に、横方向の少なくとも１つの補強部材を、水平方向に配置された平坦な面状部材２８の形態で有しており、この面状部材は、収容部材１４ａおよび１４ｂに設けられた穴３２よりも下方の平面に配置されるとともに、走行方向ＦＲを向くその縁部は、半長円状の湾入部３０を有している。

さらにフロントアクスルキャリア１０は、走行方向ＦＲ前側の収容部１４またはこれに接合されたブラケット３４の間に、横方向に、本例では垂直方向に屹立する追加の補強リブ５０を有しており、この補強リブは、水平方向に配置された平坦な面状部材２８へと移行している。

上述したブラケット３４には、車両構造部へのフロントアクスルキャリア１０の取付けのための第２の収容部１８がそれぞれ設けられている。

さらにフロントアクスルキャリア１０は、ペンドラムサポートの支承のための収容部２４に少なくとも部分的に接合され、走行方向ＦＲと反対向きに拡張する、近似的に中央にある平坦な補強部材３６を有しており、この補強部材は、少なくとも部分的に補強リップ３８によって区切られている。平坦な補強部材３６は、走行方向ＦＲと反対向きの後側の縁部に向かって、下面が中空で、断面がＶ字型に構成された一種の***部４０を形成している。

さらに平坦な補強部材３６には少なくとも１つの補強リブ４４が設けられており、この補強リブは、車両長手方向Ｆに少なくとも部分的に、平坦な補強部材３６の後側縁部とペンドラムサポートの支承のための収容部２４との間に配置されている
そして、収容部材１２ａおよび１２ｂの各々は、２つの棒状の連結部材２６を介して、フロントアクスルキャリア１０に一体化されている。これとは異なり、図２の収容部材１２ａは、３つの棒状の連結部材２６を有している。

しかしながら、図１および図２に示す両方の態様においては、収容部材１２ａは棒状の連結部材２６を介して、走行方向ＦＲ前側の収容部１４またはこれに接合されたブラケット３４と連結されており、棒状の連結部材２６は、近似的に車両長手方向Ｆに延びていることが好ましい。

車両構造部へのフロントアクスルキャリア１０の取付けのための第１の収容部１６は、図１および図２に示す実施例においてそれぞれ異なる位置に配置されており、それによって棒状の連結部材２６も、特にステアリングギヤの取付けおよびスタビライザの取付けのための収容部２０および２２に対して、それぞれ異なる連結個所を有している。

図２に示す実施例では、平坦な補強部材３６は、走行方向ＦＲと反対向きの後側の縁部の個所に、複数の棒状の連結部材２６が集合する結節点４２を有している。

図１に示す実施例は、ステアリングギヤの取付けのための収容部２０および／またはスタビライザの取付けのための収容部２２が、ウェブ４８を介して棒状の連結部材２６に連結されてもよいことを示している。

（符号の説明）
（これは、発明の詳細な説明の一部である）
１０ フロントアクスルキャリア
１２ ホイールガイド部材の支承のための後側の収容部
１２ａ 軸受収容部材
１２ｂ 軸受収容部材
１４ ホイールガイド部材の支承のための前側の収容部
１４ａ 軸受収容部材
１４ｂ 軸受収容部材
１６ 車両構造部へのフロントアクスルキャリアの取付けのための第１の収容部
１８ 車両構造部へのフロントアクスルキャリアの取付けのための第２の収容部
２０ ステアリングギヤの取付けのための収容部
２２ スタビライザの取付けのための収容部
２４ ペンドラムサポートの支承のための収容部
２６ 棒状の連結部材
２８ 面上部材
３０ 湾入部
３２ 穴
３４ ブラケット
３６ 平坦な補強部材
３８ 補強リブ
４０ ***部
４２ 結節点
４４ 補強リブ
４６ 区画
４８ ウェブ
５０ 補強リブ
Ｆ 車両長手方向／車両長手軸
ＦＲ 走行方向

本発明の変形例および実施形態が以下に開示される。この開示内容は、後に公開された学位請求論文「車体用途用の永久鋳型鋳造法における高強度のアルミニウム鋳造のための合金開発」（Ａｎｄｒｅａｓ Ｇ．Ｒ．Ｈｅｎｎｉｎｇｓ、ＲＷＴＨ Ａａｃｈｅｎ ＧｉｅＢｅｒｅｉ−Ｉｎｓｔｉｔｕｔ、Ｆｏｒｓｃｈｕｎｇ，Ｅｎｔｗｉｃｋｌｕｎｇ，Ｅｒｇｅｂｎｉｓｓｅ，Ｂａｎｄ５６）にも記載されている。優先権を根拠づけるドイツ特許出願第１０２００７０５３１５９号明細書に対応するこの学位請求論文の開示内容を、この明示的な参照指示をもって、本出願の対象物に属するものとして本明細書において援用する。

０．１ 序章と動機付け
自動車と下部構造の中のアルミニウム
快適さ、保安とＴｒｅｉｂｓｔｏｆｆｍｉｎｉの絶えず登っている要請 − ｍｉｅｒｕｎｇは、これまでにより強い革新−圧の下に、自動車製造業者を置きます。 車両−重量の縮小は、燃料を保存するためにきわめて重要です。 現代の姿勢の後、これはより高い前もって作られたパート統合とｅａｓｉｌｙ−ｃｏｎｓｔｒｕｃｔｉｏｎ−ｍａｔｅｒｉａｌｓのようなアルミニウムとマグネシウムの使用だけを通して車で整うことです。 推進力のような同時要求によるばねのない多数のための減量と快適さの必要性は来ます下部構造で補強しますためにで、車輪−リーダーシップの重みが基本的にそうであることは最大のＡｃｈｓｌａｓｔと推進力キャリー［Ｖ． Ｂｅｒｋｅｆｅｌｄほかが、１９９４です］によって確定しました。 注がれたｅａｓｉｌｙ−ｍｅｔａｌ−ｃｏｎｓｔｒｕｃｔｉｏｎｓは、Ｇｅｗｉｃｈｔｓｅｉｎｓｐａｒｕｎｇｅｎのために自動車メーカーと供給元の声明によると、Ｆｅ−Ｇｕｓｓまたは鋼−鍛冶工場プレハブ方式の部分の反対側に２５パーセントと３５パーセントの間に下部構造で可能性を提供します［Ｍ．量ほかは、２００５です； Ｐ． 帽子−人、Ｓ．ライム１９９８； Ｋ． Ｈｅｅ、Ｆ． Ｓ ｆｆｇｅ １９９８； Ｈ． フリードリヒ２００２］。 汗構造と対照的に、溶接する［Ｅ．ニューワース２００５］とき、全てのプレハブ方式の部分の材料と構造−構造ユニフォームはしばしば起こっている緊張−裂け目と構造−変化なしでアルミニウム鋳造物で利用できます。 アルＧｕｓｓの使用のためのさらに動かす力のある力は、反対側の鋳造物が加わって、創り出した高いプレハブ方式の部分と機能−統合においてあります。構造申し込み。

研究の動機づけとねらい
高さを要求されたＦａｈｒｗｅｒｋｓｔｅｉｌｅｎによる優れた機械の特性に基づいて、特にＳｃｈｗｅｒｋｒａｆｔ−ＫｏｋｉｌｌｅｎｇｕｓｓとＮｉｅｄｅｒｄｒｕｃｋ−Ｋｏｋｉｌｌｅｎｇ ｕｓｓは、生産手順として適当です。 もう一つの利点は、実質的に無制限の形成−の自由から成ります。 Ｋｏｋｉｌｌｅｎｇｉｅで、ｖｅｒｆａｈｒｅｎは彼ら自身極端な壁厚−違いによる肝要な−建設−方法［Ｅ．ニューワース２００５］とＶｅｒｒｉｐｐｕｎｇｅｎとねじ山のような複雑な内部の輪郭の休暇が生産する部品を前もって作りました。 下部構造プレハブ方式の部分を形作ることの特定の要請のため、ｕｎｔｅｒｅｕｔｅｋｔｉｓｃｈｅ ＡＩは、最大の機械の特性とＧｉｅの間の妥協として、伝統的にｂａｒｋｅｉｔを持ちます − そのようなアプリケーションのために７と１２重量部（ＡｌＳｉ−システム）の間で、Ｓｉ−Ｇｅｈａｌｔで合金の中を押し分けて通りました。 Ｓｃｈｗｅｒｋｒａｆｔ−Ｋｏｋｉｌｌｅｎｇｕｓｓに、合金はしばしばＡＩＳｉＨＭｇになります。そして、Ｎｉｅｄｅｒｄｒｕｃｋ−Ｋｏｋｉｌｌｅｎｇｕｓｓで合金ＡＩＳｉ７Ｍｇに置かれます。

最後の年の間に、現在のＧｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎは最適化されて、Ｓｏｎｄｅｒｇｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎ（Ｚのような）を開発します。 Ｂ． Ｓｑｕｅｅｚｅのような他の圧力に後援されたＧｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎだけでなくＮｉｅｄｅｒｄｒｕｃｋ−Ｇｅｇｅｎｄｒｕｃｋ−Ｇｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎ（ＣＰＣ−Ｖｅｒｆａｈｒｅｎ） − 鋳造物とＧｉｅ ｓｃｈｍｉｅｄｅｎ（Ｃｏｂａｐｒｅｓｓ）。 また、より強いプロセス−侵入でなった、そして、 − 数のシミュレーションの動きとＡｎａｌｙｔｉｋの新しい方法の改善は、可能にします。 さらに、純度は合金、彼女／それ／それらの上塗り冶金のプロセス−リーダーシップと良質な規制によって改善されました。 利益は、特に切られたアルミニウム合金の新しい手続きの上でから、これまで、しかし、発展で不十分にこれらの革新にとられるだけです。 現在のＬｅｉｃｈｍｅｔａｌｌｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎの使用可能性が絶えず上る要請のため、制限されてしかし現れるので、ｄｕｋｔｉｌｅｒｅはそうしなければなりませんより強い、将来のアプリケーションについてはよりタフな、そして、発達したアルミニウム合金です。

この仕事（それ）（下部構造プレハブ方式の部分の将来の要請に従う）を狙いを定めるまた、現代の方法の利用の下の産業の大きい−シリーズ−手順で経済高い固体アルミニウム鋳造用合金を下書きする品質プロフィールがもう一つの現代のＡＩＧｕｓｓｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎ．を考える合金−発展 発展は産業のＤａｕｅｒｆｏｒｍｇｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎでテストして、特徴づけます。

０．２ 下部構造のためのアルミニウム−鋳造物プレハブ方式の部分の要請
下部構造−アプリケーションのためのアルミニウム−鋳造物プレハブ方式の部分は、高い固さ、高いブレークを延ばすことと腐食−恒久性のような特性を通して、すべてより上に彼ら自身を識別しなければなりません。 下部構造のＡＩＧｕｓｓｔｅｉｌｅ（たとえば注がれた下部構造−ブラケット（フォルクスワーゲンＰＱ ２４）のＡＩＳｉＨＭｇによるＳｃｈｗｅｒｋｒａｆｔ−Ｋｏｋｉｌｌｅｎｇｕｓｓの１つのために）の典型的要請は、以下の通りです：
・２７０のＭＰａの上に抗張力Ｒｍ、そして、
・７パーセント以上の１８０枚のＭＰａ．ブレークを延ばしているＡ５の上にＳｔｒｅｃｋｇｒｅｎｚｅ Ｒｐ０，２。ビジネス固さ：
・ １０６のロード変化の７０のＭＰａ。良い腐食−恒久性。

低圧−抵抗−成形のすでに紹介の持ち出された手順に従って生じられる車輪−運搬人とスイングキャンプのようなより強く要求された構成要素Ｓｑｕｅｅｚｅ−ＣａｓｔｉｎｇまたはＣｏｂａｐｒｅｓｓのためで、人はＲｍにまでＫｅｎｎｗｅｒｔｅを尋ねます ＞ ３００ＭＰａ、Ｒｐ０，２ ＞ ２４０ＭＰａ、Ａ５ ＞ ７パーセント。

描写された前もって作られたパート特性について、より遠い登っている要請は、アルＫｏｋｉｌｌｅｎｇｕｓｓｂａｕｔｅｉｌｅで予想されることになっています。 仕事は、かなりより非常に機械の前もって作られたパート特性（特にＳｔｒｅｃｋｇｒｅｎｚｅ）の停止への期間−形を投げている適用のために、したがって、ＡＩＢａｓｉｓｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎの開発を目指します。 革新的なＡＩＬｅｇｉｅｒｕｎｇの賛成に努力された目標は、これらの要請から生じます：
・最大のＳｔｒｅｃｋｇｒｅｎｚｅは、７パーセントから上記のアルＫｎｅｔｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎ．ブレークを延ばしているＡ５で志向します。まわりにＥＭｏｄｕｌ。７０のＧＰａ１．良い腐食と温度−恒久性。期間−図−鋳造物でよいＧｉｅ ｅｉｇｅｎｓｃｈａｆｔｅｎ。再生可能な品質（プロセス−保安）とＰｒ ｆｂａｒｋｅｉｔ．安い経費と合金の簡単な入手可能性。

０．３ 高い固体のＡＩＧｕｓｓｌｅｇｉｅｒｕｎｇの発展に対する戦略
展開される合金−システムの選択への基本的な評価への、確立したアルＫｎｅｔｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎとアルＧｕｓｓｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎの凝視は、最初は入ります。第０．２節で定められるパラメータの彼女／それ／それらの特性の判断。 第１に、評価は腐食−恒久性と合金の安価な入手可能性のような一般的な基準に従って起こります。

１ Ｇｅｗ．−％以上の銅内容によるＡＩＬｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎは、彼女／それ／それらの腐食−感染性のため、下部構造で不適当です。 ＡＩＳｉ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎに、銅内容は、面積で１ Ｇｅｗ．−％までそうすることができます − そして、より高い温度は合併します − ｋｅｉｔｓｓｔｅｉｇｅｒｎｄはあって、期間−図−鋳造物［Ｓ．バルテス２００３］で、許容できるＧｉｅ ｅｉｇｅｎｓｃｈａｆｔｅｎ（Ｗａｒｍｓｉｓｓｉｇｓａｎｆ ｌｌｉｇｋｅｉｔ）を所有します。 したがって、井戸が考えて、銅内容は１の下で開発される合金のためのＧｅｗ．−％になります。

原価面は銀を含むＡＩＬｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎを除外してリードします、しかし、それは突き出ている固さ−特性を示します。 合金からＡｌｕｍｉｎｉｕｍ−Ｌｉｔｈｉｕｍ−Ｂａｓｉｓまで、原価理由のために、そして、彼女／それ／それらの問題の処理可能性のため、予知されもすることになっています。 彼らが少量における処理意図に入れられないならば、それは希土酸化物（ＲＥ）に適用できる同上です。 井戸、アル−Ｚｎ−マグネシウムの合金−グループとアルが禁止して、 − マグネシウム−Ｓｉ。 Ｅｒｓｔｅｒｅは高い腐食と予測できないもろいブレークに傾けられます。そして、それを除外−基準は下部構造−アプリケーションのために意味します。 ＡＩＭｇＳｉ．合金は明らかに優れた腐食−恒久性［ＶＡＷ−ＩＭＣＯ ２００４］（彼女／それ／それらの固さ）を所有します、そして、しかし、処理特性はＡＩＳｉ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎのそれらの下にあります。

このＥｉｎｇｒｅｎｚｕｎｇｅｎのため、すでに確立したシステムアルＳｉは、この仕事の焦点のもう一つの合金−開発を要求します。 下のシステム − ＡＩＳｉ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎがそうであるｅｕｔｅｋｔｉｓｃｈｅｒは、７つのＧｅｗ．−％のＳｉによる合金のための鋳造アプリケーションの考慮で、そして、より、すべてこみで探検します。 より高いシリコンのＦｅｓｔｉｇｕｎｇｓｓｔｅｉｇｅｒｎｄｅ合金−構成要素と影響 − 含有量 − マグネシウムまたはＣｕＺｕｌｅｇｉｅｒｕｎｇは、ｐｒｏｃｅｄｕｒｅ−ｂｅｉｎｇ−ｒｉｖｅｒｓと同様に知られています。 Ｆｅ−ｈａｌｔｉｇｅｎ ｉｎｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｓｃｈｅｎ段階の影響とｇｉｅ ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｉｓｃｈｅ特性に関するＳｉ−Ｇｅｈａｌｔｅｓの影響のために、予備選挙の形態のような要因を制限するための同上は、有効なおよびｅｌｅｋｔｉｓｃｈｅｒ段階です。 ＡＩＳｉ−Ｇｕｓｓｗｅｒｋｓｔｏｆｆｅｎの腐食−作用は、主にシリコン含有量［Ａ． Ｂｊｏｒｇｕｍほかが、２００５です］から独立しています。 ＡＩＳｉ−Ｂａｓｉｓの上の合金−発展のもう一つの好ましい出発点は、広範囲なものに基づいて、これに接した経験が合金−システムを確立するために完全に新しいもののためにされるよりすぐにキャスティング−顧客−市場で合金技術的な新しい情勢のために受理を材料集めるということです。

一般に、ｇｉｅ ｔｅｃｈｎｉｓｃｈｅｎ処理には不適当であるように、シリコン内容によるＡＩＳｉ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎは、彼女／それ／それらの凝結−形態学に基づいて７ Ｇｅｗ．−％未満で価値があります、そして、したがって、ＤＩＮ−ＥＮ １７０６の後、でない標準化します。 彼らがかなりより悪いＧｉｅ ｅｉｇｅｎｓｃｈａｆｔｅｎとＡＩＳｉ７Ｍｇより劣った固さを示す時から、Ｓｉ−Ｇｅｈａｌｔ（ＡＩＳｉ．Ｍｇ）がそうであった５ Ｇｅｗ．−％による合金は１９８６年の標準からキャンセルしました。 低いＳｉ−ＧｅｈａｌｔｅｎによるＡＩＳｉ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎは、現在のＡＩＳｉ−Ｇｕｓｓｗｅｒｋｓｔｏｆｆｅの品質傾向を意味するために彼女／それ／それらの凝結−形態学とｇｉｅ ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｉｓｃｈｅｎ特性で基礎研究で孤立するだけで調べられました［Ｗ．パターソン、Ｈ．の火１９６０； Ｗ． パターソン、Ｓ．エングラー１９６１； Ｓ． エングラー、Ｌ．ハインリッヒは、１９７３です； Ｓ． エングラー、Ｒ． Ｅｌｌｅｒｂｒｏｋ １９７５； Ｓ． エングラー、Ｇ． Ｓｃｈｌｅｉｔｉｎｇ １９７８］。 これらの出版物は、この研究プロジェクトでＡＩＳｉ−Ｇｕｓｓｗｅｒｋｓｔｏｆｆｅｎの結んでいる合金−開発の強い根拠を意味します。

新顔、また、より裸の支持ｖｅｒｇｉｅを低圧ｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ−ｍｏｌｄｉｎｇすることのような部分的に圧力に後援されたＧｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎは、ひどくｔｅｎｄｅｎｃｉａｌｌｙに使用の合金をつくります。 数のシミュレーションの使用は、より良い理解に可能な限りのキャスティングパートの凝結−操縦をします。 型の解釈への．Ｆａｕｓｔｒｅｇｅｌｎ」は、主に、数のシミュレーションの使用以来旧式であると考えられています。 柔軟なプレハブ方式のパート対応する解釈は、楽にされるだけです。

より正確なヒータと冷たさシステムだけでなく姿勢に関する形（処分への新しいＫｏｋｉｌｌｅｎｗｅｒｋｓｔｏｆｆｅとしてのも）。 中で、上塗り−ビジネスも、使用資材として使われて改善される理由材料です。 精練所−合意の方法、そして、 − 処置も、改善されました。 これらの上昇を伴って、処分（それのより狭い寛容性−域はより良いキャスティング品質で余地があります）についてのインストールオートメーション、オンライン−ｘ−光線−試験または断層撮影のようなプロセス−の統制の新しい方法は、立っています。 この背景の前に、それは意味ありげに低いＳｉ−ＧｅｈａｌｔｅｎでＡＩＳｉ−ＬｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎのＶｅｒｇｉｅ ｂａｒｋｅｉｔの上に前の意見を疑うように見えます。

ちょっと、広範囲な合金−発展のための材料技術的なＡｎｋｎ ｐｆｕｎｇｓｐｕｎｋｔは、更なる要素のＺｕｌｅｇｉｅｒｅｎを通してのシリコン含有量の低下のそばのＡｕｓｈ ｒｔｕｎｇのメカニズムで、段階−影響の狙いを定めました。 ベアリングの側面に位置することは与えます、熱力学Ｍｏｄｅｌｌｉｅｒｕｎｇと考慮と比べて、ｍｅｔａｌｌｋｕｎｄｌｉｃｈｅｒは他の鋳造用合金（ＡＩＳｉ７Ｍｇ）（上のようにアルＫｎｅｔｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎからすべて）の凝視の基礎を形成します。

０．４ 合金−発展の方法論
組織的合金−発展は、詳細なテストシリーズで主に、他の材料−グループと広い実験的なテストに関して認めたｗｅｒｋｓｔｏｆｆｋｕｎｄｌｉｃｈｅｒの移動において、過去に場所現象をとりました。 この経験的な活動は、明らかに広範囲なデータベースの長所を持ってきます、開発時間に対する高い費用と、しかし、ゴール主要な開発を通してのブラインドパフォーマンスでないことの不利を持ちます。

より多くの効率は合金−発展を約束します。そして、その平行自体が構造と欠陥−特徴描写支持物への工業プロセス高さを分解しているＡｎａｌｙｔｉｋと用途で本当のプレハブ方式の部分で研究所で原則プレハブ方式の部分の必要な実験に更なるです。 将来のあるｋｎｏｗ−ｗａｓが基礎を形成されて、合金−発展は、現在まだ熱力学Ｍｏｄｅｌｌｉｅｒｕｎｇ（材料（サーモカルク、ＤＩＣＴＲＡ）の動力学で考慮中の）と高くつくｓｉｍｕｌａｔｉｖｅｎ Ｇｅｆ ｇｅｍｏｄｅｌｌｉｅｒｕｎｇを用いることによりますます起こります（Ｚ）。 Ｂ． ＭＩＣＲＥＳＳ［Ａ． Ｂ ｈｒｉｇ−Ｐｏｌａｃｚｅｋほかが、２００５です］の使用。 図０．１は、図式的にこの職場でＡＩＬｅｇｉｅｒｕｎｇｓｅｎｔｗｉｃｋｌｕｎｇに使われるツールを持ち出します。 合金−発展の詳細は、以下のもので受け入れられます。

図０．１は以下を示します： ｄｒｅｉｇｌｉｅｄｒｉｇｅｎが発展回の合金−発展の減少に起こって時間的に対応する方法論とそのときに使われるツール。

０．５ 合金−発展の過程
合金−開発ｕｎｄｅｒ−ｉｓは、彼女／それ／それらのサブセクションのための開発時間の減少と平行して部分的に尽きる３つの広範囲な仕事パッケージ（テーブル０．１）で分かれました：
・Ａ： 予備試験と潜在的評価。
・Ｂ： 研究所−試験と発展。
・Ｃ： ゴール−合金の製造工場−テストと最適化。

仕事パッケージＡはＤａｕｅｒｆｏｒｍｇｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎのために高い固体アルミニウム合金の発展のために時間的に効果的な潜在的評価に間に合います。そして、ＡＩＳｉ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎのシリコン含有量の縮小に基づきます。 出かけて、３つのＧｅｗ．−％のＳｉが、キャスティング状態の機械の特性に対する影響の上の最初の情報について、そして、熱処理の後、達するために、減るまで、Ｓｉ−ＧｅｈａｌｔはＺｕｇｓｔを形作ることでＡＩＳｉ７Ｍｇから組織的に山になります。 Ｓｉ−ａｒｍｅｎ ＡＩＳｉで更なるものになります − ＣＰＣ−Ｖｅｒｆａｈｒｅｎの合金Ｐｒｏｂｅａｂｇ ｓｓｅ（圧力に後援されたＧｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎ（実行される）で一般的なＧｉｅ ｂａｒｋｅｉｔ Ｓｉ−武装者ＡＩＬｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎの上に主要な印象を得なさいという命令の）。 さらに、譲渡できることは産業的に製造されたキャスティング一部で、Ｚｕｇｓｔａｂで特性によって前もって作られたパート特性がないか調べられます。 無視されて、まだパッケージでは、Ａは．Ｔｈｅｒｍｏｄｙｎａｍｉｓｃｈｅ Ｍｏｄｅｌｌｉｅｒｕｎｇのままです」。 したがって、試み−ベースは経験的です、そして、熱処理−パラメータはゴールを指向してまだ選ばれません。

Ｂが研究所−標準で作品を続けるために判決を下されて、さらに体系化する仕事パッケージ。 調べられるＡＩＳｉ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｓｓｐｅｋｔｒｕｍは、アルＫｎｅｔｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎ（１つのＧｅｗ．−％のＳｉ）にまで、これに広がります。 第１に、流れ−特性とＳｉ−Ｅｉｎｆｌｕｓｓは、機械の特性に関して決定されなければなりません。 さらなる試み−パラメータが選ばれる（０，６と１つのＧｅｗ．−％）より高いマグネシウム−Ｇｅｈａｌｔｅ、そして、で鉄の含有量の包含と要素のインタラクションで直視します。 作品は、マグネシウム含有量の最適化としての熱力学Ｍｏｄｅｌｌｉｅｒｕｎｇを用いて、そして、熱処置時間的な平行の端−条件の規制に支えられます。

続けることは、Ｃｕの影響になります − １ Ｇｅｗ．−％未満の内容は、上向きました。

表０．１： Ｂ４がとる仕事処置の合金−発展反終わりの試み−計画はＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６を合金に特有の処理ウインドウ（要素−境界）に置きます。そして、流行のもののためのＫｏｎｚｅｎｔｒｉｅｒｕｎｇはこれのフレームワークです。そして、仕事は再び合金を開発しました。 時間的にあとに続いている仕事パッケージＣに関する業務で、Ｂを分けるために、論理的に属する実験だけが場所（Ｎｉのような更なる合金−構成要素の影響）にＣｕを持っていく、そして、Ｎｉがまた、ｗａｒｍｌｙ−ｓｏｌｉｄｉｔｙの面の下の仕事パッケージＢ５の中の調べられたＣｒである時から。
仕事パッケージＣでは、産業のＧｉｅ ｐｒｏｚｅｓｓで実地試験することは、起こります。 製造工場をテストすることの間、革新的な合金の最適プロセス−ウインドウは、それぞれのＧｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎで実行可能性と寛容性−域を尊重して、機械の特性のｅｒｚｉｅｌｂａｒｅｒの彼女／それ／それらの化学仕様と同様に開かれます。 合金−仕様の定義と比べて、また、ＫｏｒｎｆｅｉｎｕｎｇｓｍｉｔｔｅｌｎとＳｒ−Ｖｅｒｅｄｅｌｕｎｇの使用は、調べられます。 仕事部Ｃの構成要素は、ＡＩＳｉ３Ｍｇです圧力を形作る際にさらにゴール−合金をテストする。 この仕事時期の終わりに、合金−発展は、再び発達した鋳造用合金がＳｃｈｗｅｒｋｒａｆｔ−ＫｏｋｉｌｌｅｎｇｉｅエヌとＮｉｅｄｅｒｄｒｕｃｋ−Ｇｅｇｅｎｄｒｕｃｋ−Ｇｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎで申し込みための彼女／それ／それらの有望な品質プロファイルに基づいて原則として活動中であると考えられているほど遠くに、前に大股で歩きました。 仕事の終結より新しい合金の品質改善への広い道は、Ｃｒ、ＮｉとＣｕＮｉのＺｕｌｅｇｉｅｒｅｎによるテストされたＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６です。 クロムの追加はＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６の固さと延ばすこともう一つの改善を引き起こすことがありえます、そして、ｗａｒｍｌｙ−ｓｏｌｉｄｉｔｙは銅とニッケルの合金−追加によって改善されることができます。

０．６ Ｇｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎ、原則−ジオメトリ、プレハブ方式の部品Ｇｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎ
合金は、最初は、Ｚｕｇｓｔ山（．Ｆｒａｎｚ ｓｉｓｃｈｅ Ｋｏｋｉｌｌｅ」画像０．２と図０．３）を形作ることへの、そして、ＲＷＴＨアーヘンの製造工場−学会の原則−ジオメトリの正規のｇｉｅ ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｉｓｃｈｅｒへの特性（Ｚ）になります。 Ｂ． ｖｅｒｆａｈｒｅｎが調べるＳｃｈｗｅｒｋｒａｆｔ−Ｋｏｋｉｌｌｅｎｇｉｅにおいて、．Ｇｉｅ ｓｐｉｒａｌｅ」は０．４を描きます。 予備試験で、それがこれの結果を吸ったようです。フランツｓｉｓｃｈｅｎ Ｋｏｋｉｌｌｅ」は、これのこれよりよく吸いました。本当のＫｏｋｉｌｌｅｎｇｕｓｓｂａｕｔｅｉｌｅの延びている特性によるディーツ−Ｋｏｋｉｌｌｅ」は、相関します。 ．ＲｅａｌｂａｕｔｅｉｌｅｎでＡｂｇ ｓｓｅｎからに基づいてさらになられる選ばれた合金」（低圧−抵抗のだけでなくＳｃｈｗｅｒｋｒａｆｔ−Ｋｏｋｉｌｌｅｎｇｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎ（ＰＱ ２４）の産業のシリーズ−生産の） − ＫＳＭ Ｃａｓｔｉｎｇｓ社、Ｋｌｏｔｈ−Ｓｅｎｋｉｎｇ金属−製造工場、ヒルデスハイムのＧｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎ（ＣＰＣ）（ＰＱ ４６）（生じられて、その後分析的に製造工場−学会と評価される）。 主要なアプリケーション−ケースでは、Ｋａｌｔｋａｍｍｅｒ−Ｄｒｕｃｋｇｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎ（．Ｓｔｕｆｅｎｐｒｏｂｅ」）が、発達した合金のために可能な限りの最も重要なＤａｕｅｒｆｏｒｍｇｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎのために収益に特有の境界をするために使われます。

合金とＲｕｎｄｚｕｇｐｒｏｂｅｎの機械の特性の問合せがなるＳｃｈｗｅｒｋｒａｆｔ−Ｋｏｋｉｌｌｅｎｇｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎ ＺｕｒのＲｕｎｄｚｕｇｐｒｏｂｅｎは、ＤＩＮ ５０１２５（Ｂ１０）の後、彼女／それで彼女／それ／それらの仕様を吸います。フランツｓｉｓｃｈｅｎ Ｋｏｋｉｌｌｅ」（図０．２と図０．３）は、流れ出ました。 産業のプロセスへの実験からのＫｅｎｎｗｅｒｔｅｎの良い譲渡できることが．Ｆｒａｎｚ ｓｉｓｃｈｅｎ Ｋｏｋｉｌｌｅで確かめる機能プレハブ方式の部分から比較の評価は、．Ｄｉｅｔｚ−Ｋｏｋｉｌｌｅに起こります」、そして、テスト」。 ｍｅｃｈａｎｉの調査のそばに − ｓｃｈｅｎ特性（Ｒｍ）； Ｒｐ０，２； Ａ５、これらのテストが、ｍｅｔａｌｌｏｇｒａｐｈｉｓｃｈｅｎカットのＡｎｆｅｒｔｉｇｕｎｇを通して、また、構造−特徴描写のために使われます。 Ｚｕｇｓｔは、そうです熱処理状態で調べられなければなりません、可能性があるテスト−遅れを打ち消すためにそう熱処理だけの後のＡｎｓｃｈｎｉｔｔｓとＳｐｅｉｓｅｒｓの除去を場所に必要とします。

Ｃがそうである仕事パッケージの圧力塑造（ステップ−プレート）のＦｌａｃｈｚｕｇｐｒｏｂｅｎは、Ｄｒｕｃｋｇｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎのために発達した合金ＡＩＳｉ３Ｍｇに彼女／それ／それらの適合性がないか調べました。 これらの実験において、合金は圧力を形作ることによるプロセス−バリエーションの下のテストされたＧｉｅ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒと強調です。 ステップ−プレートのテスト−ジオメトリは、圧力を形作る際に、ｇｉｅ ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｉｓｃｈｅｎ特性の評価の可能性を提供します。
Ｂ ｈｌｅｒ ６３０の冷たい−部屋−圧力−キャスタの上でなられるステップ−プレート − ＲＷＴＨアーヘンの製造工場−学会の生産されたＳＣ。 ツールは、２つの垂直図半分から合成です。 これらは、モジュラ出発を原則−ジオメトリから可能にする各々のケースとステップ−ジオメトリ（図０．５）の実際のツール−使用において図フレームワークから成ります。 異なる壁−強さのテスト−ジオメトリは、そのときに可動図半分によって描写されます； 広げられたおよびＧｉｅ ｌａｕｆが固体の状態−ハーフにあります。そして、それはＧｉｅ ｋａｍｍｅｒを拾います（図０．６）。

図０．２は以下を示します： ツーピースのフランツｓｉｓｃｈｅ Ｋｏｋｉｌｌｅ画像０．３は、以下を示します： キャスティングにおいて、広げられて、よりｐｅｉｓｅｒな図０．４による注がれた．Ｆｒａｎｚ ｓｉｅｒｔｅｒ Ｚｕｇｓｔａｂ」は、以下を示します： 再び設計されたＧｉｅ ｓｐｉｒａｌｅｎのスケッチは、見受けられます − Ｋｏｋｉｌｌｅ。 上の図半分（左）は、Ｃｏｌｄ−ボックス−ｇｅｂｕｎｄｅｎｅｍから、鋳造法では雇用対象者のために、始めの砂、換気穿孔と熱を含みます − 冷たさ運河。 低い図半分（右）は、Ｈｅｉｚ−Ｋ ｈｌｋａｎ ｌｅ．の螺旋ジオメトリと順序を表します。 螺旋幾何学に沿った模様は、ｃｍ−Ｂｅｍａドイツ工業規格と一致します。

図０．５は以下を示します： ステップ−テストの圧力の型の動かせる一つと正しく固体の状態−半分は、左側に見受けられます。 原則−ジオメトリは、ツール−フレームワークで適用される図使用によって描写されます。

図０．６は以下を示します： スケッチは３つの異なる壁−強さ（５、４、３ｍｍ）が広げられたものによりあるステップ−テスト、Ｇｉｅ ｌａｕｆと形の横の超過人員−豆の原則−ジオメトリを表します。ステップ−プレートはＤＩＮ Ａ４Ｇｒ ｅを持っています。
ｇｉｅ ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｉｓｃｈｅｎと機械の特性に対する壁厚−影響が圧力を形作る際にかなりであるので、異なる前もって作られたパート−壁−強さのＦｌａｃｈｚｕｇｐｒｏｂｅｎの後の生産はステップ−プレートからあとに続きます。 始まるステップ−プレートは、３つの異なる壁−強さ（５、４、３ｍｍ）を形作る可能性を提供します。 抗張力、Ｓｔｒｅｃｋｇｒｅｎｚｅとブレーク延びることは、Ｚｕｇｖｅｒｓｕｃｈｅｎを調査します。

流れ−長は合金のＦｌｉｅ ｖｅｒｍ父系氏族の規制を調査します、なぜならば、ある合金はＧｉｅ ｓｐｉｒａｌｅを調べました。 ここ、中古のＧｉｅ ｓｐｉｒａｌｅは、規則的な油−サイクルを通して調節されている再び設計されたＳｔａｈｌｋｏｋｉｌｌｅ（図０．４）です。 前の実験の反対側に、Ｇｉｅ ｓｐｉｒａｌｅのＢｅｆ ｌｌｕｎｇは、結果のより良い再生可能な岬を達成するために、操作者−腕による試み−順序の更なる革新より実行されます。

Ｆｏｒｍ−ｆｉｌｌｉｎｇ−ｆｏｒｔｕｎｅｓは、Ｆｏｒｍｆ ｌｌｕｎｇｓｖｅｒｍ父系氏族（ＦＦＶ）の吸い込み調査になります彼ら／彼女／それＺｕｒ．。Ｂｏｌｚｅｎｐｒｏｂｅ」用途（図０．７）。 革新がまた、満たされるので、オートメーション化したレードル−投薬量以上以前の試験の反対側に試み−建設においてこんなに試験してください。 この研究プロジェクトでは、ボルト−テストが、ＡＩＳｉ３Ｍｇの合金−バリエーションの影響を証明するために使われます。 ＦＦＶは、Ｋｏｒｎｆｅｉｎｕｎｇｓｍｉｔｔｅｌのための含有量の依存で、そして、ｍｅｔａｌｌｏｓｔａｔｉｓｃｈｅｎ圧力高さの依存で決定されます。 これらの結果が、ｇｉｅ ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｉｓｃｈｅｎ特性の評価のために、Ｓｃｈｗｅｒｋｒａｆｔ−Ｋｏｋｉｌｌｅｎｇｕｓｓで使われます。 明らかにより高い作品がここの図充填材を圧迫する時から、ボルト−テストの結果はＣＰＣ−Ｖｅｒｆａｈｒｅｎのような圧力に後援されたＤａｕｅｒｆｏｒｍｇｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎでＦＦＶの規制に転換可能でありません。 したがって、合金はかなり改善された図−充填材−財産をここで示します。

Ｇｉｅ労働のプレ発達の後の本当のプレハブ方式の部分としての下部構造−ブラケットＰＱ ２４と車輪−運搬人ＰＱ ４６は、下部構造−ブラケットＰＱ２４と車輪−運搬人ＰＱ４６を形作ることで本当のプレハブ方式の部分の彼女／それ／それらの考えられるアプリケーションでこの仕事ＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６で開発される合金のテストされた選ばれた合金−バリエーションです。
図０．７は以下を示します： ．ＢｏｌｚｅｎｐｒｏｂｅのＫｏｋｉｌｌｅｎｇｅｏｍｅｔｒｉｅ」は、鋳造用合金［Ｓ．エングラー、Ｒ． Ｅｌｌｅｒｂｒｏｋ １９７５］のＦｏｒｍｆ ｌｌｕｎｇｖｅｒｍ父系氏族（ＦＦＶ）の規制にスケッチされます。

図０．８は以下を示します： 処理された状態のＰＱ２４−Ｆａｈｒｗｅｒｋｓｋｏｎｓｏｌｅ。

図０．９は以下を示します： より高い境界で、ＰＱ４６−Ｒａｄｔｒゲル、彼／それはＧｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎです、食べているＡｎｇｕｓｓの小さなｄｉｍｅｎｓｉｏｎｉｅｒｔｅはフォルクスワーゲンＩＮＣの紛れもない下部構造−ブラケットＰＱ２４（ＶＷポロ、スコダＦａｂｉａ、アウディＡ２）です。図の上で見受けられて、０．８個はＳｃｈｗｅｒｋｒａｆｔ−Ｋｏｋｉｌｌｅｎｇｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎで製造されます。 論評するために、仕事パッケージＡのプレ試験の重要な結果がそうで、その製造はＡＩＳｉ３−Ｓｃｈｍｅｌｚｅｎの悪いＧｉｅ ｅｉｇｅｎｓｃｈａｆｔｅｎ（流れ−運命）を基礎とした完璧な鋳造物からの７００°Ｃより深い温度で可能でありません。 試みの間のＧｉｅ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒは、多くても７５０°Ｃに達します。 それは、影響を決定する使用された試験のパート作業です広めますキャスティング部分の特性に関する冷水の中で休みです。

フォルクスワーゲンＩＮＣの車輪−運搬人ＰＱ４６（ＶＷ Ｐａｓｓａｔ、スコダＳ ｐｅｒｂ）。図の中で見受けられて、０．９個はＦａのＮｉｅｄｅｒｄｒｕｃｋ−Ｇｅｇｅｎｄｒｕｃｋ−Ｇｉｅ ａｎｌａｇｅの上に、ＡＩＳｉ３Ｍｇの合金−バリエーションで、仕事のフレームワークに注ぎ込まれます。ＣＰＣ。

０．７ 熱力学Ｍｏｄｅｌｌｉｅｒｕｎｇ
研究のフレームワークで使われるｔｈｅｒｍｏｄｙｎａｍｉのツール − ｓｃｈｅｎ Ｍｏｄｅｌｌｉｅｒｕｎｇは、Ｗｉｎｄｏｗｓ（登録商標）［Ｔｈｅｒｍｏ−Ｃａｌｃ ２００６］に基づいているプログラムサーモ−Ｃａｌｃ−クラシックＴＣＣと彼のａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎ−ｆｒｉｅｎｄｌｉｅｒ版ＴＣＷです。 プログラムは、熱力学バランス状況（徐冷）の下の合金から、そして、Ｓｃｈｅｉｌの後のアンバランスでそれ、段階、彼女／それ／それらの形成−体温と可能な限りの段階−株式を儲けます − ガリヴァー（決めるために）。 Ｄａｕｅｒｆｏｒｍｇｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎの高いＡｂｋ ｈｌｒａｔｅｎに基づいて、合金はＭｏｄｅｌｌｉｅｒｕｎｇｅｎがＳｃｈｅｉｌの後、実行される熱力学アンバランスで、彼らの中で固まります。 アルミニウムとｅａｓｉｌｙ−ｍｅｔａｌ−ｍａｔｅｒｉａｌｓのためのＡＩＳｉ−ＢａｓｉｓｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎによってＭｏｄｅｌｌｉｅｒｕｎｇｅｎのために使われるこれらの試験のデータ基礎は、データが基礎を形成する．Ｌｉｇｈｔ Ａｌｌｏｙｓ Ｄａｔａｂａｓｅ ｖ２．１ですＣＯＳＴ２ １９９８／２００３」。

はっきりと、サーモ−Ｃａｌｃは、新生の段階の評価によるこの仕事の行動と創始される合金の鋳造組織の彼女／それ／それらの株式に入れられます。 それで、最大の内容は、たとえば、マグネシウムと新生のマグネシウム−ｈａｌｔｉｇｅのようなＡＩＳｉ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎで構成要素を進めている段階のために、固さで測定されることができます。 Ｃｒ（Ｃｕ）のＺｕｌｅｇｉｅｒｅｎのために同じで、ＣｕとＮｉだけでなくＮｉは有効です。 また、合金−要素がどの範囲でＦｅ−ｈａｌｔｉｇｅか他のチョウザメ−段階を最小にするために制限されなければならないかは、決定されることができます。 さらに、熱処理の温度−パラメータを最適化するために、段階の計算された形成−温度のサーモ−Ｃａｌｃによって、近くに引き出されます。 ＡＩＳｉ３ＭｇＯ．６ＣｒＯ，３のために、例は図０．１０を示します。 小さな段階−株式の、または、ｉｎｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｓｃｈｅ段階のような起こっている段階の狭い領域の結果は、より正確に疑うために、あります。 それは、ｍｅｔａｌｌｏｇｒａｐｈｉｓｃｈｅｎで典型的なケースで、広範囲なＭｏｄｅｌｌｉｅｒｕｎｇｅｎを開始する前に、それ自体で段階−割当−計算の結果を比較することが切るよう勧めます。 また、商業データベース−モジュールＣＯＳＴ２は、まだ瞬間的でありません、外へ新生の段階の熱力学Ｍｏｄｅｌｌｉｅｒｕｎｇの上に、できる合金−要素の形態学変更が、こんなに粒を生じます − ｆｅｉｎｕｎｇｓ − そして、処理手段、利益に取ること。

図０．１０は以下を示します： ＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６ＣｒＯ，３のためにＳｃｈｅｉｌの温度の依存でそれ自体を作っている段階−株式の状態−図。

０．８ Ｇｉｅ ｂａｒｋｅｉｔについてのテスト試験の特徴描写
合金のｇｉｅ ｔｅｃｈｎｉｓｃｈｅｎ処理についての更なる試験は、第０．６節で記述されるツールの使用の下で行われます。 鋳造物プレハブ方式の部分は、Ｇｉｅ ｆｅｈｌｅｒｎの外の徴候のために、視覚的にチェックされます。 具体的には、冷たい疾走は、探し出されるその出来事、完全に充填された地域でないとｗａｒｍｌｙ−ｒｉｐｓ中になります。 Ｐｒ ｆｋａｂｉｎｅに、Ｘ線による鋳造物の全ての量は、ｄｕｒｃｈｌｅｕｃｈｔｅｔになります。 このＰｒ ｆｍｅｔｈｏｄｅの援助で、１ｍｍが認めた最小の缶の最小限の拡大による内部におけるボリュームミスと彼女／それ／それらの正確な状況は、記述されます。 Ｆａｒｂｅｉｎｄｒｉｎｇｐｒ ｆｖｅｒｆａｈｒｅｎは、可能性がある裂け目、冷たい疾走のプリーツ、孔と鋳造物の更なる表面の間違いを示します。

ｍｅｔａｌｌｏｇｒａｐｈｉｓｃｈに、そして、分析的に必要なものテストを理解するＭｅｔａｌｌｏｇｒａｐｈｉｅとＡｎａｌｙｔｉｋ Ｕｍ接続（それは機械の特性に影響します）は、調べられます。 地面と磨かれたテストは、Ｆａの光学顕微鏡の下で、調べられます（図１１と図１２）。デジタルカメラを身につけているツァイス。 ＡＩＬｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎ．のｐｒｉｍａｒｉｌｙ−ｐｈａｓｅの個々の穀物のより良い消滅と分化を認める（図１３と図１４）、いくらかのテストは従属します特定の色−焼灼（バーカーの後で修正される焼灼） これの化学組成を決定します段階（ｓｔｅがスクリーン−電子顕微鏡で選ばれたテストで場所化学分析（ＥＤＸ）に持っていくｏｒｔｓａｕｆｇｅｌ）を作ることで構造。 この結果個々の段階−株式（時期（Ｓｅｉｇｅｒｕｎｇｅｎ）以内の化学変化）の化学組成と同様に缶。個々の要素の化学分布は、測定フィールド（．Ｆｉｅｌｄ−Ｓｃａｎ」）でつかまれます。 タイプ．Ｚｅｉｓｓ双子座から使い古したスクリーン−電子顕微鏡は、１５５０です」。 デジタル画像−分析−システム（ＩＢＡＳ ．Ｚｅｉｓｓ ＫＳ４００」は、中央のＤｅｎｄｒｉｔｅｎａｒｍａｂｓｔ ｎｄｅ（ＴＨＩＳ）になります）同様にを用いて。粒度（それは構造の繊細さをマークします）は、決めました。

図０．１１は以下を示します： キャスティング状態のＡＩＳｉ３ＭｇからクールダウンされたＰＱ４６−Ｐｒｏｂｅの空気の細い壁のものの段階−説明による構造−画像。

図０．１２は以下を示します： ０．１３を塗っているＴ６−Ｗ ｒｍｅｂｅｈａｎｄｌｕｎｇの後のＡＩＳｉ３ＭｇからＰＱ４６−Ｐｒｏｂｅの段階−説明による構造−画像は、以下を示します： 合金ＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６（バーカー画像０．１４が以下を表したあと色−焼灼）のｋｏｒｎｇｅｆｅｉｎｔｅｓ構造でない： 合金ＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６（バーカーの後の色−焼灼）の１５０ｐｐｍのＡＩＴｉ５Ｂ１ ｋｏｒｎｇｅｆｅｉｎｔｅｓ構造で
０．９ ＡＩＳｉ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎと実験的な試験の修正
この職場で開発されるＡＩＳｉ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇは、マグネシウムの影響を増やして、１と７つのＧｅｗ．−％のＳｉの間の株式の上で、そして、他方固さの利用に関してシリコン含有量を一方、沈没に基づきます。 また、不純物の影響が終わりまでＦｅを調べて、Ｃｕのような合金−要素、ＣｕＮｉ、ＮｉとＣｒ（上塗り（Ｋｏｒｎｆｅｉｎｕｎｇ、処理、Ｓｐ ｌｇａｓｂｅｈａｎｄｌｕｎｇ）の処理の効果だけでなく）の追加を向けたので、よくマグネシウム内容として異なるように、従って起こります。

ＡＩＳｉ−Ｇｕｓｓｌｅｇｉｅｒｕｎｇがそうするマグネシウム含有量の変化は、創始されます示さなければならない可能性があるＳｔｒｅｃｋｇｒｅｎｚｅ．として高い 開発される合金を熟成させることは客観的です。 ＡＩＳｉ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎに、これはマグネシウム−Ｚｕｓａｔｚによって一般に達成されます。 それから、平たくｙ肩書のある段階缶−やっている（図０．１１）鋳造組織のＭｇ２Ｓｉは、現れます。 これは主に解決−白熱によって再び溶かされます、．−Ｍｉｓｃｈｋｒｉｓｔａｌｌのマグネシウムは上向きました、そこで、それは抑止力の働きをした後に強制的な解決のままです。 Ｓｉの後で残りのものは、シリコンの割当ｅｌｅｋｔｉｓｃｈｅｎを増やします。

合金は、「そして、『ｉｎｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｓｃｈｅｎ段階の形成のため、解決−白熱の後、あります − 避難ａｕｓｈ ｒｔｂａｒの後のＭｇ２Ｓｉ。 ｕｎｔｅｒｅｕｔｅｋｔｉｓｃｈｅｎマグネシウム−ｈａｌｔｉｇｅｎ ＡＩＳｉ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎに、彼女／それは減少した鉄（不純物）、中国の−文書−利益．−Ｐｈａｓｅ（ＡＩｅＭｇ３ＦｅＳＪｅ）多角形−枝と原因の更なる存在で、しばしばブレークを延ばすことを純化します。

マグネシウム含有量の増加は、サーモ−Ｃａｌｃで熱力学Ｍｏｄｅｌｌｉｅｒｕｎｇで支えられます。 Ｍｏｄｅｌｌｉｅｒｕｎｇのフレームワークにおいて、熱力学もののマグネシウムのための最大の可溶性０，６ Ｇｅｗ．−が．−Ｍｉｓｃｈｋｒｉｓｔａｌｌ％マグネシウム総計でＡＩＳｉ−ＬｅｇｉｅｒｕｎｇのＳｉ−Ｇｅｈａｌｔから独立して均衡を保つことが確認されます。 マグネシウム−Ｇｅｈａｌｔがそうこんなによりｒｅｐｌｅｔｉｏｎ−ｂｏｒｄｅｒにＭｇ２Ｓｉで補強されることを横切ってください − 除去、そして、Ｆｅの存在で．−Ｐｈａｓｅｎを考慮に入れること。 Ｍｏｄｅｌｌｉｅｒｕｎｇｅｎに、ＡＩＭｉｓｃｈｋｒｉｓｔａｌｌ残りのより少ないマグネシウムがｃｏｍｐｕｌｓｏｒｙ−ｓｏｌｖｅｄしたので、秘密のＭｇ２Ｓｉの株式がアンバランスで未決定の状態の速い凝結でより高いことは、はっきりします。 これは、固められたＡＩＳｉＭｇ−ＧｕｓｓｔｅｉｌｅのＤａｕｅｒｆｏｒｍｇｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎの解決−白熱の上のＺより速く好評である影響を正当化します。 Ｂ． 中で、砂型鋳造はゆっくり鋳造物を固めました。 またｆｅｓｔｉｇｋｅｉｔｓｓｔｅｉｇｅｍｄｅ影響広めます、冶金学上水のこれは、熱い鋳造物の説明しますさえ。 人がＡＩＳｉ５ＭｇＯ，６のＭｏｄｅｌｌｉｅｒｕｎｇｅｎを比較するならば、ＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６とＡＩＳＨ ＭｇＯは、６で、さらにそう認識できます。秘密のＭｇ２Ｓｉの株式が、下のＳｉ−Ｇｅｈａｌｔ．で合金においてより劣ている Ｓｉ−Ｇｅｈａｌｔｓの低下、構造の、そして、同時に、割当シンクｅｌｅｋｔｉｓｃｈｅｒ段階、予備選挙の株式で．−Ｍｉｓｃｈｋｒｉｓｔａｌｌ上がります、そして、能力（合金でマグネシウムでより高い総割当を拾うために）でまた、従ってす。 より高い寛容性−境界が、マグネシウム−Ｇｅにあります − 考えてください。好ましくない除去の前に、起こってください。 これは、中国の文書の形成−傾向の縮小をします − 良いマグネシウム − 結果までＳｉ−ＧｅｈａｌｔｓとＭｇＦｅ−Ａｕｓｓｃｈｅｉｄｕｎｇｅｎを降ろすことで。 人が上塗り−ビジネス（０，６ Ｇｅｗ．のマグネシウム−Ｇｅｈａｌｔｓの簡単なｂｅｒｓｃｈｅｉｔｕｎｇ）でさらに低いマグネシウム−Ａｂｂｒａｎｄを考慮に入れるならば、−全く許容できるものとしての上塗り−準備のＡＩＳｉ３Ｍｇのａｐｐｅａｒｓ％。

針−ｙ−平たくのようなＦｅ−のように、．−Ｐｈａｓｅ（ＡＩｅＭｇ３ＦｅＳＪｅ）はＳｉ−ａｒｍｅｎ ＡＩＳｉＭｇ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎがキャスティング状態で例外なくこの職場にこぼした鉄の含有量の影響を放出します − オンの構造を段階的に導入してください（ＡＩ５ＦｅＳｉ）。 中国の−文書−利益．−Ｆｅ−Ｐｈａｓｅ（ＡＩ８Ｆｅ２Ｓｉ、Ａｈ２、 − ｍはＦｅです）、３ＳＪｉ−２、調べられたＡＩＳｉＭｇ−Ｐｒｏｂｅｎで観察されません。 このうそは、類似した．−Ｐｈａｓｅ（ＡＩ８Ｍｇ３ＦｅＳｉ６）がむしろマグネシウムの存在を通して形態的なものを開発することを明らかにしました。 ．−Ｐｈａｓｅがきれいに特徴的であるならば、彼女／それはより有利に有効です−固さ−特性に対する彼女／それ／それらの影響のＰｈａｓｅ。 しかしさらに彼女／それ／それらの多角形角ばったものの熱処理を通して、同様に好ましくない．−Ｐｈａｓｅ缶。丸くされたある、ｓｐｈｅｒｏｉｄｅ形に枝分かれした形態学が移されるならば、そうすることができることはごくわずかにブレークを延ばすことで低下を和らげます（図０．１１と図０．１２（Ｓ． ＸＶＩ））。

鉄の接続−ＡＩ５ＦｅＳｉは、Ｆｅ−ｈａｌｔｉｇｅｒがＡＩＳｉ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎで最も頻繁で最も好ましからぬ形態学を段階的に実行すると述べます。 合金の中のＦｅの株式は、より高いです、これの出演はＡＩＳｉの前にすでに部分的にそれ自身でより強い − 退去する段階のＥｕｔｅｋｔｉｋｕｍ。 従って、この時期は、また、ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｉｓｃｈｅｎがｖｏｒｅｕｔｅｋｔｉｓｃｈｅから縮み多孔性の上で除去に影響するｇｉｅを持ちます−Ｐｈａｓｅは、上塗り［Ａ． Ｍ．サミュエルほかが、２００１です］を通してＮａｃｈｓｐｅｉｓｕｎｇをじゃますることができます。 低Ｓｉで − そして、マグネシウム−ｈａｌｔｉｇｅｎ ＡＩＳｉＭｇ − 合金です増加した出演−条件つきの段階のｓｔ ｃｈｉｏｍｅｔｒｉｓｃｈｅ構成を通しての．−Ｐｈａｓｅの反対側のＰｈａｓｅを含みます−より少ないＳｉのＰｈａｓｅ。 上るマグネシウム−Ｇｅｈａｌｔで、株式は動きます − ．−Ｐｈａｓｅに賛成した段階。 この接続は、ＡＩＳｉ３Ｍｇのために操作されることができます。

創造とＡＩＳｉ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎの異なるＦｅ−Ｐｈａｓｅｎの株式は、Ｆｅとマグネシウムの理由内容から、そして、少量のから基本的に狙いを定められたｚｕｌｅｇｉｅｒｔｅｎ影響された要素（ｍ、Ｓｒ、Ｃｒ）または熱処理になります。 Ｓｒの陽影響は試みに基づいて決定されることができません。そして、低いものはｅｌｅｋｔｉｓｃｈｅｒ段階のためにｅｕｔｅｋｔｉｓｃｈｅｎ Ｓｉ原因のかなりの処理に含有量を払わないかどうかにかかわらず、方法もＳｒです。 したがって、それはＳｒから起こります − 発達したＳｉ−ａｒｍｅのために合金になっているとられた合金距離。 抑制に対する明らかに陽影響の結果でないのをｍのＺｕｌｅｇｉｅｒｅｎにも、試みます−Ｐｈａｓｅ。 しかし、たとえ何が注がれたテストの機械の特性で重要になっても、ＣｒのＺｕｌｅｇｉｅｒｅｎは陽影響を示します。 ｐｏｌｙｅｄｒｉｓｃｈｅｎ Ｔｉのキャスティング条件ですでにクロム含有量を増やすことで、状況はそれに興味を起こさせています−Ｅｉｓｅｎａｕｓｓｃｈｅｉｄｕｎｇｅｎ − 段階（ＡＩ８Ｍｇ３ＦｅＳｉ６）は、なくなっています。 １を形作られるものの様子と、合金のＣｒ−Ｂｅｓｔａｎｄｔｅｉｌによるキャスティング状態の．−ＰｈａｓｅがＳ． Ｍｕｒａｌｉの検査の結果に確証します。そして、Ｋ． Ｓ．ラマンほかが、１９９４である。０，７のＣｒ−Ｇｅｈａｌｔで、Ｇｅｗ．−％のＣｒは、もうないということを証明されます−熱処理の後のＰｈａｓｅ。 それ自身で０．７パーセントのクロム含有量による葉は、ＥＤＸ−Ａｎａｌｙｓｅ除去について、明らかに、ｉｎｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｓｃｈｅｎ段階（ＡＩｎＣｒ２）からのＡＩ７ＣｒがＡｈ３Ｃｒ２と同様に存在することができるとわかります。

出演−〈０，１ Ｇｅｗ．−％からの比較的低い鉄の含有量にもかかわらずＰｈａｓｅは、凝結の間、残り上塗りで鉄のＳｅｉｇｅｒｕｎｇで説明されることになっています。

ＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｓｇｒｕｐｐｅ（ＡＩＳｉ７への比較において）の構造がほんのわずかのＥｕｔｅｋｔｉｋｕｍしか含まないので、鉄の含有量がそうである完全はより少ないボリュームでＡＩ５ＦｅＳｉ段階の形成−境界の侵害に、そして、大きな針の形成に至ることを豊かにしました。 Ａ３５７−Ｓｐｅｚｉｆｉｋａｔｉｏｎ．によるＡＩＳｉ７Ｍｇ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇの場合のようにに従って、Ｓｒは来ます合金−追加（Ｍｏ）のないＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６−ＬｅｇｉｅｒｕｎｇのＦｅ−Ｇｅｈａｌｔｓの支配Ｃｒ、ＣｏまたはＢｅより高い意味

合金の組織的検査が、Ｓｉ−Ｇｅｈａｌｔｅｓを降ろすことに、ｇｉｅ ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｉｓｃｈｅｎ特性の、そして、特に１の間隔に、仕事パッケージＢの引合いに出されたｇｉｅ ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｉｓｃｈｅｎ進歩の第０．３節でＧｅｍ一致のように見えます − ５つのＧｅｗ．−％のＳｉ（意味があるものとしての）。 Ｆａｈｒｗｅｒｋｓｔｅｉｌｅｎ（特にスイングキャンプで）のＫｏｋｉｌｌｅｎｇｕｓｓがしばしば厚く壁のようであるので、予想はＦＦＶに、そして、プレハブ方式の部分の試みのないＷａｒｍｒｉｓｓｖｅｒｈａｌｔｅｎｓに関してでない可能です。 圧力支持がどのように凝結の間、明らかに影響を持つかは、さらに実験的に調べられます。

Ａｎが合金−固さの増加にＳｉ−Ｇｅｈａｌｔと同じマグネシウム−Ｂｅｓｔａｎｄｔｅｉｌを沈めて増加している可能性を明白に示す仕事パッケージからの予備試験。 合金のＺｕｇｐｒｏｂｅｎは、かなりさらなるブレークを示します−簡単に沈む固さによるキャスティング状態とＳｉ−Ｇｅｈａｌｔ．を沈めることによるＳｔｒｅｃｋｇｒｅｎｚｅで延ばす 熱処理で、延びることは固さとＳｔｒｅｃｋｇｒｅｎｚｅに賛成して減らされます。 高いブレークを延ばすことから（＞ ７パーセント）高いＳｔｒｅｃｋｇｒｅｎｚｅへの保安プレハブ方式の部分のためにさらに望みます、合金の側面は１０パーセントのブレーク−ｌｅｎｇｔｈｅｎｉｎｇｓによるＡＩＳｉ３ＭｇＯ，２とＡＩＳｉ４ＭｇＯ，２です、そして、キャスティング状態のより多くが適当な出発点です。 研究主な焦点がしたがって、ＡＩＳｉ３とＡＩＳｉ４．のために熱処理を通してこれのために場所以降の仕事パッケージＢにマグネシウム含有量とｅｒｚｉｅｌｂａｒｅｎ特性の組織的検査の狙いを定められた増加を持っていって、 仕事パッケージＢ．２のより高いマグネシウム−ＧｅｈａｌｔｅｎによるＳｉ−Ｇｅｈａｌｔｅｓ（ＡＩＳｉ３Ｍｇ、ＡＩＳｉ２ＭｇとＡＩＳｉＩＭｇ）のもう一つの低下は、機械の特性に対する少しのさらに陽影響も引き起こしません。 マグネシウム−Ｚｕｓａｔｚを通して固さと延びることキャスティング状態でＡｕｓｈ ｒｔｕｎｇを目的としてからの組合せと熱処理の理想的な品質側面が、２，５と３，５ Ｇｅｗ．−％のＳｉ（仕事パッケージＢ３とＢ４で制限されて、指定されること）の間にあります。

ＡＩＳｉＩ ＭｇＯ，６の流れ−財産は、ＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６まで上るシリコン含有量で減少して、再びＡＩＳｉ５ＭｇＯ，６から上がります。 Ｋｏｋｉｌｌｅｎｇｕｓｓに、流れ−財産は、ＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６のために最も低いです。 それは、含有量がＧｅｗ．−％のマグネシウムが決定する０，６のＧｉｅ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒの増加だけでなく０，６ Ｇｅｗ．−％までの上るマグネシウム含有量の依存のＫｏｒｎｆｅｉｎｕｎｇｓｍｉｔｔｅｌにあるＡＩＳｉ３Ｍｇ０．３の流れ−長さになりました。 流れ−長は、ＡＩＳｉ３Ｍｇ０．６にあるまで上るマグネシウム含有量で減少して、高いＧｉｅ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒ（Ｇｉｅ ｓｐａｎｎｅ）とともに、一定組成とともに上がります。 高いマグネシウム含有量はしたがって、不利に凝結−形態学に影響します、理由は十分に遠く上塗りを流すことができません。 Ｇｉｅ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒの増加は、早まった凝結をじゃまして、より良い流れ−長を提供します。 より高いＫｏｒｎｆｅｉｎｕｎｇは、かなりの範囲に明らかにＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇの流れ−財産に影響を及ぼします。 推薦がより悪い流れ−財産がそうすることができるＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇの実用的なアプリケーションのために引き出されることができるので、Ｋｏｋｉｌｌｅｎまたは低圧−抵抗−成形において終わりまで高いＫｏｒｎｆｅｉｎｕｎｇまたはＧｉｅ ｓｐａｎｎｅの増加を補償されてください。 Ｇｉｅ ｓｐａｎｎｅの増加は、実行可能性の上でＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６のために高いＳｉ−Ａｎｔｅｉｌで合金の反対側にアルＰｒｉｍ ｒｐｈａｓｅとより劣った割当ｅｕｔｅｋｔｉｓｃｈｅｒ段階のより高い株式に基づいて、中でより強い影響に関係をもたらします。

低圧−抵抗−成形において、そして、重力でそれ自体をＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６で問題がないままにします − 技術的な対応する予防措置によるＫｏｋｉｌｌｅｎｇｉｅエヌは、表示が完全に生じるｇｉｅ ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｉｓｃｈｅｒから、部品を前もって作りました。 合金は、より不十分な処理を基礎とした圧力塑造のために細い壁の適当なプレハブ方式の部分です − そして、ｇｉｅ ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｉｓｃｈｅｒ特性は、合金のＫｌｅｂｎｅｉｇｕｎｇに合います、そして、特にｗａｒｍｌｙ−ｒｉｐ−ｎｅｓｓ。

０．１０ ＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６によるさらに科学的な作品のための結果−概要と表示
現在の仕事は、下部構造−アプリケーションのための主要な結果として、新しいＳｉ−ａｒｍｅｎ ＡＩＳｉＭｇ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇの発展を提示します： すなわち、ＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６［ＰＣＴ／ＤＥ２００６／００１５２５］。 現在のＡＩＳｉの反対側のこの抽選 − 明らかに終わった鋳造用合金機械の特性を改善されて。 低圧のもののような異なるＧｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎのアプリケーション−テスト − Ｓｃｈｗｅｒｋｒａｆｔ−Ｋｏｋｉｌｌｅｎ−Ｇｉｅエヌと圧力塑造の間の境界が更なるＤａｕｅｒｆｏｒｍｇｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎとして許す抵抗−成形将来の工業生産のために方位。

それは、１〜７ Ｇｅｗ．−％の違って低いＳｉ−Ｇｅｈａｌｔｅｎ、１ Ｇｅｗ．−％までのマグネシウム−Ｇｅｈａｌｔｅｎ、Ｇｅｗ．％が調べる１までのＣｕＧｅｈａｌｔｅｎによるＡＩＳｉ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎになりました。 さらにまた、チョウザメ−要素の影響は、ねばるＦｅでした。 原則−ジオメトリと本当の鋳造物プレハブ方式の部分との試み−口論は、熱力学Ｍｏｄｅｌｌｉｅｒｕｎｇで支えられました。 それで、精巧な品質プロフィールは、構造に関してｇｉｅ ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｉｓｃｈｅｎと機械の特性のために生じられることができました。 基礎−合金はそのときに強い品質−スポーツ−二つ折り判の本による合金としての確認されたＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６と要素−含有量−境界と熱処理を定める特許に発表されるＬｅｇｉｅｒｕ ｎｇｓｓｐｅｚｉｆｉｋａｔｉｏｎの基礎としての合金−構成のためのプロセス−ウインドウでした。試験は合金がその後引用された合金−仕様書でＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６を所有することを示します下部構造のアプリケーションのために明白な可能性：
Ｓｉ： ３，３（望ましくは３，１ Ｇｅｗ．−％への２，５）への２，７。
マグネシウム： ０，７（望ましくは０，６５ Ｇｅｗ．−％への０，２５）への０，３。
Ｆｅ： 〈０，１８（望ましくは０，１６ Ｇｅｗ．−％への０，０５）。
ｍ： 〈０，５、望ましくは０，４ Ｇｅｗ．−％への０，０５。
Ｔｉ： 〈０，１、望ましくは０，０８ Ｇｅｗ．−％への０，０１。
Ｓｒ： 〈０，０３（望ましくは０，０３ Ｇｅｗ．−％への０，０１）。
他： 〈０，１ Ｇｅｗ．−％。そして、ＡＩ補助食品による１００ Ｇｅｗ．−％への各々のケースで。

低圧−抵抗−手順（シリーズプレハブ方式のパートＰＱ ４６）（３７０のＭＰａの上に張力の強さでＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６に似合う非常に好ましいプレハブ方式のパート特性）のために同時に高いブレークによる３００のＭＰａの上のＳｔｒｅｃｋｇｒｅｎｚｅｎを着きます−１１パーセント（図０．１５）を延ばします。 中で彼女／それの反対側に、この手順は、通常、ＡＩＳｉ７Ｍｇ（Ａ３５６／Ａ３５７）が抗張力をまわりに缶詰にする合金を使います。４０のＭＰａとだいたいまわりにＳｔｒｅｃｋｇｒｅｎｚｅ。３パーセントによる同時延びている増加で、３５のＭＰａは増やされます。

Ｓｃｈｗｅｒｋｒａｆｔ−Ｋｏｋｉｌｌｅｎｇｕｓｓ（シリーズプレハブ方式のパートＰＱ ２４）のために、しかし、機械の特性がそうであったいくぶんより多くの下位のものは、彼ら／彼女／それにｂｚｇｌ．抗張力とＡＩＳｉ１１がＦａｈｒｗｅｒｋｓｔｅｉｌｅｎで使うＬｅｇｉｅｒｕｎｇｓｔｙｐがそうであるよりさらに高いＳｔｒｅｃｋｇｒｅｎｚｅを得させました（Ｒｍ＝３２６ ＭＰａ、Ｒｐ０，２ ＝ ２８０ ＭＰａとＡ＝４ ，３パーセント（図０．１６））。 比較において、およそ３０のＭＰａとＳｔｒｅｃｋｇｒｅｎｚｅ ５５ ＭＰａを減少して延ばす１つの，５パーセントに対する抗張力の増加は、観察されることができました。 ＰＱ ４６のブレーク延びること − テストします一般に、たとえばＰＱ ２４からと同じくらい高く二倍でした。抗張力とＳｔｒｅｃｋｇｒｅｎｚｅは、同程度の大きさでキャスティング状態に比較において適当な熱処理によってまだ増やされることができます。 鋳造部品の最適機械のＫｅｎｎｗｅｒｔｅの態度のために、パラメータが研究プロジェクトのフレームワークでも確かめられたＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６−Ｂの近くのＴ６−Ｗ ｒｍｅｂｅｈａｎｄｌｕｎｇは、適当に見えます。

２つのＧｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎ低圧−抵抗−成形とＳｃｈｗｅｒｋｒａｆｔ−ＫｏｋｉｌｌｅｎｇｉｅエヌによるＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６缶から、高い冶金の支出のない発生する完璧な鋳造部品は、５足らずＧｅｗ．−％でＡＩＳｉ−Ｂａｕｔｅｉｌｅ自体が産業的にキャスティング技術的に生じなかった大体の意見と一致しないことです。 Ｄｒｕｃｋｇｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎで合金ＡＩＳｉ３Ｍｇ０．６をこぼすことは他方満足に進行しませんでした、そのため、材料はこの手順には不適当なＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６です。
ＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６による本当のプレハブ方式の部分の明確な観察は、原則−ジオメトリで伴われた試験によって定量化されました。 それでも、この合金のＧｉｅ ｂａｒｋｅｉｔは、彼／それですＡＩＳｉ７Ｍｇ、そして、広くこれまで使用合金のＤａｕｅｒｆｏｒｍｇｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎのこれよりひどくＡＩＳｉ１１。 最適化されたＫｏｒｎｆｅｉｎｕｎｇで、そして、着てみられたＧｉｅ ｐａｒａｍｅｔｅｒｎの合金で、しかし、Ｇｉｅ ｅｉｇｅｎｓｃｈａｆｔｅｎはよくなることができます、そして、実行可能性の合金条件つきの赤字は補償されます。

図０．１５は以下を示します： 低圧−抵抗−成形のために実行においてＡＩＳｉ７Ｍｇで達成されるＫｅｎｎｗｅｒｔｅｎの反対側に、図はＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６の合金で達成される最適機械のＫｅｎｎｗｅｒｔｅを表します： ＩＮＣ。阻止される＝キャスティング状態、解決−白熱の後のＬＧ ＝、Ｔ６−Ｗ ｒｍｅｂｅｈａｎｄｌｕｎｇの後のＴ６ ＝。 Ｑは、比較にＡＩＳｉ７Ｍｇのために定められる品質インデックスを宣言します： Ｑ ＝ Ｒｍ ＋ １５０は、（Ａ）を記録します。

ＢｉＩｄ ０．１６は以下を示します： Ｓｃｈｗｅｒｋｒａｆｔ−Ｋｏｋｉｌｌｅｎｇｕｓｓのために実行においてＡＩＳｉ７ＭｇとＡＩＳｉＩ １Ｍｇで達成されるＫｅｎｎｗｅｒｔｅｎの反対側に、図はＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６の合金で達成される最適機械のＫｅｎｎｗｅｒｔｅを表します： ＩＮＣ。＝キャスティング阻止されます状態、解決−白熱の後、ＬＧ ＝、Ｔ６の後、Ｔ６ ＝ 熱処理。

ｕｎｓｃｈｉｅｄｌｉｃｈｅｎ熱処理−状況の広範囲な構造−分析法は、それぞれのＧｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎと合金−追加のＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６の鋳造物の構造が主に独立して５つの段階から成ることを示します。 ＡＩＭｉｓｃｈｋｒｉｓｔａｌｌとｅｌｅｋｔｉｓｃｈｅｍシリコンと比べて、人だけでなく固さを増やしているＭｇ２Ｓｉ−Ｐｈａｓｅは、．−ＡＩ８Ｓｉ６Ｍｇ３Ｆｅ−Ｐｈａｓｅに似ているＳｉのために、彼女／それ／それらのふるまいにおいて独特です（図０．１１と図０．１２（Ｓ． ＶＩ））。 また、マグネシウムとＣｒが議論した追加（Ａｕｓｓｃｈｅｉｄｕｎｇｓｔｙｐに否定的に影響する機械の特性）による前後関係のこれ − ＡＩ５ＦｅＳｉ、支配を必要なものの上で思い出させます低さの発達した合金の可能性がある鉄の含有量です。 強いＫｏｒｎｆｅｉｎｕｎｇは、合金の良い実行可能性に、避けられないです（図０．１３と図０．１４（Ｓ． ＶＩ））。 Ｅｕｔｅｋｔｉｋｕｍｓの処理は、あきらめられることができます。

ＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６の産業アプリケーションのためのＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６ Ｗｉｃｈｔｉｇによるさらに科学的な作品のためのＡｎｋｎ ｐｆｕｎｇｓｐｕｎｋｔｅは、耐久性のような機械の特性の材料−検査、Ｗ ｈｌｅｒの後の材料−疲労−カーブの準備とキャスティング材料ＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６のプレハブ方式の部分の温度−需要の影響の調査を続けています。 Ｍｇ２Ｓｉの徴候（筋道正しく／ある程度−首尾一貫した）の分析への入場が面白いことに科学的にそうである吸収されるｍｅｔａｌｌｋｕｎｄｌｉｃｈｅｒ − 注がれたＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６−Ｐｒｏｂｅｎの除去。 そのような試験のために、高い正確なマイクロ−調査−手順は、適当です。 このことから、熱処理へのより正確な点は、引き出されることができました。

説明された結果について、更なる試験は、合金の使用と発展のためにＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６を得られました。 これらの試験は、クロム割当と同様に同様に、銅割当、ニッケル−割当、紅ヒニッケル鉱−割当でＡＩＳｉ３Ｍｇの合金−バリエーションから成ります。
ＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６ Ａｌｌｅｉｎｉｇｅ銅または低いＳｉ−ｈａｌｔｉｇｅｎ ＡＩＳｉ−Ｇｕｓｓｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎへのニッケル−追加の上の銅、紅ヒニッケル鉱とクロムの影響は銅の同時のＺｕｌｅｇｉｅｒｅｎで面積−温度で試みにおいて機械の特性の重要な改善を示しませんでした、そして、ＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６へのニッケルは温度に原因とみなされたプレハブ方式の部分のための下部構造の外の地域のＬｅｇｉｅｒｕｎｇｓｔｙｐｓのアプリケーションへの新しい可能性がいったいどのようにＺに合うかについて明らかにします。 Ｂ． この職場で示されるベースを基にしていることで、それはモータ近いアプリケーションになることができます。 ＷａｒｍｚｕｇｖｅｒｓｕｃｈでＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６ＣｕＮｉのために観察される機械の特性は、ＡＩＳｉ７ＭｇＣｕＮｉＦｅのそれらに相当して、この材料（図０．１７）の可能性を指し示します。 ＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６へのクロムのＺｕｌｅｇｉｅｒｅｎは、重要なもう一つの解決−白熱とｅｖｔｌ．の後の機械の特性（特にしかしすでにキャスティング状態のそれ）の改善が記録に避難するという可能性を開けます。 フランスのＺｕｇｓｔａｂの最初の試み−列では、ブレーク延びる増加は、Ｔ６−Ｗ ｒｍｅｂｅｈａｎｄｌｕｎｇ（だいたいまわりに抗張力の増加によるそれ）の後、３パーセントで測定されます。３７のＭＰａは歩き回ります。 Ｓｔｒｅｃｋｇｒｅｎｚｅは、高さ１レベル（図０．１８）一定であるとわかります。 流れ−特性がさらに悪化するのに対して、図−充填材−財産はＣｒの存在で上達します。 結果は、さらに、好ましくない鉄の除去がより好ましい形態学にキャスティング状態ですでにクロム付加物によって移されることができる方法を指します。

ＢｉＩｄ ０．１７は以下を示します： 合金ＡＩＳｉ３Ｍｇ０．６（基礎）のフランスのＺｕｇｓｔ山の機械の特性と０，３ Ｇｅｗ．−％のＣｕと１〜１つの，５ Ｇｅｗ．−％（２００°Ｃ図０．１８によるＷａｒｍｚｕｇｖｅｒｓｕｃｈのＴ６−Ｗ ｒｍｅｂｅｈａｎｄｌｕｎｇの後のＮｉ １．５）の追加： 合金ＡＩＳｉ３Ｍｇ０．６Ｃｒ０．１の機械の特性 − 決定されるフランスのＺｕｇｓｔａｂのＴ６−Ｗ ｒｍｅｂｅｈａｎｄｌｕｎｇの後の０．７。
将来の試験も、さらに高い機械のＫｅｎｎｗｅｒｔｅを予想することがある本当のプレハブ方式の部分を含まなければなりません。 合金−仕様がＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６のためにクロムを含むバリエーションによって大きくされることができるように、これらはよりすべてこみでテストされなければなりません。

さらに、Ｃｒの影響のより広範囲な検査またはＭｎ−Ｇｅｈａｌｔは、Ｆｅ−ｈａｌｔｉｇｅｒ段階まで現れます（ − ＡＩ５ＦｅＳｉ）望ましい段階−構造による背景ｍｅｔａｌｌｋｕｎｄｌｉｃｈｅｒ Ｗｉｒｋｍｅｃｈａｎｉｓｍｅｎの前の鋳造組織の教育に関するＡＩＳｉＭｇＦｅ−Ｓｃｈｍｅｌｚｅで。 これは、ＡＩＳｉ３Ｍｇだけに適用できません − ＡＩＳｉ−Ｇｕｓｓｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎのために広くあるが、合金になってください。 彼／それと平行して、エンジニア−穏健派は、キャスティング−パート−特性と起訴できる岬狙いをつけているベースで科学的により遠く、面白いことに作品に段階−形成を看破することを義務づけるためのそれとクロムのＺｕｌｅｇｉｅｒｅｎのために理論的により強くｍｅｔａｌｌｋｕｎｄｌｉｃｈを深めているベースを基礎としたＡＩＳｉＭｇ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎの品質増加とＣｕ、特にＣｕとＮｉを通してのｗａｒｍｌｙ−ｓｏｌｉｄｉｔｙの増加のＷｉｒｋｍｅｃｈａｎｉｓｍｅｎです。

１． 序章と動機づけ
自動車と下部構造の中のアルミニウム
快適さ、保安とＴｒｅｉｂｓｔｏｆｆｍｉｎｉｍｉｅの絶えず登っている要請 − 段階は、これまでにより強い革新−圧の下に、自動車製造業者を置きます。 車両−重量の縮小は、燃料−節減のためにきわめて重要です。 現代の姿勢の後、これはより高い前もって作られたパート統合とｅａｓｉｌｙ−ｃｏｎｓｔｒｕｃｔｉｏｎ−ｍａｔｅｒｉａｌｓのようなアルミニウムとマグネシウムの使用だけを通して整うことです。 予測の後、アルミニウムの株式は、２２０ｋｇ／ＰＲＩＶＡＴＥへの２０１５の浮上まで、２００５年に１３０ｋｇ未満であるヨーロッパで、手段−クラス−車両で、ＣＡＲになります［Ｕ． Ｊ ｒｇｅｎ、Ｈ．Ｒ．。 メイｎｅｒ ２００１］。 ドイツの製造工場−産業の出力は、２００３年に達しました： １例がアイロンをかける３．８５８．０００ − そして、鋼−６７７．０６１ｔのアルミニウム − 利用できるのと同じくらいよく。２６．０００ １つのマグネシウム鋳造物［Ｇ．オオカミ、Ｐ． Ｈ ｎｓｅｌ ２００５］。 それからの鉄の−キャスティング−材料と各々の第７の仕事が実質的にＦＲＧで直接または間接的に依存している自動車製造［Ｆ．落下２００３］に関して簡単にｍｅｔａｌ−ｃａｓｔｉｎｇするおよそ７３パーセントのおよそ５０パーセントスリップ。 現在、シャッセ、車体とＦａｈｒｗｅｒｋｓｔｅｉｌｅは自動車［Ｄ． Ｂｒｕｎｇｓ、Ａ．マーツ２０００］で釣り合ってアルミニウム鋳造物のおよそ６パーセントを得ると、しかし［呉服商２００２］、２０１０年までの明らかに計画された増加による自動車の中のアルミニウム−期間−図−鋳造物のために最も大きい成長市場が述べます。 アルミニウムによる一貫したｅａｓｉｌｙ−ｃｏｎｓｔｒｕｃｔｉｏｎで、２０パーセント以上の市場向きのＧｅｗｉｃｈｔｓｅｉｎｓｐａｒｕｎｇｓｐｏｔｅｎｚｉａｌは、全溶媒［Ｈ． Ｗａｌｌｅｎｔｏｗｉｔｚほかが、２００３です］で予測されます。 駆動ロープ（伝動装置）からのアルミニウムの動きの後： Ｌｅｎｋｇｅｈのような多くのモジュールの追い出されたモータ（メカニズム）が、この１０年の間の注がれたアルミニウム部による部分的に溶接された鋼と鉄の構造の使用、サポートフレームワークとスイングキャンプでした。 彼らが溶接［Ｅ．ニューワース２００５］においてつくられて、全てのプレハブ方式の部分の材料と構造−構造ユニフォームは可能性がある緊張−裂け目と構造−変化なしで有利です。 アルＧｕｓｓの上る使用へのさらに動かす力のある力は高いプレハブ方式の部分と機能−統合においてあります。そして、それを加わられる正反対と鍛冶工場−構造を投げることは提供します。 ばねのない多数（燃料消費／放出−最小化、推進力、快適さ）のための減量で必要なものは、ますます、車輪−指導部の重さが最大のＡｃｈｓｌａｓｔと推進力［Ｖ． Ｂｅｒｋｅｆｅｌｄほかが、１９９４です］で測定されて基本的にあることで、下部構造で上がります。 注がれたｅａｓｉｌｙ−ｍｅｔａｌ−ｃｏｎｓｔｒｕｃｔｉｏｎｓは、自動車メーカーと供給元の声明によると、２５パーセントと３５パーセントの間に下部構造で可能性をＧｅｗｉｃｈｔｓｅｉｎｓｐａｒｕｎｇｅｎに対して提供します［Ｍ．量ほかは、２００５です； Ｐ． 帽子−人、Ｓ．ライム１９９８； Ｋ． Ｈｅｅ、Ｆ． Ｓ ｆｆｇｅ １９９８； Ｈ． フリードリヒ２００２］。

金属的期間の形態（Ｋｏｋｉｌｌｅｎ）に形作ることが非常によく簡単に金属プレハブ方式の部分の大きい−シリーズ−生産のためのそれ自体ということを証明した仕事の動機づけとゴール。 Ｄａｕｅｒｆｏｒｍｇｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎは、大きい範囲の車両プレハブ方式の部分が今日このテクノロジで部分の高い数でプロセス確かに生じられるほど遠く仕上げられました。 優れた機械の特性に基づいて、特にＳｃｈｗｅｒｋｒａｆｔ−ＫｏｋｉｌｌｅｎｇｕｓｓとＮｉｅｄｅｒｄｒｕｃｋ−Ｋｏｋｉｌｌｅｎｇｕｓｓは、高さを要求されたＦａｈｒｗｅｒｋｓｔｅｉｌｅで適当です。 もう一つの利点は、実質的に無制限の形成−の自由から成ります。 Ｋｏｋｉｌｌｅｎｇｉｅで、ｖｅｒｆａｈｒｅｎは彼ら自身極端な壁厚−違いによる肝要な−建設−方法［Ｅ．ニューワース２００５］とＶｅｒｒｉｐｐｕｎｇｅｎとねじ山のような複雑な内部の輪郭の休暇が生産する部品を前もって作りました。 砂−カーネルを用いることにより、開くことさえできます − または、問題のない全く閉じたｖｅｒｗｉｎｋｅｌｔｅ空洞は、注がれます。 特に収益をあげて、仕事準備についての手順の一般的なＡｕｔｏｍａｔｉｓｉｅｒｂａｒｋｅｉｔは、かびて、Ｅｎｔｆｏｒｍｅｎ、石膏にあるまで中心から切り離すこと、熱処理と品質保護です。 労働集約型のプロセス−ステップは、人間の援助なしで主に現代的な施設が断食を生じることができるほど遠く、そして、確実に自動化されます［Ｌ． Ｋｎｉｅｗａｌｌｎｅｒほかは、２００２です； Ｅ． ニューワース２００４］。
下部構造プレハブ方式の部分を形作ることの特定の要請のため、ｕｎｔｅｒｅｕｔｅｋｔｉｓｃｈｅ ＡＩＬｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎは、伝統的に最大の機械の特性の間の妥協とそのようなアプリケーションのための７と１２重量部（ＡｌＳｉ−システム）の間のＳｉ−ＧｅｈａｌｔによるＧｉｅ ｂａｒｋｅｉｔとして一般に認められているようになりました。 Ｓｃｈｗｅｒｋｒａｆｔ−Ｋｏｋｉｌｌｅｎｇｕｓｓに、合金はしばしばＡＩＳｉＨＭｇになります。そして、Ｎｉｅｄｅｒｄｒｕｃｋ−Ｋｏｋｉｌｌｅｎｇｕｓｓで合金ＡＩＳｉ７Ｍｇに置かれます。

最後の年の間に、現在のＧｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎは最適化されて、Ｓｏｎｄｅｒｇｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎ（Ｚのような）を開発します。 Ｂ． Ｎｉｅｄｅｒｄｒｕｃｋ−Ｇｅｇｅｎｄｒｕｃｋ−Ｇｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎ（ＣＰＣ−Ｖｅｒｆａｈｒｅｎ）、Ｓｑｕｅｅｚｅ−Ｃａｓｔｉｎｇ、Ｇｉｅ ｓｃｈｍｉｅｄｅｎ（Ｃｏｂａｐｒｅｓｓ）またはＦｏｒｍａｎｌａのような他の圧力に後援されたＧｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎだけでなくＳｅｍｉ−Ｓｏｌｉｄ−Ｇｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎ − ｔｏｗａｒｄｓ−ａｕｔｏｍａｔｅｄされた低圧−砂型鋳造（ＬａｍｉＣａｓｔ［Ｌ． Ｋｎｉｅｗａｌｌｎｅｒ、Ｗ． Ｍｅｎｋ ２００３］）。 また、より強いプロセス−侵入でなった、そして、 − 数のシミュレーションの動きとＡｎａｌｙｔｉｋの新しい方法の改善は、可能にします。 さらに、純度は合金、彼女／それ／それらの上塗り冶金のプロセス−リーダーシップと良質な規制によって改善されました。 利益は、特にアルミニウムを切られる新しい手続きの上でから、これまで、しかし、発展で不十分にこれらの革新にとられるだけです − 合金。 現在のＬｅｉｃｈｍｅｔａｌｌｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎの使用可能性が絶えず上る要請のため、制限されてしかし現れるので、ｄｕｋｔｉｌｅｒｅは必然的にそうしなければなりませんより強い、将来よりタフな、そして、発達したアルミニウム合金です。

この仕事（それ）（下部構造プレハブ方式の部分の将来の要請に従う）を狙いを定めるまた、現代の方法の利用の下の産業の大きい−シリーズ−手順で経済高い固体アルミニウム鋳造用合金を下書きする品質プロフィールがもう一つの現代のＡＩＧｕｓｓｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎ．を考える合金−発展 発展は産業のＤａｕｅｒｆｏｒｍｇｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎでテストして、特徴づけます。

２． テクノロジに耐える
２．１． Ｄａｕｅｒｆｏｒｍｇｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎのアルミニウムの処理
鉄の鋳造物への比較において、アルミニウム鋳造物は、良い生産できる岬を通して期間の形態（Ｋｏｋｉｌｌｅｎ）で有名になります。 商品Ｇｉｅ ｂａｒｋｅｉｔ、低いＧｉｅ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｎ、速い端−皮−構造、形のアルミニウム上塗りの攻撃の把握と広範囲なＡｕｔｏｍａｔｉｓｉｅｒｂａｒｋｅｉｔは、高い生産的な鋳造製品を使用可能にします。 Ｄａｕｅｒｆｏｒｍｇｉｅ国旗の手順−グループは、Ｋｏｋｉｌｌｅｎｇｕｓｓと圧力鋳造物［アルミニウムペーパーバック１９９Ｏａ］です。 これらの間で、多数の特別な手順は落ちます。

Ｋｏｋｉｌｌｅｎｗｅｒｋｓｔｏｆｆｅは、砂型鋳造またはすばらしい−型−材料と対照的に高い熱伝導率を示します。 最も高いＡｂｇｕｓｓｚａｈｌｅｎはＫｏｋｉｌｌｅｎだけにおいて成し遂げられることができると、同時に良い温度変化−恒久性、広範囲な遅れ−の自由、低い拡大と高い熱伝導率が申し出ます。 蓄熱運命と熱−普及−運命は、図−材料−材料に、強く依存しています。 アルミニウムの期間−図−鋳造物のために、中でも現在の仕事が暖かく仕事鋼の１．２３４４（特性が図２．１において代表される）［ＭＡＧＭＡ ２００１］を始めたように、それは通用しているようになります。 図材料は、凝結で強い影響を備えています。 したがって、キャスティングパートのより速い冷却は、Ｋｏｋｉｌｌｅの高い熱伝導率で得られます。 凝結に、端−の皮は図壁で速くつくられて、きれいに構造を開発します。

図２．１は以下を示します： Ｔｈｅｒｍｏｐｈｙｓｉｋａｌｉｓｃｈｅデータは流行のものです。そして、使い古した暖かく仕事鋼の１．２３４４の［ＭＡＧＭＡ ２００１］アルミニウムのＫｏｋｉｌｌｅｎと彼／それの合金のためのこの仕事は進行中の凝結−収縮を放出します、端−の皮の形成の後のそれでそうすこれらの精神科医、そして、図壁のそれ自体切断します。 空気仲間割れは引き起こされます。 端−の皮と図の間の開きは、凝結−速度の決定的なサイズに変わります。
キャスティングａｂｚｕｇｅｂｅｎｄｅ熱のそれは、以下の通りです：
Ｑ： ａｂｚｕｆ ｈｒｅｎｄｅ熱、Ｖ： ボリューム、ｐ： 詩（ｃｐ）を書いてください： 熱容量（以下の）： Uｂｅｒｈｉｔｚｕｎｇ（Ｇｉｅ ｓｐａｎｎｅ）Ｌ： 潜熱、Ｃｐ−．ｒ： U拾われた熱の***を通してのＫｏｋｉｌｌｅのｂｅｒｈｉｔｚｕｎｇｓｗ ｒｍｅ Ｄｉｅは、以下の通りです： 。 伝熱−係数、Ｓ： Ｋｏｋｉｌｌｅｎｏｂｅｒｆｌ ｃｈｅ、ｔ： 時間、ＴＭｅｔａｉｉ： Ｓｃｈｍｅｌｚｅｔｅｍｐ．、ＴＫｏｋｉｉｉｅ： Ｋｏｋｉｌｌｅｎｔｅｍｐ。

凝結−時間のためにそれで出てきます：
熱家庭と従って期間の形態の凝結−時間は、Ｋｏｋｉｌｌｅの冷凍の比較的高いＷ ｒｍｅｄｉｆｆｕｓｉｏｎｓｖｅｒｍ父系氏族のために決定されます。 冷凍（冷たさ−運河）または適当なＫｏｋｉｌｌｅｎｇｅｏｍｅｔｒｉｅ（冷たさ肋骨）の援助で、凝結−時間は減らされることができます［Ｐ．Ｒ． Ｓａｈｍほかは、１９９８ａです］。 上塗りのあまりに速い冷却で、冷たい疾走のようで、図地域を充填されないで、好ましくない影響は踏み出します。 したがって、２５０°Ｃ〜４５０°Ｃの上でＫｏｋｉｌｌｅｎを予熱することは、普通です。 形の温度−家庭のすばらしい態度は、仲介して断熱である（．ｗｅｉエヌ」）か熱主要な（．ｓｃｈｗａｒｚｅｎ」）発見によって得られることができます。 まだ単純なあまりに大きなものであることを通して、図の間の直接接触は避けられます、そして、上塗りと徹底的にそれはすり減ります、一様に滑らかな前もって作られたパート面は形からの前もって作られたパート除去を容易にするだけでなく、成し遂げます［Ｋ． Ｍ．マーティネスほかは、１９９８です； Ｗ． とんでください、Ｒ． Ｓ．ケンドリック２００４］。 表２．１は、単純なシステムの概要がこれで仕事と彼らの特性を働かせることを示します。

２．１．１． Ｓｃｈｗｅｒｋｒａｆｔ−Ｋｏｋｉｌｌｅｎｇｉｅエヌ
中で、Ｋｏｋｉｌｌｅｎｇｕｓｓは我を忘れるようになります − そして、重く、すべてのアルミニウム合金（プロセス）より上の彼らの間で、主にｅａｓｉｌｙ−ｍｅｔａｌｓに砂利を敷きます。 アルミニウム−キャスティング−生産が重力でなるドイツ人のおよそ３分の１ − 生じられたＫｏｋｉｌｌｅｎｇｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎ。 重力［Ｐ． Ｒ． Ｓａｈｍほかが、１９９８ａです］の他に図充填材と凝結の間、上塗りを生じるだけの少しも更なるでない強さで、モールディングは期間の形態へのＳｃｈｗｅｒｋｒａｆｔ−Ｋｏｋｉｌｌｅｎｇｕｓｓと呼ばれています。

Ｓｃｈｗｅｒｋｒａｆｔ−Ｋｏｋｉｌｌｅｎｇｉｅ国旗のプロセス−ステップは、図２．２において代表されます。 建設のタイプは、そのときに強く変化することができます。 単純な折りたたみくらい同様に発見 − Ｋｏｋｉｌｌｅｎは、高いオートメーション化したＧｉｅ ｋａｒｕｓｓｅｌｌｅ（図２．３）と円卓−施設アプリケーションに合います。

ＫｏｋｉｌｌｅのＧｉｅシステムは、砂−の形と重要な正反対のものを示します。 高さにもかかわらず低く温度−損失を理解するだけであるために、砂型鋳造のために、図充填材、ｉｎ−ｃａｓｔｉｎｇすることとＡｎｓｃｈｎｉｔｔｓｙｓｔｅｍの間の形の冷たさ効果は明らかにより大きいｄｉｍｅｎｓｉｏｎｉｅｒｔになります。 しかし、横断面はあまり大きくはありえません、ｂｅｒｄｉｍｅｎｓｉｏｎｉｅｒｕｎｇで乱気流と裂けることがＧｉｅを開ける時から、ｓｔｒａｈｌｓは現れることができます。 重力の発達 − Ｋｏｋｉｌｌｅｎｇｉｅ国旗は、こんなに吸われます。Ｋｉｐｐｖｅｒｆａｈｒｅｎ（図２．４）、９０°がだいたいできるモールディングの間のＫｏｋｉｌｌｅがそうであることで、傾けられます。 秋の真最中はこれを減らします、そして、それで形を満たすことで乱気流危険。あまりに高上塗り−速度を通して空気をさっと払うことはフィルタを始めることによる避けられた陶器−フォーム、ワイヤ−７またはガラスの絹でありえます。 あなた／彼らは、同時に形を満たすことと不純物が上塗り−川から酸化物−皮膚とｎｏｔ−ｍｅｔａｌｌｉｃな小片を好むフィルタを静めます。

２．１．２． Ｎｉｅｄｅｒｄｒｕｃｋ−Ｋｏｋｉｌｌｅｎｇｉｅエヌと低圧−抵抗を形作っているＮｉｅｄｅｒｄｒｕｃｋ−Ｋｏｋｉｌｌｅｎｇｉｅエヌ
Ｎｉｅｄｅｒｄｒｕｃｋ−Ｇｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎに、類似した材料は、Ｋｏｋｉｌｌｅｎｇｕｓｓであふれられます。 ドイツ（釣り合ってアルのＮ Ｄ−Ｖｅｒｆａｈｒｅｎｓ総計の株式）で − およそ４０パーセントＫｏｋｉｌｌｅｎｇｕｓｓ。 典型的製品は、プライベートカーのための高いｍｏｒｔｇａｇｅａｂｌｅな変人−ケースと縁です。 マグネシウム鋳造物のために、単純な上塗り−処理とＯｘｉｄａｔｉｏｎからの保護は、形作ることの間、もう一つの重要な利点を意味します。 低く、多量の重金属と鋼は、低圧−鋳造物の中にもこぼされます。

図２．２は以下を示します： Ｓｃｈｗｅｒｋｒａｆｔ−Ｋｏｋｉｌｌｅｎｇｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎｓ（２．３が示す［ＫＳＭ、２００５］図）のプロセス−ステップ： ｖｏｌｌａｕｔｏｍａｔｉｓｉｒｔｅｎ ６−駅Ｇｉｅ ｋａｒｕｓｓｅｌｌ−基本（２．４が示す［ＩＮＤＵＧＡ、２００４］ＢｉＩｄ）の概要の建設： 抵抗−上塗り−オーブン操作者−腕とキップ−Ｋｏｋｉｌｌｅｎｇｉｅ ｍａｓｃｈｉｎｅ ＫＭＣ ４ ＭＢＳ ＣａｓｔｉｎｇによるＲＷＴＨアーヘンの製造工場−学会のキップ−Ｋｏｋｉｌｌｅｎｇｉｅ ｚｅｌｌｅ。 キップ−Ｋｏｋｉｌｌｅｎｇｉｅエヌで生じられるプレハブ方式の部分は、ｍｅｃｈ．を改善することができます。 特性は、Ｓｃｈｗｅｒｋｒａｆｔ−Ｋｏｋｉｌｌｅｎｇｕｓｓの場合のように見えます。 低圧−鋳造物の反対側に、特性はいくぶんより劣っています、しかし、生産性はより高いです。

人は、起きる人によるオーブン制御からの金属−上塗りがｐｒｅｓｓｕｒｅ−ｂａｃｋｅｄしたＧｉｅ ａｎｏｒｄｎｕｎｇｅｎを理解します下からＮｉｅｄｅｒｄｒｕｃｋｇｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎによって着陸された型に押しつけます前。 上塗りの上昇はガス圧力−原則（ｄ．ｈ）の後、そのときに引き起こされます。Ｂａｄｏｂｅｒｆｌ ｃｈｅをもたらしている過度の圧力（全くない０，６に０，３の）は形に静められる液体金属を活性化します。上塗りによる図充填材はそのときに低血圧の生産によって形で支えられることができます。

Ｎｉｅｄｅｒｄｒｕｃｋ−Ｋｏｋｉｌｌｅｎｇｕｓｓで、Ｇｉｅ ｏｆｅｎとＫｏｋｉｌｌｅは閉じた単位をつくります。そして、陶製起きる人を通して通常つながれます。 暖かく保つことに通常始まるだけのＧｉｅ ｏｆｅｎが、上塗り、それで、とても速く形作るより大きな量を準備ができているようにして、中断なしで起こることができます。 オーブン、起きる人とＫｏｋｉｌｌｅの特徴のある順序によって、方向凝結は達成されます。 この結果、高くつく広げられたおよびＳｐｅｉｓｅｒｓｙｓｔｅｍｅスリップ［Ｐ．Ｒ． Ｓａｈｍほかは、１９９８ａです］。

従来のＳｃｈｗｅｒｋｒａｆｔ−Ｋｏｋｉｌｌｅｎｇｉｅエヌの上のＮｉｅｄｅｒｄｒｕｃｋ−Ｋｏｋｉｌｌｅｎｇｉｅ国旗で最も重要な利点は、以下の通りです：
静かな図充填材と操縦された凝結を通してよりよいキャスティング品質は。ｓｐｅｉｓｅｒの生産コストを降ろす。そして、ｇｉｅ ｓｙｓｔｅｍｌｏｓｅｓ成形。劣った多孔性を基礎とした鋳造物の顕著な溶接可能な岬。より裸の従来通り難しいｇｉｅのありうる処理は、合金になります。プロセスの高いオートメーションに対する劣った人員費用。

手順の不利は、高い入手経費で、そして、永久の上塗り−接触を通して呼び起こされる施設の補強されたメンテナンス支出においてあります。

Ｎｉｅｄｅｒｄｒｕｃｋ−Ｇｅｇｅｎｄｒｕｃｋ−Ｇｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎ（反−圧力−鋳造物）ダスＮｉｅｄｅｒｄｒｕｃｋ−Ｇｅｇｅｎｄｒｕｃｋ−Ｇｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎ（ＣＰＣ）は、従来のＮＤ−手順の開発です。 ＣＰＣ−Ｖｅｒｆａｈｒｅｎは水平に共有Ｋｏｋｉｌｌｅｎを使って、オーブン−域より上にとても命じられて、陶製起きる人の上にこれで相互接続します。 図２．５は、プロセス−ステップとＣＰＣ−Ｖｅｒｆａｈｒｅｎｓの建設を示します。 従来のＮＤ−手順への重要な違いは、オーブンだけでなく圧力によるＫｏｋｉｌｌｅもｂｅａｕｆｓｃｈｌａｇｔになることができるということです。 図充填材の前に、オーブンとＫｏｋｉｌｌｅｎｋａｍｍｅｒは、同じ圧力（全くない２−７の）の下にあります。 図充填材がオーブンとＫｏｋｉｌｌｅｎｒａｕｍへの違い−圧力の停止を通して地位をまわりに占めるドキュメンタリ。３００〜１０００のｍｂａｒ（図２．６）。 そのときにＫｏｋｉｌｌｅに上塗りを上がって、Ｋａｖｉｔ ｔを満たします。 図充填材の後、Ｋｏｋｉｌｌｅｎｒａｕｍは突然放送されます、そして、オーブン−域から最大のＳｐｅｉｓｕｎｇｓｄｒｕｃｋは利用できます［Ｌ． Ｗ ｒｋｅｒ、Ｔ．ゾイナー２００５］。 凝結が、可調圧力差の下で起こります。 Ｔ．ゾイナーは１９９８年に手順について広範囲な概要を与えます。ＭＡＧＭＡｓｏｆｔのシミュレーション−ソフトウェアによるＣＰＣ−Ｐｒｏｚｅｓｓｅｓの数のシミュレーションの基礎は終わりまで、１９９９年のｅｔのａｌ．が代表したＪ．ポポフになります。
速い凝結が、短いバー−時間で改善されたキャスティング特性に圧力前例の下で起こりました。 ＣＰＣ−アートの後で注がれるプレハブ方式の部分は、非常にすばらしい、密集した構築物を示して、抑えられたガス−多孔性です。 従って、前もって作られたパート特性はそうすることができます、とても明らかに、他のＧｉｅの過剰にそれらはｖｅｒｆａｈｒｅｎです、図、Ｔ．ゾイナー２００５とＧ． ｅｔの例がａｌ． ２００１がＡＩＳｉ７ＭｇＯ，３のために示されると叫ぶように、２．７個はＬ． Ｗ ｒｋｅｒによって提供されます。

図２．５は以下を示します： ＣＰＣ−Ｖｅｒｆａｈｒｅｎｓのプロセス−ステップと施設［ＫＳＭ ２００５］の概要の建設。

図２．６は以下を示します： ＣＰＣ−ＶｅｒｆａｈｒｅｎによるＧｉｅ ｚｙｋｌｕｓの圧力コース：
絶対圧（左）、違い−圧（右）。 高さで明らかに基本的に見つかるシステム−圧のサイクルの、前もって作るものは開くことを切り出します−温情［Ｌ． Ｗ ｒｋｅｒ、Ｔ．ゾイナー２００５］。

図２．７は以下を示します： パート特性を前もって作られて、機械の合金ＡＩＳｉ７ＭｇＯ，３ ｅｒｚｉｅｌｂａｒｅ Ｌ． Ｗ ｒｋｅｒ、Ｔ．ゾイナー２００５（上の）とＧ． ｅｔの後の異なるＧｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎのＦａｈｒｗｅｒｋｓｔｅｉｌｅｎは、ａｌ．を２．８が示す２００１の（下記）図と呼びます： 主に下部構造−地域で、ＩｔがそうでありえるＳｃｈｗｅｒｋｒａｆｔ−Ｋｏｋｉｌｌｅｎｇｕｓｓ（Ｃ）、［Ｌ． Ｗ ｒｋｅｒ、Ｔ．ゾイナー２００５］の上のＣＰＣ−Ｖｅｒｆａｈｒｅｎｓ（Ａ、Ｂ）のｅｒｚｉｅｈｌｂａｒｅ原価長所はまた、数人のＧｉｅ不法入植者（それはかなりＡｕｓｂｒｉｎｇｕｎｇを増やすことができます）を疲れさせました終わり（図。２．８）、外へこれらの利点はそれ自身で非常にｍｏｒｔｇａｇｅａｂｌｅな保安プレハブ方式の部分の生産のＳｃｈｗｅｒｋｒａｆｔ−Ｋｏｋｉｌｌｅｎｇｕｓｓに経済代わるものとしての手順申し込みでｐｒｏｃｅｅｄ−ｃｏｎｄｉｔｉｏｎａｌｌｙに同時にす、彼女／それ （車輪−運搬人、スイングキャンプ、車輪その他。） アプリケーションを見つけてください。

２．１．３． 圧力を形作ること
Ｄｒｕｃｋｇｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎは最も速いｇｉｅ ｔｅｃｈｎｉｓｃｈｅ生産手順で、大きいシリーズの効果的な製造にふさわしいです。 圧力−キャスティング−部は通常細い壁です、そしてそれは、非常に速い凝結と徹底的にそれは明らかにされて一つです。そして、結果へのすばらしい鋳造組織は持ちます。 圧力−キャスティング−部品の他のポジティブな特性は、厳しい測定−精度と優れた表面上の性質です。

圧力鋳造物において、低い融点による金属は、主に、加工されます。 しばしば最も多くで、アルミニウム、亜鉛とマグネシウムはこぼされます。 高い固体合金の固さ−可能性が完全にはａｕｓｓｃｈでないので、収益条件つきの原因（空気水膨れと冷たい疾走）のため、ｐｆｂａｒは主に、有利になります、そして、裸の応用ｇｉｅはよく第２に合金になります。 Ｕｍｓｃｈｍｅｌｚｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎのもう一つの長所は彼女／それ／それらの比較的高い鉄の含有量にあります。そして、それは形でＫｌｅｂｎｅｉｇｕｎｇを防ぎます。 Ｇｄ−ＡＩＳＭ２で、ＡＩＳｉ８Ｃｕ３−４ Ｇｄ−典型的アルミニウムＤｒｕｃｋｇｉｅ ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎは。 Ｍａｇｎｅｓｉｕｍ−Ｄｒｕｃｋｇｉｅ ｗｅｒｋｓｔｏｆｆｅｎの下で、ＧＤ−ＭｇＡＩ９Ｚｎ１は、最大の株式を持っています。 この合金は、低い重さ形のアプリケーションで複雑な、プレハブ方式の部分のために、しばしば見つけます。

融解した金属がＫｏｋｉｌｌｅでマグネシウム鋳造物で最高１５０ｍ／ｓの高速で高い流体であるか空気のエネルギーによって押されるという点で、圧力鋳造物はマークされます。 上塗り−輸送のために図充填材の間、サーブする圧力は、鋳造物の凝結の間、守られるか、増やされます［Ｐ． Ｒ． Ｓａｈｍほかが、１９９８ａです］。

中でなられるＤｒｕｃｋｇｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎは、暖まります − そして、冷たい−部屋−手順は、分かれました［Ｍ． Ｓｃｈｌｏｔｔｅｒｂｅｃｋ ２００１］。

この分割は、Ｇｉｅ ｋａｍｍｅｒの関係でｃｏｎｓｔｒｕｃｔｉｏｎ−ｔｅｃｈｎｉｃａｌに言及します。 ｗａｒｍｌｙ−ｃｈａｍｂｅｒ−ｍａｃｈｉｎｅｓで、Ｇｉｅ ｋａｍｍｅｒは直接上塗り−浴室にあります。そして、理由ｆ ｒが手順アルミニウムです、 − 不適当な鉄の材に対するＡＩＳｃｈｍｅｌｚｅの高い攻撃性を基礎とした鋳造物は、そうです。 Ｇｉｅ ｍｅｔａｌｌｓの投薬量は、自動的に起こります。

図２．９は以下を示します： 冷たい−部屋−圧力−成形の手順−コース： 処置、熱段階、図充填材、強調−段階［Ｄ．はしけ２０００］。

アルミニウムを冷たい−部屋−機械に基づいて作ることで、それは上塗りを加えられます手で、または、機械的に別々のオーブン。 現在では、図２．９において代表されるように、三相Ｇｉｅ ｐｒｏｚｅｓｓは一般に認められているようになりました。 Ｄｏｓｉｅｒｖｏｒｇａｎｇの後、最初の遅い熱段階の上塗りが彼／それの前にＧｉｅ ｋａｍｍｅｒで０，５ ｍ／ｓに０，２の間でピストン−速度で図ツールの浮上したことは、金がなくて困っています。 一緒にプッシュの間、上塗りのために起こる乱気流の縮小にとって、ピストンの寓話形の速度−側面（．ｐａｒａは撃ちました」）は、線形加速でＧｉｅ ｋｏｌｂｅｎのために選ばれます。 第二段階に、金属は３〜７ｍ／ｓのピストン−速度で、そして、前もって作られたパートｖｅｒｄ通りのＫａｖｉｔ ｔの非常に短い充填材−時代以内で速められます。 Ｔ．シュワルツの後で、２００１が最高５０ｍ／ｓのアルＤｒｕｃｋｇｕｓｓ金属−速度のために広げられたものでつくられること。第三段階は上塗りのａｆｔｅｒ−ｃｏｍｐｒｅｓｓｉｏｎに間に合います。そのために、高圧−建設は非常に速く得られます。 強調がＰｒｅｓｓｒｅｓｔ［Ａ．フレッシュ２００２］の上に十分にまだ持ち込まれることができるように、これにとって、Ｄｏｓｉｅｒｍｅｎｇｅは十分に大きく選ばれることになっています。

Ｄｒｕｃｋｇｉｅ国旗のかなりの不利は、鋳造部品の多孔性感染性です。 速い図充填材の間、空気は形に中でｗｉｔｈ−ｄｒａｇｇｅｄされます。そして、それはきれいに配布された水膨れの型で固められた鋳造物で利用できます。 若干の特別な手順が真空−圧力−成形に合うこと以外は、圧力鋳造物の熱処理と溶接はしたがって、おそらく妨げられます。 高いＤｕｋｔｉｌｉｔ ｔによるＡｃｈｓｔｒゲルのような下部構造のｗ ｒｍｅｂｅｈａｎｄｅｌｂａｒｅと溶接可能な構造プレハブ方式の部分のために、真空に後援された圧力鋳造物は、したがって、主に、選ばれます［Ｍ． Ｗａｐｐｅｌｈｏｒｓｔほかが、２００５です］。 Ｄｒｕｃｋｇｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎはＳｔｒｅｃｋｇｒｅｎｚｅｎで２００のＭＰａまで十分である構成要素［Ｍ．量ほかが、２００５です］のために、そして、前もって作られたパートジオメトリから細い壁−強さを基礎としたそれらで現われます、そして、実現可能なロード事件はそうです［Ｆ． Ｆ．バッツ１９９９］。 ＡＩから下部構造−運搬人またはスイングキャンプのような下部構造プレハブ方式の部分を形作ることに、従来のＤｒｕｃｋｇｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎは、Ｆａｈｒｗｅｒｋｓｔｅｉｌｅのディック−壁−岬と多孔性［Ｍ．村上ほかが、１９７９です］に対する感染性のため、不適当です。

２．１．４． Ｄａｕｅｒｆｏｒｍ−Ｓｏｎｄｅｒｇｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎ、そして、ｉｓｏｓｔａｔｉｓｃｈｅｓはＳｅｍｉ−Ｓｏｌｉｄを押すテクノロジ
それは、ここのいわゆるＳｅｍｉ−Ｓｏｌｉｄにもゆだねられなければなりません − テクノロジ。 それは、吸われるｋｎｏｗｎｅｓｔです。彼／それのより現代のバリエーション（．Ｒｈｅｏｇｉｅエヌ）だけでなくＴｈｉｘｏｇｉｅエヌ」。」 成る、Ｍは長期の手順−概要を与えます。ｆａｕｌｔｙ−ｂｅｅｒ ２００３。圧力鋳造物を変更して製造プロセスを作って、ｔｈｉｘｏｔｒｏｐｅｓはパートを固められた金属に与えられます。その残り上塗りの固体のＧｌｏｂｕｌｉｔｅｎのおよそ５０パーセントの党−割当に（ｇｌｏｂｕｌｉｔｉｓｃｈｅｒからのＡＩが、 − 段階とｅｌｅｋｔｉｓｃｈｅｒ上塗り）、冷たい−部屋−圧力−キャスタの充填材−室に、そして、ツールｖｅｒｐｒｅｓｓｔに。 パート液体（半固体の）使用材の使用は、可能な限りの最も高い圧力密集（優れた固さ）を作ります − そして、鋳造物の高いブレークを延ばしている価値を明らかにしました。 新しい手順は、運転することから、製造においてこれまでしかし一部の例外を除いてそれ自身でそうすることができました［Ｂ． Ｗｅｎｄｉｎｇｅｒ ２０００］ − プロセス−安定性と経費がそうしない理由のための仕事構成要素は、終わりまで押します。

エヌが組合せを表すＰｒｅｓｓｇｉｅという名の、Ｆｌ ｓｓｉｇｐｒｅｓｓｇｉｅエヌ（Ｃａｓｔｉｎｇをしぼります）ダスも、．Ｓｑｕｅｅｚｅ Ｃａｓｔｉｎｇです」Ｄｒａｕｅｒｆｏｒｍｇｉｅエヌ、そして、鍛冶屋［Ｙ．カネコ１９８０］。 Ｒ．Ｗは手順と彼／それのバリエーションの上に広範囲な概要を与えます。皇帝２００４。基本的なマークは上塗りです、そして、圧力のメンテナンスと鋳造物と図との（減少した空気−裂けた−構造）接触が凝結の終わりまでの以降のＤｒｕｃｋｂｅａｕｆｓｃｈｌａｇｕｎｇによるＫｏｋｉｌｌｅへのモールディングです。 この手順は、シュバイザーに許可を与えます − そして、重要な微細孔なしで微細構造の成形と凝結をＡｎｓｃｈｎｉｔｔｓｙｓｔｅｍ失います。 この圧力が図ツールで直接見つかるならば、人は直接のＳｑｕｅｅｚｅ Ｃａｓｔｉｎｇについて話します； 彼／それが、間接的なＳｑｕｅｅｚｅ Ｃａｓｔｉｎｇ．から、外Ｐｒｅｓｓｔｅｍｐｅｌの上に見つかるならば、 凝結−圧はこのときに１７，５と１７５のＭＰａの間にあって、だいたい従ってすでに最小限の圧力です。低圧を形作ることで［Ｈ．販売業者１９９５］より１５０倍高い。 手順は、質的に、アルＦａｈｒｗｅｒｋｓｋｏｍｐｏｎｅｎｔｅｎ（投資−経費が比較的制限された前もって作られたパートスペクトルとともに生産細胞にどんなに上がっても逆に逆の他の手順）の製造にもふさわしいです。 Ｍ。 Ｒ．Ｇｈｏｍａｓｈｃｈｉ、Ａ． Ｖｉｋｈｒｏｖ ２０００は、したがって、部分（Ｚのような）の高い数で、手順が高くて合成で細い壁の鋳造部品の生産にむしろふさわしいのを見ます。 Ｂ． ｇｒｏ ｖｏｌｕｍｉｇｅｒシリンダ−変人−ケース。

Ｇｉｅ ｓｃｈｍｉｅｄｅｎ（Ｃｏｕｌｅ−Ｂａｓｃｕｌｅ−Ｐｒｅｓｓｅ ｃｈａｕｄ−Ｖｅｒｆａｈｒｅｎ）ダスＣｏｂａｐｒｅｓｓ−Ｖｅｒｆａｈｒｅｎは、注がれたアルミニウム野蛮人［Ｇ． Ｉｅ Ｂｏｒｇｎｅほかが、１９９８です］を創り出すことに基づきます。 鋳造スライスが予備的形成品としてキップ−Ｋｏｋｉｌｌｅｎｇｕｓｓで生じられて、トンネル−オーブンで均質にされて、その後Ｗａｒｍｐｒｅｓｓ−Ｓｃｈｍｉｅｄｅｐｒｏｚｅｓｓで回されたプレハブ方式の部分で場所はＥｎｄｆｏｒｍｇｅｂｕｎｇと圧縮を必要とします。 コネクションでは、熱処理は起こります［Ｃｏｂａ ２００５］。 プレハブ方式の部分の幾何学的な変わりやすさは、他のＧｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎに比較においてここに制限されます。 フランスの手順は、これまで部分の中央の数で、すべてより上に自動車−産業で良い機械の特性でアプリケーション−例（Ｚ）を捜し出します。 Ｂ． 部分（Ｚ．）のより高い数の時折のアプリケーションと同様に、シボレーコーベットＣ５の下部構造で Ｂ． 後部の軸（ＰＳＡプジョー４０６）の、そして、ＡＵＤＩ Ａ６［セイントジーンインディアナ２００５］のＨｉｎｔｅｒａｃｈｓｔｒゲルの共同の保有者。 しかしまた、いくつかの高くつくプロセス−ステップを考慮して手順、そして、より高い経費にせよ［Ａ．の針、Ｈ．Ｇ．。 Ｈａｌｄｅｎｗａｎｇｅｒ １９９９］、他の手順の反対側に、すべてのＣＰＣ−Ｇｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎより上に、競争的に存在することができるように、ａｂｚｕｗａｒｆｅｎは残ります。ねえ、ｉｓｏｓｔａｔｉｓｃｈｅｓは縮みを投げることで、圧迫します（ＨＩＰ）、そして、ガス−多孔性（それを手順のため、と同じくらいよくｓｏｌｉｄｉｆｉｃａｔｉｏｎ−ｍｏｒｐｈｏｌｏｇｉｃａｌまたは鋳造物のプレハブ方式のパート建設は始めます）は、それ自体に終わりまで極小値になるのを任せるｉｓｏｓｔａｔｉｓｃｈｅｓプレス。中で、理想的な状態は削除します。 Ｍ．によって、１９８７がごくわずかにオリジナルで耐久性としてより劣ったＫｅｎｎｗｅｒｔｓｔｒｅｕｕｎｇでＨＩＰを通して明らかにキャスティング状態、かなり延びることと抗張力になるＧａｒａｔは、よくなりました。 それは、ＡＩＳｉのためのＨＩＰになります − 鋳造部品が鋳物表面［Ｍ． Ｍ．ディーム２００２］で静水力の高い温度でｄｒｕｃｋｂｅａｕｆｓｃｈｌａｇｔｅｎガスにさらされるという点で、通常実行される熱処理の前の合金。 原則として成功、圧迫するｉｓｏｓｔａｔｉｓｃｈｅｎは、状況の高い範囲と多孔性の出口−自然に場合によります。 ロックされた空洞は、鋳造物で、自由に、そうですカバー（Ｚ）を切り離すことからどれ。 Ｂ． 断熱された多孔性のＤｉｆｆｕｓｉｏｎｓｖｅｒｓｃｈｗｅｉドイツ工業規格が主要な徐行についてのプラスチック流れと以降の普及に浮彫りされたＫｒｉｅｃｈｍｅｃｈａｎｉｓｍｅｎ（ナバロ−ニシンとコーブル−Ｋｒｉｅｃｈｅｎ［Ｇ．神−石１９９８ａ］）のＨＩＰと結果として生じる最適材料−密度で起こるように、酸化物−皮膚（外国の−段階−包含）です［Ｊ． Ｇｒｏ １９９２ａ； Ｈ． Ｖ．アトキンソン、Ｓ．デーヴィス２０００］。 しかし酸化物を悩まされた孔がＨＩＰで凝縮されるならば、それで、おそらく、材料の耐久性に関する丸いガス−孔より逆に影響を持つきっぱりした材料−分離は酸化物−皮膚を通して孔−圧縮の後、構築物で起こります。 ｋｏｋｉｌｌｅｎｇｅｇｏｓｓｅｎｅのための、機械の特性がものより多くの下位のものである押されたＡＩＳｉ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎ ｅｒｚｉｅｌｂａｒｅｎのｉｓｏｓｔａｔｉｓｃｈは、ＣＰＣ−Ｖｅｒｆａｈｒｅｎで生じられて、テストします［ＡＩＳｉ７ＭｇＯ，３のためのｖｅｒｇｌ．： Ｌ． Ｗ ｒｋｅｒ、Ｔ．ゾイナー２００５、Ｊ． Ｇｒｏ １９９２ａ、Ｇ． Ｓｃｈｉｎｄｅｌｂａｃｈｅｒほか２００３］。 手順は、さらなるプロセス−チェーン−拡張としてよく施設と投資−支出を高い正味の値を高さに加えて、より少ない割当サイズの最適化にむしろふさわしく見えます。 に基づいて、彼／それは泳ぎました、／マッシュよい凝結−重くｖｅｒｇｉｅバレンＡＩの形態学またはＴｉＡＩ − モジュールの大きいシリーズのより高い原価圧の下に立っている部分の大きい数がたとえば自動車−下部構造に合うように、合金はしたがって、鋳造部品のための航空学−産業むしろ小さなシリーズのこれでありえます。

２．２ 高い党経済アルミニウム合金
２．２．１ 材料−選択のアルミニウム材基準
ＡＩＧｕｓｓｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎは、原則として弾力を通して彼女／それ／それらの取り替え可能な岬です − モジュールおよそ。７９ＧＰａ（ＡＩＳｉ７ＭｇＯ，３ Ｔ６）不利の下部構造の中の他の普通の材料への比較において、Ｚが好きにしてください。 Ｂ． キャスティング鉄（ＧＪＳ−３００）あたりを味方です。１９０ＧＰａ、そして、鍛冶工場−鋼（１１のＶ３７）あたりを味方です。スイングキャンプ［Ａ． Ｆａｔｅｍｉ、Ｍ． Ｚｏｒｏｕｆｉ ２００４］のための２００ＧＰａ。 完全な熟考において、しかし、補償は他の紹介の挙げられた有利な特性を通して起こります。 アルミニウム − 古典的なＦｅ−Ｃ−Ｗｅｒｋｓｔｏｆｆｅｎ鉄の鋳造物の反対側の意味と自動車産業のｅａｓｉｌｙ−ｃｏｎｓｔｒｕｃｔｉｏｎ−ｓｏｌｕｔｉｏｎｓの間の、そして、永久に鍛冶工場プレハブ方式の部分のＳｕｂｓｔｉｔｕｉｅｒｕｎｇを歩き回ることによる上る機能−統合と汗構造への鋼鋳物の勝利をしたがって、鋳造物合金をつくります。 部分的に反対側の普通の、あるいは、自動移動大きい−シリーズ−生産の材料−選択のｄｉｃｈｏｔｏｍｅ延期−基準は、Ｗ．ポットホフとＩ． Ｂｏｇｎｅｒの後、広がる１９９０です：
固さ、そして、Ｓｔｒｅｃｋｇｒｅｎｚｅ．粘り強さ。期間疲労。温度と腐食−恒久性。Ｖｅｒ、そして、Ｂｅａｒｂｅｉｔｂａｒｋｅｉｔ．経費とツール−姿勢−時間だけでなく合金の入手可能性。機能−品質統合、そして、プレハブ方式のパート複雑さ。動かされたかばねのない多数の重さ。Ｒｅｃｙｋｌｅｎ．再生可能な品質と多くの層をなした延期−問題の可能性は、従って材料−クラス、合金とＰｒｏｄｕｋｔｉｏｎｓｖｅｒｆａｈｒｅｎｓのＰｒ ｆｂａｒｋｅｉｔ Ｄｉｅ選択を意味して、賃金−部分−経費に関して、主にｅｒｚｉｅｌｂａｒｅｎの機械の技術的特性に依存します。 ＡＩＷｅｒｋｓｔｏｆｆｅｎとＧｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎｓの選定の使用は、また、しかし合金（起訴できる岬）のｇｉｅ ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｉｓｃｈｅｎ特性の高い範囲に決定されます。 合金のｇｉｅ ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｉｓｃｈｅｎ特性は、一般的な生産できる岬（機械のプレハブ方式の部分とキャスティング−パート−品質能力）に、重要な影響を及ぼします。 合金のＶｅｒｇｉｅ ｂａｒｋｅｉｔは、凝結−時間、熱撤回とＳｃｈｗｉｎｄｖｅｒｈａｌｔｅｎ［Ｓ．憎しみ２００１］からだけでなく彼女／それ／それらの凝結−形態学（セクション２．２．２を見ます）（彼女／それ／それらの流れ−富と彼女／それ／それらの図−充填材−富）から基本的に確かです。

Ｋｎｅｔｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎと鋳造用合金の間で一般にしたがって、図の中で、彼女／それ／それらの機械の品質プロフィールが十分なａｌｏｎｇ−ｎｏｔであるものによる２．１０がまだＫｎｅｔｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎのそれで多くの場合鋳造用合金のパフォーマンスの増加すると述べた実行可能性上の理由で識別します。 新顔が修正されて、しかし、Ｇｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎ（特に章２．１．４で導入されるＳｏｎｄｅｒｇｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎ）は、合金−グループ間のギャップを削減するという可能性を開けます。

アルミニウム−下部構造急なアルミニウムＫｎｅｔｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎ Ｇｅｓｃｈｍｉｅｄｅｔｅは、通常腐食恒常的な合金でＥＮ−ＡＷになります − ６０６３（ＡＩＭｇＯ，５Ｓｉ１）、高い固体材料（ＡＩＭｇＩＳｉＣｕ）［Ｈ． Ｌｏｗａｋ、Ｋ．ボールラス２００１］または合金ＥＮ−ＡＷ − 製造される［Ｗ． Ｗ．アドルフ２００１］６０８２個（ＡＩＳｉＩＭｇＭｎ）は、注がれた構成要素として大部分はより高いツール−経費で、しかしより劣った幾何学複雑さを提供します。 原則としてより高い固さ−特性で鋳造用合金の発展と修正のためにまた、表２．２は、野心的な．Ｂｅｎｃｈｍａｒｋｉｎｇを代表する高い機械の特性で、ＡＩＫｎｅｔｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎの上に概要を与えます」。

図２．１０は以下を示します： アルＧｕｓｓの概要の建設と化学主な構成［製造工場出版社、１９９８］の後の（左） Ｋｎｅｔｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎ（右）。

２．２．２ アルミニウム鋳造用合金
アルミニウム鋳造用合金（残った図２．１０）は、１７０６年にＤＩＮ ＥＮ １６７６とＤＩＮ ＥＮのヨーロッパの標準の後で分類されます。 彼／それの合金だけを通して、アルミニウムがキャスティング材料として技術的な意味を達成すること、すでに低くそこ合金−要素に追加明白な改善機械的なもの、そして、処理特性原因。 最も現在のＡＩＧｕｓｓｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎと異なるＧｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎの彼女／それ／それらの機械の特性についての概要は、テーブル２．３を与えます。 ＡＩＧｕｓｓｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎ（ｕｎｅｃｏｎｏｍｉｃａｌｌｙにさらに貴金属（アル−Ｓｉ−Ａｇ）のための含有量のため、それまたは適用できない突き出ている固さ−特性にもかかわらず自動車−鋳造物のための大きいシリーズの精練所−活動がそうである高さのための希土酸化物（アルＬｉ、ＲＥ）のための含有量）は、ここで見られません。 高い党アルＧｕｓｓｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎは、彼女／それ／それらのＨ ｒｔｕｎｇｓｍｅｃｈａｎｉｓｍｅｎに基づいて２つのクラス（ｒｔｂａｒに、または、自然激しくａｕｓｈ）に分けられることができます。

Ａｕｓｈ ｒｔｂａｒｅ、固体とｄｕｋｔｉｌｅは、鋳造物ａｕｓｈ ｒｔｂａｒｅｎ鋳造用合金ベースアル−Ｓｉ−マグネシウム（ｕｎｔｅｒｅｕｔｅｋｔｉｓｃｈｅｎシステムのすべてより上のアルＣｕ（より非常にしっかりと、より少ないｄｕｋｔｉｌ）だけでなくアル−Ｓｉ−Ｃｕ（しっかりと、そして、ｄｕｋｔｉｌに））の種類の合金をつくります。 彼女／それは、流行のものは主要な焦点うまく見られた合金−クラス（また、セクション２．２．３を見ます）をこんなに動かすと述べます。 アルＳｉ（また、マグネシウムまたはＣｕ ｚｕｌｅｇｉｅｒｔがなる基礎−合金）宛て。アルＣｕへのマグネシウム、基礎−合金、Ｍｇ２Ｓｉはｉｎｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｓｃｈｅｎ除去の形成を通しての合金です。ＡＩ２Ｃｕ ａｕｓｈ ｒｔｂａｒ。 システムアルＳｉは、セクション２．２．３で集中的に受け入れられます。 高い抗張力の間の見た目のジレンマの消滅または高いブレークを延ばすこと可変に妥協を意味する異なる熱処理（セクション２．２．５を見ます）特性を通して狙いを定められる彼ら自身をしておきます費します。 また、保安を前もって作られたパート性格によるプライオリティの問題として、高品質の建設プレハブ方式の部分は、砂とＤａｕｅｒｆｏｒｍｇｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎのこのグループの鋳造用合金の範囲です。

中で、利用できるまで、ＡＩＣｕ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎが０パーセントではあります。５３ Ｇｅｗ．−％は、前に（図２．１１）、３３，２ Ｇｅｗ．−％のＣｕと５４７°Ｃで単純なｅｌｅｋｔｉｓｃｈｅｓサブシステムをＥｕｔｅｋｔｉｋｕｍと銅共有します。 この温度（固体のＡＩ ５，７ Ｇｅｗ．の銅の最大溶解度）で−ａｍｏｕｎｔｓ％と沈む温度による減少。 可溶性−境界が冷却の間のｂｅｒｇｅｓｃｈｒｉｔｔｅｎであるならば、ＡＩ２Ｃｕは純粋になります − 除去。 （暖かく）固さの重要な増加が彼女／それ／それらを通して可能になるので、このプロセスは熱処理で重要な役割を演じます。 Ｃｕとマグネシウムの同時の存在で、Ｓｅｌｂｓｔａｕｓｈ ｒｔｕｎｇｓｅｆｆｅｋｔさえ、阻止された鋳造物を共有する際に現れます。 技術的なアルＣｕ − 合金マックスを含みます。より高い内容が明らかにブレークを延ばすことを損なう時から、４つのＧｅｗ．−％のＣｕ。 アル−Ｃｕ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎは、縮み多孔性とｗａｒｍｌｙ−ｒｉｐｓのために大きい凝結−間隔、したがって感染性を所有します。 使用が、低い彼女／それ／それらのブレークを延ばすことのそばに、下部構造で除外するものを通して、このグループの合金のもう一つの不利は、彼女／それ／それらの悪い腐食−恒久性です。

Ｎａｔｕｒｈａｒｔｅ固体とｄｕｋｔｉｌｅアルＧｕｓｓｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎは以下の熱処理なしで形作った後にまもなくすでにこれらの合金に良い抗張力とＤｕｋｔｉｌｉｔ ｔを見せます、その後、コストを抑える缶は提供されます。 これらの合金は、プレハブ方式の部分の熱処理が伝統的に避けられる時から、圧力鋳造物において、収益条件つきのガス−多孔性のため、そして、候補者上の理由でｔｕｎｌｉｃｈｓｔがパート遅れをそこで前もって作ったことを意味しているスペシャルを持っています。 主な−合金−システムは、アル−マグネシウム−Ｓｉとアル−Ｚｎ−ｍｇです。

図２．１１は以下を示します： バイナリの段階−図アルＣｕから引用してください、［Ｐ．Ｒ． Ｓａｈｍほかは、Ｌ． Ｆ． Ｍｏｎｄｏｌｆｏ １９７６の後の１９９８ｂです］。

図２．１２は以下を示します： バイナリの段階−図アルマグネシウムからの抜粋［Ｐ．Ｒ． Ｓａｈｍ １９９８ｂほかは、Ｌ． Ｆ． Ｍｏｎｄｏｌｆｏ １９７６の後、す］。

図２．１３： 二進数は、アルＺｎを段階図解します、［Ｐ．Ｒ． Ｓａｈｍほかは、Ｌ． Ｆ． Ｍｏｎｄｏｌｆｏ １９７６の後の１９９８ｂです］。

最初のグループ内で、特性によるＡＩＭｇ５Ｓｉ２は、８と１５パーセントの間で、ｌｅｎｇｔｈｅｎｉｎｇｓで１５０と２００のＭＰａ Ｓｔｒｅｃｋｇｒｅｎｚｅの間で最も大きいアプリケーションを見つけます［Ｕ．ヒールシャーほかは、１９９８です； Ｇ． Ｔｒｅｎｄａ、Ａ． Ｋｒａｌｙ ２００５］。 ＡＩＭｇ − 鋳造用合金は、通常３〜１０のＧｅｗ．−％のマグネシウムを含みます。 ＡＩＭｇ − 段階−図（図２．１２）は３４，５ Ｇｅｗ．−％のマグネシウム含有量でそれにそれ自体を示します、そして、４５０°Ｃ、アルミニウムとｉｎｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｓｃｈｅｎ接続ＡＩ８Ｍｇ５のＥｕｔｅｋｔｉｋｕｍはできます。 固体のＡ１ １７，４ Ｇｅｗ．のマグネシウムの最大溶解度−、１００°Ｃ（まわりにこのたった一つの総計）で、ｅｌｅｋｔｉｓｃｈｅｎ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ％です。２ Ｇｅｗ．−％（図２．１２）。 マグネシウムは、明らかに、同時に弱まっているブレークを延ばすことで、アルミニウム合金の固さと硬度を増やします。 また、ＳｉまたはＣｕ ｚｕｌｅｇｉｅｒｔがこの他、マグネシウムになるならば、合金がＭｇ２Ｓｉの形成を通してあって。ＡＩ２ＣｕＭｇ−Ａｕｓｓｃｈｅｉｄｕｎｇｅｎ ｓｅｌｂｓｔａｕｓｈ ｒｔｂａｒ。 マグネシウムとＺｎの一般のＺｕｌｅｇｉｅｒｅｎは終わりまでＡｌ２Ｚｎ３Ｍｇ３−Ｐａｒｔｉｋｅｌｎ Ｓｅｌｂｓｔａｕｓｈ ｒｔｕｎｇの除去を引き起こします、特に有利な圧力鋳造物によるｚ．Ｂ．はそうです。 合金に含まれるシリコンが信頼できる段階［Ｋ． Ｇｒｅｖｅｎ ２００４］のｉｎｔｅｒｋｒｉｓｔａｌｌｉｎｅまたは緊張−裂け目−腐食のためにこのＡｂＭｇ３の形成を抑える時から、合金は下部構造−地域でアプリケーションのためにまた、十分に腐食一定です。 ＡＩＭｇは大きい凝結−間隔のため、あります。そして、鋳造部品がしかし特にＫｏｋｉｌｌｅｎまたは不適当な砂型鋳造に賛成のＡｌＭｇ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎがあるｗａｒｍｌｙ−ｒｉｐｓと縮み小孔に影響されやすいです。

普通のＡｌＺｎ−Ｇｕｓｓｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎは、４〜７つのＧｅｗ．を含みます−ａｐｐｒｏｘｉｍａｔｅｌｙ％ Ｚｎと０，７ Ｇｅｗ．−％のマグネシウムへの０，３。 アルミニウム−亜鉛−システム（図２．１３）では、ｅｕｔｅｋｔｉｓｃｈｅ点が、Ｚｎと３８２°Ｃの９４，５パーセントとともにあります。 ２７５°Ｃが．−ＡＩが沈没でについて絶えず温度をとるだけである固体にある３１，５ Ｇｅｗ．−％のＺｎ、それで、可溶性Ｇｅｗ．−％のＺｎがそうである１００°Ｃ． ３によるそれの特に厳しい可溶性。 技術的なＡｌＺｎ−Ｗｅｒｋｓｔｏｆｆｅｎに、ＡＩＭｉｓｃｈｋｒｉｓｔａｌｌの全てのＺｎ−Ｇｅｈａｌｔは、解決されるままで、別々の段階として使われません。 ＡｌＺｎＭｇ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎ、Ｚｎの一般のＺｕｌｅｇｉｅｒｅｎとＭｇ２Ｚｎの除去のため、マグネシウムために − またはＡＩ２Ｍｇ３Ｚｎ３−Ｐａｒｔｉｋｅｌｎ Ｓｅｌｂｓｔａｕｓｈ ｒｔｕｎｇ。 しかし、これらのプレハブ方式の部分は楽なもろい分数の傾向があって、したがって、下部構造−アプリケーションにふさわしくありません。

凝結−ふるまいとさらなるｇｉｅ ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｉｓｃｈｅ特性は、理論的に達成できる機械の特性です合金のＧｉｅ ｅｉｇｅｎｓｃｈａｆｔｅｎが、最も重要な選択基準です。 概念．Ｇｉｅ ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｉｓｃｈｅ Ｅｉｇｅｎｓｃｈａｆｔｅｎの下で」、流動性、Ｓｐｅｉｓｕｎｇｓｖｅｒｍ情報とＬｕｎｋｅｒｖｅｒｈａｌｔｅｎ（凝縮されて［Ｐ． Ｒ． Ｓａｈｍほかが、１９９８ｃです］似合われる図−充填材−財産と同様にｗａｒｍｌｙ−ｒｉｐ−ｓｅｎｓｉｔｉｖｉｔｙ）。

合金のｇｉｅ ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｉｓｃｈｅｎ特性は彼女／それ／それらの凝結−ふるまい対ｈから基本的になります。彼女／それ／それらのＥｒｓｔａｍｉｎｇｓｍｏｒｐｈｏｌｏｇｉｅを形づくることは決めます［Ｓ．エングラー１９７０； Ｓ． エングラー、Ｋ． Ｇ ｃｋｍａｎｎ １９７４； Ｓ． エングラー、Ｇ． Ｓｃｈｌｅｉｔｉｎｇ １９７８］。 図２．１４は、各その他の時続いて、２時に５つの基本的な凝結−タイプを示します。 外生の凝結−タイプのために、上塗り−内部（球状晶子はつくられます）で内在性もので、凝結は図壁（ｓｔｅｎｇｅｉｆ ｒｍｉｇｅの結晶）から始まります。 分割、．ｇｌａｔｔｗａｎｄｉｇ（ｒａｕｗａｎｄｉｇ）は泳ぎました − 凝結の間、ｄｅｎｄｒｉｔｉｓｃｈｅｎ成長のタイプ上でそして、マッシュうまく照会します」。 アルミニウム材の下で、Ｒｅｉｎｓｔａｌｕｍｉｎｉｕｍとｅｕｔｅｋｔｉｓｃｈｅｎ合金（ＡＩＳｉ１２，５）は、単にタイプ（Ａ（口先のうまいばか））に属しています。」 ｕｎｔｅｒｅｕｔｅｋｔｉｓｃｈｅｎ ＡＩＳｉ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎは、アート．Ｃ（ｓｐｏｎｇｉｌｙに）の後、通常固まります。」 ＡＩ９９．９から出かけて、ｕｎｔｅｒｅｕｔｅｋｔｉｓｃｈｅｎ合金〈１２，５ Ｇｅｗ．のＳｉの内容が、より高いです−％ Ｓｉはあります、凝結（マッシュ−利益の後のｒａｕｗａｎｄｉｇ）の内在性株式、より高いです。 ７からのｅｕｔｅｋｔｉｓｃｈｅｎ内容へのアプローチで、Ｇｅｗ−外生のものは共有する％は、再びより強くｎｏｔｉｃａｂｌｅに［Ｓ．エングラー、Ｇ． Ｓｃｈｌｅｉｔｉｎｇ １９７８］なります。 ＡｌＭｇ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎは、．ＤとＥ（マッシュうまく、皮を作ることまで）の混成の後で、ｇｌｏｂｕｌｉｔｉｓｃｈを固めます。 ＡＩＣｕ−Ｇｕｓｓｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎ（０，５パーセント − ３０のＧｅｗ．−％のＣｕ）、置かれたインタタイプは、間に泳ぎました − そして、そこのマッシュ良い凝結。 凝結−形態学は合金を通して単独で影響を持たれないで、応用Ｇｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎを通してもあります。 より高凝結−速度は、．ｅｘｏｇｅｎｅｒでＥｒｓｔａｒｒｕｎｇｓｔｙｐを延期します」方向、Ｚ。 Ｂ． ｓｐｏｎｇｉｌｙにざっと方向のより多くから − ばかタイプ。 単純化することは言われることができます、その皮形成凝結−タイプは流れを改善します、そして、Ｓｐｅｉｓｕｎｇｓｖｅｒｍ情報はそれを通してＭａｋｒｏｌｕｎｋｅｒｎの形成をして、促進します。 スポンジ − そして、マッシュ良いタイプは、よりすぐに流動性と上塗りのＳｐｅｉｓｕｎｇｓｖｅｒｍ情報を減らします。 きれいに分散微細孔は、また、ｗａｒｍｌｙ−ｒｉｐ−ｓｕｓｃｅｐｔｉｂｉｌｉｔｙ（図２．１５）のようなプレハブ方式の部分で、それによって支持されます。

図２．１４は以下を示します： ５つの凝結−タイプの略図（［Ｗ．パターソンとＳ．エングラー１９６１］図２．１５が以下を表す各他の時に代わっている２の各々のケースの）： 図は、ｗａｒｍｌｙ−ｒｉｐ−ｆｏｒｍａｔｉｏｎのメカニズムをｕに説明します。凝結の間の影響している強さ。 Ｗａｒｍｌｙ−ｒｉｐｓは、凝結だけの間、つくられることができます。

図２．１６は以下を示します： ．ＢｏｌｚｅｎｐｒｏｂｅのＫｏｋｉｌｌｅｎｇｅｏｍｅｔｒｉｅ」は、鋳造用合金［Ｓ．エングラー、Ｒ． Ｅｌｌｅｒｂｒｏｋ １９７５］のＦｏｒｍｆ ｌｌｕｎｇｖｅｒｍ父系氏族（ＦＦＶ）の規制にスケッチされます。

図２．１７は以下を示します： 注がれた．Ｂｏｌｚｅｎｐｒｏｂｅ」は見受けられます。 コラムの間の高さ以上の裂けた広さが、ＦＦＶの算数規制のために使われます。

能力は、図空洞の輪郭への適合に、図−充填材−財産（ＦＦＶ）によって、１つの上塗りを理解します。 身体的な特性は、熱した状態のこの才能のために重要です。 図−充填材−財産は、他方温度に依存する上塗りの粘性に依存しています。 高いＧｉｅ ｓｐａｎｎｅｎによって、凝結−始めは遅れて、形の最も小さな領域への上塗りを均一にすることができます。 井戸がよりひどくメルトダウンをそこの、そして、また、図輪郭がよりひどく従って描写する［Ｗ．パターソン、Ｈ．の火１９６０］高い表面張力で湿らせて、図−充填材−財産は上塗りの表面張力に依存しています。 転移温度を上回って、上塗りのＴは、材料−価値としての表面張力と外の影響としてのｍｅｔａｌｌｏｓｔａｔｉｓｃｈｅｎ圧だけに依存している図−充填材−財産です。 ＦＦＶの規制は、吸われて流れ出ることを通して、場所に彼女／それを持っていきます。Ｂｏｌｚｅｎｐｒｏｂｅ（図２．１６）。」 それがセクション３．３．３で仕事を説明したように、注がれたテスト（図２．１７）は数学的に評価されます。

図２．１８は以下を示します： バイナリのアル−Ｓｉ−Ｐｈａｓｅｎｄｉａｇｒａｍｍ［Ｐ．Ｒ． Ｓａｈｍほかは、Ｌ． Ｆ． Ｍｏｎｄｏｌｆｏ １９７６の後の１９９８ｂです］
２．２．３ システムアルＳｉと彼／それの合金の鋳造組織
シリコンが１２，６重量によりあるアルミニウムの形−Ｅｕｔｅｋｔｉｋｕｍを溶かしている５７７°Ｃによる％ Ｓｉ １。 固体のＡＩＭｉｓｃｈｋｒｉｓｔａｌｌのＳｉの可溶性は、１，６５ Ｇｅｗ．です−５７７°Ｃ％のために。 可溶性は温度を落すこととともに強く沈みます、そのため、３００°Ｃをもつ彼女／それが０，０７ Ｇｅｗ．−％の総計（図２．１８）でほぼあるだけです。 Ｕｎｔｅｒｅｕｔｅｋｔｉｓｃｈｅ鋳造用合金は最初は彼女／それ／それらの凝結（その．−Ｍｉｓｃｈｋｒｉｓｔａｌｌ）でアルＰｒｉｍ ｒｐｈａｓｅをつくりますどのｄｅｎｄｒｉｔｉｓｃｈ、あるいは、Ｋｏｒｎｆｅｉｎｕｎｇでも、ｇｌｏｂｕｌｉｔｉｓｃｈコンパクトはかびることができました。 ５７７°Ｃからの下記はＡＩから段階を排出します、そして、第二段階のように、それ自体のための落ち着いたｅｕｔｅｋｔｉｓｃｈｅのＳｉが彼らです。

Ｍｉｓｃｈｋｒｉｓｔａｌｌｅの繊細さと図がまた、最終的に決定するａ−Ｍｉｓｃｈｋｒｉｓｔａｌｌ Ｓｐｅｉｓｕｎｇｓｖｅｒｍ情報に対する彼女／それ／それらの影響のＡＩＳｉ−ＬｅｇｉｅｒｕｎｇとそれからのＭｉｋｒｏｐｏｒｏｓｉ ｔ結果の固さ、そして、ｗａｒｍｌｙ−ｒｉｐ−ｓｕｓｃｅｐｔｉｂｉｌｉｔｙ［ＶＡＷ − ＩＭＣＯ ２００４； アルミニウムＲｈｅｉｎｆｅｌｄｅｎ １９９５］。 したがって、より多くの穀物−境界ｄｅｎｄｒｉｔｉｓｃｈ−ｋｏｍｐａｋｔ電車のため、．−Ｍｉｓｃｈｋｒｉｓｔａｌｌがなんと彼／それになるだろうことを、Ｋｏｒｎｆｅｉｎｅｒがそうである化学製品は、ＡＩＳｉ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎを加えました（セクション２．２．４を見ます）。 間接的に、可能性がある多孔性が減少する［Ｑ． Ｔ．キャッチ、Ｄ． Ａ．農民共済組合員１９８９］ので、よりすばらしい．−Ｍｉｓｃｈｋｒｉｓｔａｌｌは従って機械の特性を形づくることに対する陽影響を引き起こします、そして、熱処理のｄｉｆｆｕｓｉｏｎ−ｗａｙｓはよりまもなく起こります［Ｔ． Ｋａｔｔａｍｉｓ １９８２］。 しかし、他の構造−構成要素（Ｅｕｔｅｋｔｉｋｕｍ、ｉｎｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｓｃｈｅ段階）が固さ彫刻に影響する時から、多くの穀物−境界がそうすることができない上昇は裂け目が進歩することが打ち消す［Ｋ．粉屋１９９６、Ｄ． Ｋｕｂｅ ２０００］移動−運動［Ｇ．神−石１９９８ｂ］の妨害についてｅｉｎｐｈａｓｉｇｅのために彼女／それに従って直接有効なホール−ペッチ−Ｂｅｚｉｅｈｕｎｇの合金になります。 それでも、．−Ｍｉｓｃｈｋｒｉｓｔａｌｌｓ［Ｋ． Ｊ．オズワルト、Ｍ． Ｓ． Ｍｉｓｒａ １９８１、Ｈ． Ｍ． Ｔｅｎｓｉ、Ｈ．キツネ１９８３］の中のいわゆるローカル第二のＤｅｎｄｒｉｔｅｎａｒｍａｂｓｔａｎｄ（ＴＨＩＳ）の上の、または、また、実力者としての粒度［Ｒ． Ｅ．スピア、Ｇ． Ｒ． Ｇａｒｄｅｎｅｒ １９６３ Ｃ． Ｈ．カセレスＱ． Ｇ．ワング１９９６］が効果的に構造−品質のために因数に分解する明らかにされた穀物（．ｄｅｎｄｒｉｔｅ細胞」）のｄｅｎｄｒｉｔｉｓｃｈ−ｋｏｍｐａｋｔのためのアルＰｒｉｍ ｒｐｈａｓｅの繊細さでなります［Ｍ． Ｄｒｏｕｚｙほかは、１９８０です； Ｃ． Ｈ．カセレス２０００ａ−ｄ］。 彼らがとりわけ一般にＡＩＳｉ７Ｍｇのためにいて、構造−繊細さ、化学影響力のある要因と避難−カーブは高い経験的な支出で生じられるＱｕａｌｉｔ ｔｓ−Ｉｎｄｅｘ−Ｃｈａｒｔｓに溶け込みます［Ｃ． Ｈ．カセレス２０００ａ−ｄ； Ｊ． Ａ。テイラーほかは、２０００です］。 あなた／彼らは、前もって作られたパート寿命とビジネス固さ［Ｒ． Ｍｉｎｉｃｈｍａｙｒ、Ｗ． Ｅｉｃｈｌｓｅｄｅｒ ２００３、Ｗ． Ｅｉｃｈｌｓｅｄｅｒ ２００４］の予想のために呼び込まれます。 修正されたインデックスのＡＩＳｉ７Ｍｇのためのそれは、しかし、更なるものなしで他のＡＩＳｉの上にありません − 移動可能な合金。 彼／それは、当初Ｄｒｏｕｚｙほかの後、この職場でなります。１９８０の明確に述べられた品質添え字ＱはＲｍで＝単位ゆるい最大の抗張力を使います。そして、Ａ５がブレークを延ばすことで単位ぐらぐらい。Ｑ ＝ Ｒｍ ＋ １５０は、（Ａ）を記録します。

ＡＩＳｉ７Ｍｇの合金のために開発されるこのインデックスは、条件つきで他のＡＩＳｉ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎに適用できるだけです。 品質インデックスＱについての声明は、上記の手法の後、この職場で計算されて、しかし確実に、しかし、全く質的に、量的に考えられていないことになっていて、図の中で粗い比較に引用しました。

それぞれのものは、それから、構造に可溶性接しているより、より大きい合金でＳｉ−Ａｎｔｅｉｌのあるｅｕｔｅｋｔｉｓｃｈｅ段階（アルＳｉ）は、部分的にｐｒｉｍａｒｉｌｙ−ｐｈａｓｅとして．−Ｍｉｓｃｈｋｒｉｓｔａｌｌｅｎのそばにアル−Ｓｉ−Ｅｕｔｅｋｔｉｋｕｍを固められてつながれるｅｕｔｅｋｔｉｓｃｈｅ段階を含みます。 ここでは、ＡＩＳｉのＡＩＳｉ−Ｇｕｓｓｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎは、異なります − ｅｕｔｅｋｔｉｓｃｈｅｓシリコンが快活さで強くＵｍｆｏｒｍｂａｒｋｅｉｔをじゃまするＫｎｅｔｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎ。 アル−Ｓｉ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎのｅｉｇｅｎｓｃｈａｆｔｅｎが新生の構築物に、そして、シリコン割当からそれで強く段階をｅｌｅｋｔｉｓｃｈｅｎの株式からつるすＧｉｅ。 ｅｕｔｅｋｔｉｓｃｈｅｎ構成、流れとＳｐｅｉｓｕｎｇｓｖｅｒｍにあるまで、上るＳｉ−Ｇｅｈａｌｔで、情報は上達します。 良い固さ−価値と優れたＧｉｅ ｂａｒｋｅｉｔの組合せに基づいて、ｎａｈｅｕｔｅｋｔｉｓｃｈｅｎ合金（Ｓｉ ＞ ７ Ｇｅｗ．−％）、アル−Ｓｉ−Ｇｕｓｓｗｅｒｋｓｔｏｆｆｅの主な代表です。 ＡＩＳｉ − Ｇｅｗ．−％が所有する５としての低いシリコン含有量による合金はＧｉｅ ｅｉｇｅｎｓｃｈａｆｔｅｎを述べました、そのため、それらは、また、基礎−試験のようなほとんど例外ででなく、技術的にこれまで実行されませんでした。

ｅｕｔｅｋｔｉｓｃｈｅｎ段階のシリコンの形態は、３つの創造［Ｘ． Ｇ．が、１９９０ででなくほとんどあります］で区別されることができます：
．ｋ ｒｎｉｇ」： 部分的に、ｐｏｌｙｅｄｒｉｓｃｈ（ｆｌａｔｔｅｎ−ｓｈａｐｅｄされた（主要な）シリコン）は部分的に支配ゆるくきめの粗い小さなロッド形のシリコンの結晶を配布しました。薄板状」： 光線−ｙ（通常ｎａｄｅｉｆ ｒｍｉｇｅのシリコン結晶）は、注文しました。ｖｅｒｄｅｄｅｌｔ」： 非常にきれいに、訓練されたシリコン−クリスタル小さなロッドの部分的に透過されたｋｏｒａｌｌｉｇ。

形態学を形づくることは、両方のありうる化学処理（セクション２．２．４を見ます）から、そして、凝結−状況から、そして、ｅｕｔｅｋｔｉｓｃｈｅｎシリコンのｓｐｈｅｒｏｉｄｅ情報のありうる熱処理（セクション２．２．５を見ます）から場合によります。 そのうえ、シリコンの形態はまた、鋳造用合金の固さに対するかなりの影響を備えていますそして、より多くの粒にされたおよびｇｒｏｂ−ｌａｍｅｌｌａｒｅｒ ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ−ｗｅａｋｅｎｓ創造（裂け目紹介の）で、しかし、材料−マトリックスのＤｉｓｐｅｒｇｉｄとしてのもｖｅｒｅｄｅｄｅｌｔｅｒとｓｏｌｉｄｉｔｙ−ｉｎｃｒｅａｓｅｓが働くというｓｐｈｅｒｏｉｄｅｒ情報でそうすることができます。 気高くされたＥｕｔｅｋｔｉｋｕｍ。作品、Ｏｒｏｗａｎ−Ｍｅｃｈａｎｉｓｍｕｓ（移動のかけらの回避）に従う固さを増やしている（セクション２．２．５を見ます）ｓｐｈｅｒｏｉｄｅすばらしいＳｉ−Ｐａｒｔｉｋｅｌ。 ｓｐｈ ｒｏｉｄｅ徴候は、主要なＳｉ［Ｔ． Ｈｅｒｆｕｒｔｈ、Ｓ．エングラー２０００］のＳｐｈ ｒｏｌｉｔｅｎｂｉｌｄｕｎｇと混同されることになっていません。 重大なスラスト緊張は、弱まっている小片−距離で増加します、そして、 − ボリューム分数ｆ（したがって、分散程度ｆ／ｒ［Ｇ．神−石１９９８ｃ］）の依存の半径ｒ。 まわりに粒にされたｅｕｔｅｋｔｉｓｃｈｅｍ Ｓｉ総計のＳｉｔｕにＦｅｓｔｉｇｋｅｉｔ。そこでしかし２００のＭＰａ Ｔ６−Ｗ ｒｍｅｂｅｈａｎｄｌｕｎｇ Ｉｎの後のｕｎｖｅｒｅｄｅｌｔｅｓ ｓｐｈｅｒｏｉｄｉｅｒｔｅｓ Ｓｉ − ５００〜９００のＭＰａが所有する［ニシドほかが、２００４です］Ｓｉｔｕ−Ｆｅｓｔｉｇｋｅｉｔｅｎ。 ｅｌｅｋｔｉｓｃｈｅｓが構築する罰金は、解決−白熱が秘密のＭｇ２Ｓｉ（これに戻ってマグネシウムの普及。−Ｍｉｓｃｈｋｒｉｓｔａｌｌ）［Ｅ．暗闇１９６５］のｅｕｔｅｋｔｉｓｃｈｅｎ穀物−境界の上のから帰る短い普及途中を通してにある合金−構成要素として、マグネシウムのために上に向かうａｇａｉｎ−ｓｏｌｕｔｉｏｎを支持します。 ｅｕｔｅｋｔｉｓｃｈｅシリコンは、面積−温度で彼／それの形態的で量的創造で、機械の特性に対する決定的な影響を及ぼします［Ｈ． Ｕｎｃｋｅｌ １９６３； Ａ。 Ｓａｉｇａｌ、Ｊ． Ｔ．ベリー１９８７］。 ＡＩＳｉ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇのブレークが３つの段階に再分割されることができることが示されました［Ａ． Ｇａｎｇｕｌｅｅ、Ｊ． Ｇｕｒｌａｎｄ １９６７； Ｒ．Ｍ．フォークト、Ｒ． Ｄ．さよなら１９９１； Ｓｕｒａｐｐａほかは、１９８６です］：
教養のあるＫａｖｉｔ １０の間でＫａｖｉｔ ｔ．にＡＩマトリックス涙をさらに延ばすＳｉ−Ｐａｒｔｉｋｅｌｎ．裂け目−教育の裂け目−開始。

低いＳｉ−Ｇｅｈａｌｔｅｎで、影響は来ますＴＨＩＳ。Ｅ． Ｅｒｇｉｎｅｒの後の機械の特性に関する．−ｇｌｏｂｕｌｉｔｉｓｃｈｅｎ ＭｉｓｃｈｋｒｉｓｔａｌｌｓとＪ． Ｇｕｒｌａｎｄ １９７０がｓｉｌｉｃｏｎ−ｒｉｃｈｅｒでより運送に強く合金をつくる粒度。

シリコンが最初はｆｌａｔｔｅｎ−ｓｈａｐｅｄされたｈｅｘａｇｏｎａｌｅｒ Ｓｉ−Ｋｒｉｓｔａｌｌｅの図で固める、予備選挙［アルミニウムペーパーバック１９９０ｂ］という名の中で、ｂｅｒｅｕｔｅｋｔｉｓｃｈｅｎは合金になって、時折また、．−Ｍｉｓｃｈｋｒｉｓｔａｌｌのそばにｎａｈｅｕｔｅｋｔｉｓｃｈｅｎ合金（Ｓｉ〈１２，５ Ｇｅｗ．−％）の中に現れます、そして．ａｎｏｒｍａｌｅ凝結」。 これらの合金の衣服恒久性は上がります、しかし、Ｐｏｌｙｅｄｅｒは構造を中断します、終わりまで、固さと明らかに延びることがそうであることは減りました。

技術的なＡＩＳｉ−ＬｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎのＡＩＳｉ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎ Ｉｎの第二のｉｎｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｓｃｈｅ段階は、ｉｎｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｓｃｈｅ、厳しく段階がマグネシウムで合うｓｔ ｃｈｉｏｍｅｔｒｉｓｃｈｅまたはＣｕＺｕｌｅｇｉｅｒｕｎｇを部分的に願われます。 さらにまた、好ましくないｉｎｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｓｃｈｅ段階（Ｆｅを通してのそれ）ＺｎまたはＣｕがあります。不純物呼び起こします。

明らかに労働ｉｎｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｓｃｈｅ段階は主に、形作った後にマグネシウムまたはＣｕと１のＺｕｌｅｇｉｅｒｅｎの上にＡＩＳｉ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎでそれ自体のための発生する以降の熱処理で、影響されます。 彼らは、主に、中国人−文書良い除去として、キャスティング状態で起こります： Ｍｇ２Ｓｉ（自動車、Ｚｉｎｔｌ−Ｐｈａｓｅ［Ｒ． Ｐ ｔｔｇｅｎ、Ｒ． Ｄ．ホフマン２００４］）。ＡＩ２Ｃｕ（自動車［Ｇ．神−石１９９８ｄ、ｅ］）。 機械の特性に対する陽影響は、Ａｕｓｓｃｈｅｉｄｕｎｇｓｈ ｒｔｕｎｇ［Ｇ．神−石１９９８ｅ］のメカニズムに基づきます。 熱処理とＡｕｓｓｃｈｅｉｄｕｎｇｓｈ ｒｔｕｎｇで−、Ｍｇ２ＳｉとＧ−ＡＩ２Ｃｕ（．−段階（四角形の））、それは入れられて深まっているセクション２．２．５で起こります。

好ましくないｉｎｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｓｃｈｅ除去はすべての鉄を含むｓｔ ｃｈｉｏｍｅｔｒｉｓｃｈｅ接続を越えます、通常中で穀物−へりのそれがより粗くて、好ましからぬ形のｍｏ．ｈｏｌｏｇｉｓｃｈは利用できて、そう否定的に機械の特性に影響します。 これに、鉄を含む段階ＡＩ６（Ｍｎ１Ｆｅ）（ＡＩ３Ｆｅ）は、．−ＡＩ（Ｍｎ１Ｆｅ）Ｓｉを数えます、−ＡＩＦｅＳｉ（ＡＩ５ＦｅＳｉ）と彼女／それ／それらの下位グループと同様に．−ＡＩＭｇＦｅＳｉ（ＡＩ８Ｓｉ６Ｍｇ３Ｆｅ）。 彼女／それ／それらの形成と創造は、上塗り（Ｚ）の化学組成からさがります。 Ｂ． マグネシウム−Ｇｅｈａｌｔ（ｅｖｔｌ．だけでなくｈｌｂｅｄｉｎｇｕｎｇｅｎ（Ｓｃｈｅｉｌの厩舎またはアンバランス−凝結）が熱処理を起こす（セクション２．２．５を見ます）Ａｂｋの高い範囲への）。 ＡＩＳｉ−ＬｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎのＫｕｐｆｅｒｈａｌｔｉｇｅチョウザメ−段階は、ＡＩＣｕＭｇです（Ｓ − 段階、Ｌａｖｅｓをタイプしてください）、そして、ＡＩＣｕＭｇＳｉ（ＨまたはＱ−Ｐｈａｓｅ）。
さらに可能性があるｉｎｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｓｃｈｅ段階は、ＫｏｒｎｆｅｉｎｕｎｇｓとＶｅｒｄｅｌｕｎｇｍｉｔｔｅｌｍｉｔｔｅｌｎで追加を通して技術的なＡＩＳｉ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎに現れます。 つまり、彼らは．−Ｍｉｓｃｈｋｒｉｓｔａｌｌｓまたはｅｕの狙いを定められた影響でつくられます − 凝結の間のｔｅｋｔｉｓｃｈｅｎ段階。 これに、ＡＩＳｉ２Ｓｒ（Ｖｅｒｅｄｌｕｎｇの副産物）と同様にＡＩ３Ｔｉ、ＴｉＢ２、ＡＩＳｉＴｉ（余剰細菌−作者または基礎−合金の高いＴｉ−Ｇｅｈａｌｔ）とＡＩ４Ｓｒは、数えます。 したがって、単純なバイナリの状態−図で新生の段階と構造−株式の予想に十分でありません、しかし、それは複雑な増加−材料−システムの近くで描かれなければなりません。

システムアルＳｉ Ｇｉｅ ｔｅｃｈｎｉｓｃｈに基づく増加−段階−図はマグネシウム（Ｃｕ）のようなＡＩＳｉ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎさらに更なる合金−構成要素を使います、段階をさらに作ることがそれ自体の上に構造と特性に対する重要な影響を及ぼすことができるＦｅのような不純物だけでなく主に、Ｎｉ、ｍ、Ｃｒ、ＴｉまたはＢを含んでください。 通常、１または２は低い集中合金−構成要素の多数の他の要素（不純物）だけでなく比較的高い集中のこれらの要素の更なるものです。

従って、技術的な鋳造用合金はアジサシとして２−材料−システムとしてに以外許されません以上、複雑な増加−材料−システムが構成をつくる良質なシステムは見られます。

新しい段階の列は２−材料−システムに比較において発達します、可溶性−境界は変わります、そして、転換−温度は延期されます。 複雑なアジサシｒｅｒシステムの表現は、空間的に、または、ｉｓｏｔｈｅｒｍｅｒとして切られる二次元のプロジェクトで起こることができるだけです。 存在域とバランス段階の境界は、したがって、彼ら自身に集中［Ｊ．ハンセン、Ｆ．ベイナー１９７４］に対応する自慢させました。 出るシステムに関するアジサシの上にからＭｅｈｒｋｏｍｐｏｎｅｔｅｎｓｙｓｔｅｍｅｎが準二進数が治っているだけであるという表現、あるいは、 − おそらくスライスに関するアジサシ。 増加−材料−システムによって、この仕事にとって最も重要に切れて以下のもので代表する（図２．１９） − ２．２３。

図２．１９は、３−材料−システムアルのＬｉｑｕｉｄｕｓｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｎの映写を示します − Ｓｉ−ｍｇ。 低Ｓｉとマグネシウム−Ｇｅｈａｌｔｅは、低い左の地域に置かれます。 図２．２０は、この３−材料−システムのＳｏｌｉｄｕｓｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｎの映写を示します。 温度は、シリコンとマグネシウムの上る内容とともに沈みます。 それへの比較において、３−材料−システムアル−Ｓｉ−Ｃｕは、見受けられます。 このときに、それも図２．２１の中でＬｉｑｕｉｄｕｓｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｎの映写についてです。 低ＳｉとＣｕＧｅｈａｌｔｅｎによる合金のために、適切な低い角は関連します。

４−材料−システムは、それ自体をレベルのこれ以上を代表しなくさせます； 簡略化された表現だけ、システムアル−Ｓｉ−マグネシウム−Ｆｅのためのショー画像２．２２とシステムアル−Ｓｉ−マグネシウム−Ｃｕのための図２．２３として、可能です。

図２．１９は以下を示します： システムアル−Ｓｉ−マグネシウムに関するアジサシ： Ｌｉｑｕｉｄｕｓｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｎ［ＡＳＭ １９９８］の映写。

図２．２０は以下を示します： システムアル−Ｓｉ−マグネシウムに関するアジサシ： Ｓｏｌｉｄｕｓｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｎ［ＡＳＭ １９９８］の映写。

図２．２１は以下を示します： システムアル−Ｓｉ−Ｃｕに関するアジサシ： Ｌｉｑｕｉｄｕｓｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｎ［ＡＳＭ １９９８］の映写。

図２．２２は以下を示します： 存在域ｉｎｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｓｃｈｅｒは切られる準アジサシｒｅｎでＦｅとマグネシウム（四次構造システム）でＡＩＳｉ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎを段階的に導入すると、［Ａ． Ｌ．ドンは、２００２です］図２．２３が示します： 存在域ｉｎｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｓｃｈｅｒは、マグネシウムとＣｕ（簡略化された四次構造システム）、これらの複雑な増加−材料−システムについてしっかりつかむ［Ａ． Ｌ．ドンは、２００２です］でＡＩＳｉ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎを段階的に導入します、そして、抗議する（熱力学Ｍｏｄｅｌｌｉｅｒｕｎｇ）ために、熱物理データベースはそうです、Ｃａｌｐｈａｄ−Ｍｅｔｈｏｄｅ［Ｌ．コーフマン、Ｈ．琥珀１９７０］の上のそれは、基礎を形成されます、ＣｈｅｍＳａｇｅサーモ−Ｃａｌｃ、ＤＩＣＴＲＡ、ルーカス［Ｕ． Ｒ． Ｋａｔｔｎｅｒ １９９７］、ＰＡＮＤＡＴのように開発します［ほとんどＳ． Ｌ．ほかは、２００３ででなくす； Ｃ． ラビ、Ｃ．ウォルバートン２００５］またはＡｌｓｔｒｕｃ［Ａ． Ｌ．ドンは、２００３です］。 データベースがしたがって、ｍｏｒｔｇａｇｅａｂｌｅである［Ｕ．カワカマスほかが、２００４です］ならば、構築物で数学的に段階−構造、化学組成、Ｓｅｉｇｅｒｕｎｇと株式を決定することはこれらの候補者を作ります。 この職場で適用されるプログラムは、．Ｔｈｅｒｍｏ−Ｃａｌｃです。」
２．２．４ Ｋｏｒｎｆｅｉｎｕｎｇ処理、上塗り処置Ｋｏｒｎｆｅｉｎｕｎｇ ｕｎｔｅｒｅｕｔｅｋｔｉｓｃｈｅｒ ＡＩＳｉ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎ
Ｋｏｒｎｆｅｉｎｕｎｇは上塗り−処置です、それは修正です。そして、．−Ｍｉｓｃｈｋｒｉｓｔａｌｌｓは呼び起こします。 ｕｎｂｅｈａｎｄｅｌｔｅｒ上塗りにおいて、粗いｄｅｎｄｒｉｔｉｓｃｈｅｒはつくられます。−、Ｍｉｓｃｈｋｒｉｓｔａｌｌ、Ｇｉｅ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒとＡｂｋ ｈｌｇｅｓｃｈｗｉｎｄｉｇｋｅｉｔ（熱−撤回）の誰の粒度が測定されますか。 持ってくることによって外国の進化によって呼び起こされて、分配している上塗りで細菌−番号の人工の増加は、概念．Ｋｏｒｎｆｅｉｎｕｎｇによって理解されます」。 すばらしいものに穀物−境界の会うとき、高い細菌−番号はほぼｇｌｏｂｕｌｉｔｉｓｃｈｅｎ構造を導きます。 Ｗは、話題の上に良い概要を与えます。リング１９９８とＨ．は、２０００を料理します。図２．２４の中の見受けられるＡＩＳｉ３Ｍｇと合金のための図２．２５が、この職場（アルＳｉ原因の近くのＫｏｒｎｆｅｉｎｕｎｇ）で発達しました − 以下から鋳造物大部分はよりすばらしい教育の合金をつくります：
関係のある発達するＡＩとＳｉから存在しているより小さな小さいＤｅｎｄｒｉｔｅｎ． ｅｌｅｋｔｉｓｃｈｅｍ穀物の形のアルミニウムＭｉｓｃｈｋｒｉｓｔａｌｌ。

すばらしい訓練を受けたある通常ｇｌｏｂｕｌｉｔｉｓｃｈｅな微細構造は、砂だらけのもの（ｋｏｒｎｇｅｆｅｉｎｔｅｎ鋳造物でない）に勝るｋｏｒｎｇｅｆｅｉｎｔｅｒキャスティングパート要点利点を救います − 構造。 Ｋｏｒｎｆｅｉｎｕｎｇは、暖かく裂け目に敏感なアルＳｉによる意味がある事項です − 合金とアルマグネシウム−アル−Ｃｕ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎ。

最も重要な利点は以下の通りです：
より良いＳｐｅｉｓｕｎｇｓｆ ｈｉｇｋｅｉｔは、終わりまでＭａｓｓｅｎｓｐｅｉｓｕｎｇを改善しました。Ｆｏｒｍｆ ｌｌｕｎｇｓと流動性はよくなりました。多孔性感染性とｗａｒｍｌｙ−ｒｉｐ−ｉｎｃｌｉｎａｔｉｏｎの縮小。それを通して、Ｄｕｋｔｉｌｉｔ ｔは増加しました。より良い表面の自然。

ＡＩＳｉ−ＬｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎのＫｏｒｎｆｅｉｎｕｎｇのもう一つの前向きな影響は、ＡＵｓＦｅですＡｌｉ３Ｆｅ４、Ａｌ．Ｆｅ、．−ＡＩＦｅＳｉのような第二のｉｎｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｓｃｈｅｎ ＡｌＦｅ−Ｖｅｒｂｉｎｄｕｎｇｅｎ（より均一に穀物−境界の上に．−Ｍｉｓｃｈｋｒｉｓｔａｌｌｓが配布されるようにそれ）をよりすばらしく形づくる。［Ｐ．シューマッハー２００３； Ａ。 Ｌ．グリーアほかは、２００３です］。

図２．２４は以下を示します： 合金ＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６（バーカー画像２．２５が以下を表したあと色−焼灼）のｋｏｒｎｇｅｆｅｉｎｔｅｓ構造でない： 合金ＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６の１５０ｐｐｍのＡＩＴ．５Ｂ１ ｋｏｒｎｇｅｆｅｉｎｔｅｓ構造で、バーカーＨａｎｄｅｌｓ ｂｌｉｃｈｅ Ｋｏｍｆｅｉｎｕｎｇｓｖｏｒｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎの後の色−焼灼は、Ｋｎｅｔｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎ［Ｈ．コック２０００］の生産において、ニーズのために主に展開されました。 実行において、優位な方法は、ＡＩＴｉＢのＺｕｌｅｇｉｅｒｅｎです − ワイヤの中のプレ合金 − または無駄話−食器−の形、従ってタイプＡＩＴｉ５Ｂ１の誰の最も頻繁なｐｒｅ−ａｌｌｏｙｓ、ＡＩＴ．３Ｂ１またはＳｉによる技術的なＡＩＧｕｓｓｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎの上でＡＩＴｉ５Ｂ０，２ − ７と１１のＧｅｗ．−％のＳｉの間の内容は、調整されます。 普通の追加量が、１００と３００ｐｐｍの間にあります。 より新しい時間に発達したＫｏｒｎｆｅｉｎｅｒ ＡＩＴｉＩ（様々なＴｉによる２Ｂ０．５）のＫｎｅｔｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎのために、さらになられます： Ｂ−Ｖｅｒｈ ｌｔｎｉｓ ２，２：１［Ｗ． Ａ．シュナイダーほかは、２００３です； Ｈ． コック２０００］、より劣った追加量によるより良いＫｏｒｎｆｅｉｎｕｎｇｓｅｒｇｅｂｎｉｓｓｅは、目的を達します。ＡＩＳｉ−ＧｕｓｓｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎのためのＡＩＴｉＩ ，６Ｂ１ ，４（ＴｉＢＡＩＩｏｙ）は、広がります。 ＡＩＴｉＩに、６Ｂ１、４つはＡＩＴｉ５Ｂ１［Ｄ．ボートほかが、２００２です］として、ｗａｒｍｌｙ−ｒｉｐ−ｎｅｓｓに関して合金でＳｒの欠如で、しかしより悪い結果を生み出さなければなりません。 さらに現在の作品は、熱力学Ｍｏｄｅｌｌｉｅｒｕｎｇではあります［Ｐ．クーパーほかは、２００３です； Ｊ． Ｇｒ ｂｎｅｒほかは、２００５です］。 通常すでに構造−繊細さに対する影響が含む何でもでなく、しかし、Ｂ２が進めるＭｉｓｃｈｏｘｉｄｓ（ＡＩ１Ｔｉ）の形成をする０，０４ Ｇｅｗ．−％のＴｉ以上の技術的なＡＩＳｉ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎから、Ｂとの関係の高いＴｉ−Ｇｅｈａｌｔｅは、批判的に考えられていることになっています。 ｂｏｒｉｃなあまりに高い量は、かたまりと堆積［Ｈ．コック２０００］を通して否定的に影響を持つこともできます。

Ｋｏｒｎｆｅｉｎｕｎｇｓｗｉｒｋｕｎｇは、以前にｉｎｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｓｃｈｅ接続ＴｉＢ２に起因していました、解決できなくなければなりません上塗りの中の微粒子の図で利用できる、［Ａ． Ｃｉｂｕｌａ １９５１］またはｐｅｒｉｔｅｋｔｉｓｃｈｅ反応に関して： Ｓ ＋ ＡＩ３Ｔｉ−＞ ．−アル［Ｊ． Ｍａｒｃａｎｔｏｎｉｏ、Ｌ． Ｆ． Ｍｏｎｄｏｌｆｏ １９７１］。 より新しい試験［Ｐ．シューマッハー２００３］では、遊離したＴｉが細いＡＩ３Ｔｉ−Ｓｃｈｉｃｈｔの形成を通して上塗りで細菌−構造のために重要である命題は、捻挫されます。 これらなしで、細菌−構造は、可能でありません。 上塗りの中の外側の余剰Ｔｉは、従って、ＡＩ３Ｔｉ［Ｐ．シューマッハーほかが、１９９８です］のための基層として働くｓｔ ｃｈｉｏｍｅｔｒｉｓｃｈｅｍ ＴｉＢ２の存在に至ります。 それ自身でＡＩ３Ｔｉをつくっている層は、ローカルｐｅｒｉｔｅｋｔｉｓｃｈｅ反応を通してそうすることができます： ＋ ＡＩ３Ｔｉのつや出しをします−＞ ．−ＡＩは、細菌−構造原因です。

ＡｌＴｉＢ−ＶｏｒｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎによるＫｏｒｎｆｅｉｎｕｎｇは、特に．−Ｍｉｓｃｈｋｒｉｓｔａｌｌｓ（低いＳｉ−Ｇｅｈａｌｔｅ）の高い株式で、合金で効果的です。 図２．２６は、ＡＩＴｉ５Ｂ１でＫｏｒｎｆｅｉｎｕｎｇにＳｉ−Ｇｅｈａｌｔｓの影響を示します。 Ｋｏｒｎｆｅｉｎｕｎｇが、そしてそれはＪ． Ａ． Ｓｐｉｔｔｌｅほかの検査を通して、Ｓｉ−Ｇｅｈａｌｔの１パーセントから３パーセントまで地域に最も効果的であると認められます。１９９７は確かめて、集中的に調査します［Ｂ． Ｊ．マッケイ、Ｐ．シューマッハー２００４］。 より高いＳｉによるプロセスステップ − 進行中の（高温、高い無料のＴｉ−Ｋｏｎｚｅｎｔｒａｔｉｏｎ、オーブンの長い秒読み中止時間）特定の手順−状況の下の３ Ｇｅｗ．−％のための含有量。 Ｓｉ２Ｔｉの形成が形成によって直接の競争でＢａｓａｌｏｂｅｒｆｌ ｃｈｅｎと姿勢に関してＢｏｒｉｄｅｎ ＡｂＴｉＺＡＩＢ２によってＡＩの細菌−形成−メカニズムに起因している現象（図２．２７）と呼ばれるこの．Ｓｉ−中毒」．−ＡＩ［Ｐ．シューマッハー２００３］。

Ｓｉによる技術的なＡＩＳｉ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎの近くの製造工場−実行のこの前例 − Ｋｏｒｎｆｅｉｎｕｎｇｓｗｉｒｋｕｎｇ（図２．２８）［Ｓ． Ａ．コウリほかが、１９９９です］が消えて行くことへの半時間以上の秒読み中止時間の後の３つのＧｅｗ．％の上の内容。 製造工場−実行で、それがしたがって、上記の端−状況を避けるために望ましいこと。上塗り［Ｐ．シューマッハー２００３］の中に無料のＴｉ−Ｋｏｎｚｅｎｔｒａｔｉｏｎのあたりを下がる、終わりまでＴｉＢ２の追加を打ち消すために、彼らの出演。

図２．２６は以下を示します： ＡＩＳｉのＫｏｒｎｆｅｉｎｕｎｇの上のシリコン含有量の影響 − ＡＩＴｉ５Ｂ１による合金 − プレ合金［ＶＡＷ−ＩＭＣＯ ２００４］。 図２．２７は以下を示します： Ｓｉに対する依存のＳｉ−Ｖｅｒｇｉｆｔｕｎｇ − ［Ｐ．シューマッハー２００３（Ｊ． Ａ）。Ｓｐｉｔｔｌｅほかが、．１９９７です］図２．２８の後の一定のＫｏｒｎｆｅｉｎｕｎｇｓｂｅｄｉｎｇｕｎｇｅｎのための含有量は、以下を示します： ２００ｐｐｍのＡＩＴｉ５Ｂ１ ｇｅｆｅｉｎｔｅｎ ＡＩでからの粒度 − そして、ＡＩＳｉ − 処置［Ｓ．コウリほかが、１９９９です］の後のオーブンの秒読み中止時間の依存の合金。

ＡＩＳｉ７のために、マグネシウムの、リードする背中に上塗り（理想的に０，２ Ｇｅｗ．−％のマグネシウム）でＫｏｒｎｆｅｉｎｕｎｇを支持するために、ＡＩＳｃｈｍｅｌｚｅの表面張力の下の低下に関しておそらくどうですかようですそうです［Ｓ． Ａ．コウリほかが、１９９９です］。 この試験では、６００ｐｐｍのＡＩＴ．５Ｂ１のコンテンツは、通常Ｔｉ−ＶｅｒｂｉｎｄｕｎｇｅｎのＡｕｓｓｅｉｇｅｒｎが起こることができる１５０と２５０ｐｐｍの間で実行に入れられる含有量よりかなり良い結果につながりました。 タイタン−Ｓｉｌｉｚｉｕｍ−Ａｌｕｍｉｎｉｄｅｎ Ｔｉ（ＡＩ、Ｓｉ）のこの重力−堆積はＢ．ブロスナンｅｔのａｌ． ２００２のＡＩＳｉ７Ｍｇの出演と原因が記述される上塗りの０，１２ Ｇｅｗ．−％以上のＴｉ−Ｇｅｈａｌｔｅｎのものによる３です許します、誤ってしばしば装われる方法はＳｉ−Ｖｅｒｇｉｆｔｕｎｇと混同されます。

Ｔｉ−ＶｏｒｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎによるＫｏｒｎｆｅｉｎｕｎｇがプレハブ方式の部分でとても有利に酸化物−皮膚の変更と多孔性影響に対する感染性を通して上塗りの水素収容を減らすと報告されます［Ｆ．−Ｊ． Ｈａｎｄｌｅ−ｍｏｕｎｔａｉｎ １９９８］。

ＡｌＴｉＣ−Ｋｏｍｆｅｉｎｅｒ彼らがＫｎｅｔｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎでＡＩＴｉ６Ｃ０，１とＡＩＴｉ３Ｃ０，１５で使われるように、［Ｆ． Ｒｏｍａｎｋｉｅｗｉｅｃｚ ２０００； Ｐ． Ｍｏｌｏｄｏｖａｎ、Ｇ．ポペスク２００４］、ＡＩＳｉ−Ｇｕｓｓｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎによる許容できる結果ショーでない。 オーブンで泥のように彼らがＡＩで、そして、ｆｒｏｍ−ａｈ−ｇｌａｄｌｙに応える時から、Ｚｉｒｋｏｎｈａｌｔｉｇｅ ＫｏｒｎｆｅｉｎｅｒもＡＩＳｉ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎには不適当です。

現在の試験［ジュンワングほかが、２００３です］は報告します。そして、Ｔ． Ｆ． Ｂａｎａｍｏｖｅ １９６５の基礎を基にしています； Ｔ． 近江、Ｍ．クドー１９９２； Ｊ． Ｚｅｎｇｙｕｎ １９９５とＧ． Ｓｈａｏｋａｎｇほかが、１９９９で、流れ出る前に直接２つの違って熱いあるメルトダウンを混ぜることを通してＡＩＳｉ７ＭｇのＫｏｒｎｆｅｉｎｕｎｇの可能性が治っていて、Ｒｅｆｒａｋｔ ｒｆｉｌｔｅｒ．を通してかびています 理想的なメルトダウン−温度として、９５０°Ｃと６００°Ｃにつき８００°Ｃは、引合いに出されます。 達成されたＫｏｒｎｆｅｉｎｕｎｇは、Ｒｅｆｒａｋｔ ｒｅｉｎｓｃｈｌ ｓｓｅ（異質な細菌−構造）を通して、そして、上塗りのｉｎｔｒｉｎｓｉｓｃｈｅｎ細菌の増加で説明されます。 これを混ぜるとき、メルトダウンは冷たい上塗りに細菌効果的利用できるより大きいＡｔｏｍ−Ｃｌｕｓｔｅｒになります。 これを混ぜることが細菌として冷たい上塗りで効果的に呼ばれるとき、小さなＣｌｕｓｔｅｒは低体温の高い程度を通して熱い上塗りで同時になります。 フィルタは、メルトダウンにこれの均一な混成をもたらします。

ｕｎｔｅｒｅｕｔｅｋｔｉｓｃｈｅｒ ＡＩＳｉ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎを処理して、ｅｕｔｅｋｔｉｓｃｈｅ段階の形成は、材料の身体的な特性と同様に、機械のもの（ｇｉｅ ｔｅｃｈｎｉｓｃｈｅｎ）に影響します。 シリコンがそうすることができるＥｌｅｋｔｉｓｃｈｅｓは地域にこれで２．２．３を導入しました、そして、図の中で、見受けられる修正のうちの２．２９は利用できます。 ｅｕｔｅｋｔｉｓｃｈｅｍシリコンの結晶成長についての成長論がＸ． Ｇ．に１９９０をほとんど与えないのと同じくらいよく、サーモ理化ベースの上の広範囲な概要； Ｋ． ノギタほかは２００５です。図画２．２９は以下を示します： アル−Ｓｉ−Ｅｕｔｅｋｔｉｋｕｍｓの構造−修正［Ｐ．Ｒ． Ｓａｈｍほかは１９９８ｂです］、図２．３０は以下を示します： ＡＩＳｉ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎ［Ｘ． Ｇ．が、１９９０ででなくほとんどあります］のｅｌｅｋｔｉｓｃｈｅｎ穀物の理由タイプ。

図２．３１は以下を示します： Ｅｕｔｅｋｔｉｋｕｍｓ（ＲＥＭＡｕｆｎａｈｍｅｎ ｕｎｔｅｒｓｃｈ．引伸し、Ｓｉの自由な焼灼）の３つの理由タイプ： 左： ｕｎｖｅｒｅｄｅｌｔ、中央： 薄板状、正しい： 気高くしてください。 徴候の違いは、異なる成長モデル［Ｘ． Ｇ．が、１９９０ででなくほとんどあります］の上で打ち返されることになっています。

狙いを定められる、上塗り扱います、ｅｕｔｅｋｔｉｓｃｈｅシリコンは通常きめの粗い、支配ゆるく配布された、角ばった結晶（粒にされた形）の図で利用できます、そしてそれは、．−Ｍｉｓｃｈｋｒｉｓｔａｌｌｓの基盤はさえぎって、材料のＤｕｋｔｉｌｉｔ ｔを減らします。 Ｓｉ−Ｋｒｉｓｔａｌｌｅ特徴づけられたｌａｍｅｌｌａｒｅが明らかに教育に与えるこの終わりまで光線のようなきちんとした、ｎａｄｅｉｆ ｒｍｉｇｅ ｄｕｋｔｉｌｅｒｅｎ ＡｌＳｉ−Ｗｅｒｋｓｔｏｆｆが、しかし、あふれるために彼／それのスポンジ状の凝結のため、とても難しくて、Ｍｉｋｒｏｌｕｎｋｅｒｎ．の形成に傾けられます 気高くされた変形では、Ｓｉが前に（図２．３０、２．３１）、きれいに配布された、丸くされた小さなロッドから、図にあります。 気高くされた修正の形成を支持する第３の要素の追加は、処理と呼ばれています。 処理の前向きな影響は、以下の通りです：
Ｇｉｅ ｅｉｇｅｎｓｃｈａｆｔｅｎはよくなりました。高いＤｕｋｔｉｌｉｔ ｔ．は鋳物表面とＢｅａｒｂｅｉｔｂａｒｋｅｉｔ（Ｚｅｒｓｐａｎｂａｒｋｅｉｔ）を改善します。

化学的に気高くします、グループＩ（リー、さて、Ｋ Ｒｂ Ｃｓ）の要素とグループＩＭ−ＶＩ（Ｓｂ、エース、Ｓｅ、Ｃｄ、Ｎｄ、Ｇａ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ）の若干の要素と同様にＩＩａ（あります、マグネシウム、まわりに、Ｓｒ、Ｃｄ、Ｂａ）は、特に働きます［Ｗ．シール、Ｅ．暗闇１９６６； Ｓ． Ｂｅｒｏｖｉｃｉ １９８０； Ｇ． Ｔｒｅｎｄａ、Ａ． Ｋｒａｌｙ ２００５］。 彼らが原価面（Ｌａ、Ｃｅ）から、または、彼女／それ／それらの高い反応性（Ｌｉ）のため、疑わしいように、これらの要素の多くは珍しいです（ＲＥ）； 他非常に有毒です（そうです、Ｃｓ）。 したがって、それ自身で技術的にこれまで湧き出ることができるだけでした、それの少ない追加量が望まれたＶｅｒｅｄｌｕｎｇｓｚｕｓｔａｎｄを達成する時から、ＳｒとＳｂは終わりまで押します。

ＡｌＳｉ−Ｓｃｈｍｅｌｚｅに金属的ナトリウムまたはナトリウムを含有する塩を持ってこられるように、古典的な処理手段はナトリウム（それ）であると、強いＶｅｒｅｄｌｕｎｇｓｗｉｒｋｕｎｇが示します。 ＡＩＳｉ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎ（ｕｎｔｅｒｅｕｔｅｋｔｉｓｃｈ−ｅｕｔｅｋｔｉｓｃｈ、そして、ｂｅｒｅｕｔｅｋｔｉｓｃｈ）が彼ら自身に大きい壁−強さと徐冷でまた、気高くさせたすべて。 不利なそれが、すでにおよそ３０分彼女／それ／それらの影響が消えて行って、負けたあと上塗りのナトリウム処理です。 さらに、疥癬形成、Ｆｌｉｅ ｖｅｒｍ父系氏族の縮小とオーブンの補強された掃除支出は、好ましくありません［Ｋ．アルカー１９７２］。 Ｎａｔｒｉｕｍｖｅｒｅｄｌｕｎｇは、したがって、主に、今日、厚く壁のような鋳造物と砂型鋳造だけで適用されます。

ストロンチウム処理は、通常ＡｌＳｒ−Ｖｏｒｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎ（３パーセント）で起こります − １４ Ｇｅｗ．−％のＳｒ（実行される）、３パーセントは、プレ最も単純なＥｉｎｂｒｉｎｇｕｎｇの合金をつくります１への何でしばしばもすでにｂｅｆｏｒｅ−ｅｎｎｏｂｌｅｄされた合金のＡＩＬｉｅｆｅｒａｎｔｅｎから代表します。 また、認めたＳｒ−Ｖｅｒｅｄｅｌｕｎｇの長い−時間−処理としてのこれは、数時間の基本的により長い行動−長さを提供して、部分的にｕｍｓｃｈｍｅｌｚｂｅｓｔなｎｄｉｇでさえあります。 特に低いＡｂｋ ｈｌｇｅｓｃｈｗｉｎｄｉｇｋｅｉｔｅｎ［Ｋ．アルカー、Ｕ．ヒールシャー１９７２］で、Ｓｒの処理効果は、かなり下正反対です。 したがって、彼女／それはＫｏｋｉｌｌｅｎと低圧−鋳造物で主に任命されます。 Ｓｒ−Ｚｕｇａｂｅのもう一つの前向きな影響は、そのより高い（２００ｐｐｍ以上）Ｓｒです − 好ましくない鉄を含むｉｎｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｓｃｈｅｎ除去（−ＡＩ５ＦｅＳｉ）の情報の、そして、高いＤｕｋｔｉｌｉｔ ｔへのそれを通しての株式は、リードします。

アンチモンはＳｒに相当するＶｅｒｅｄｌｕｎｇｓｗｉｒｋｕｎｇを所有します、しかし、ｕｍｓｃｈｍｅｌｚｂｅｓｔなｎｄｉｇはそう、合金のＤａｕｅｒｖｅｒｅｄｌｕｎｇが起こる［Ｇ．釘、Ｒ． Ｐｏｒｔａｌｉｅｒ １９８０］ということです。 Ａｎｔｉｍｏｎｖｅｒｅｄｌｕｎｇは、とりわけアプリケーションをフランスで見つけます。 問題を含む、しかし、そうです、それはそれ自身で合金になります、また、リンのようなＳｂをとても含んでください、井戸で更なるでないインタラクションまたはＳｒからに基づいて、気高くされて［Ｎ． Ｈａｎｄｉａｋほかが、１９８７です］貸されてください。 くず鉄−サイクルとリサイクルのＡＩＧｕｓｓｗｅｒｋｓｔｏｆｆｅｎの混成で、これはＳｂの使用が避けられなければならないアルＳｅｋｕｎｄ ｒｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎに関するかなりの問題に至ることができます。

Ｗ．潔ｅｔは、短期ｂｅｒｈｉｔｚｕｎｇに対する気高くしている影響について、ａｌを報告します（８５０による１５−３０分 − ９００°Ｃ）ＡＩＳｉ７ＭｇＯ，６−Ｓｃｈｍｅｌｚｅの。２００３．処理の更なる可能性、案内されるＰ． Ｌ．シェーファーほかです上塗りのＴｉＢ２−Ｋｏｒｎｆｅｉｎｅｒの臨界集中力の２００４横断で。
直接彼女／それからのシリコンの形成以来、処理の影響は、ｖｅｒｆａｈｒｅｎがそれ自身で死亡した異なるＧｉｅをもたらします
図材料と鋳造物の壁厚からの凝結−速度と徹底的にそれは、場合によります。 圧力鋳造物で − そして、非常にすばらしい、部分的に気高くされた構造がｐｒｏｃｅｅｄ−ｃｏｎｄｉｔｉｏｎａｌｌｙにすでにここの高いＡｂｋ ｈｌｒａｔｅｎを通して入手可能な［Ｋ．ノギタほかが、２００５です］時から、細い壁のＫｏｋｉｌｌｅｎｇｕｓｓｔｅｉｌｅｎはより劣った処理治療の効果です。 したがって、化学処理は、ここでしばしばされます。 また、より強いｕｎｔｅｒｅｕｔｅｋｔｉｓｃｈｅｎでアル−Ｓｉ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎがより弱々しく処理効果を引き起こすことこれの構造−割当がすばらしい完結した段階であるより劣ったｅｌｅｋｔｉｓｃｈｅｎである、そして、処理がしたがって、低い範囲だけに機械の材料−特性に影響するので。ｅｌｅｋｔｉｓｃｈｅｎ穀物に沿って好ましくない処理手段ステップのｂｅｒｄｏｓｉｅｒｕｎｇの近くのｉは、吸いました。U鉄を含む除去の蓄積を通して強くキャスティング品質を減らす（図２．２９ｅ、Ｓ． ３９）、進行中で、ｂｅｒｖｅｒｅｄｅｌｕｎｇｓｂ ｎｄｅｒ。

より大きいＳｒとＮａ−Ｇｅｈａｌｔｅのもう一つの否定的な影響は、気高くされたメルトダウンとガス−多孔性へのここに補強された傾向の上で酸化物−皮膚の形態学変更を通して、ＡＩＳｃｈｍｅｌｚｅの補強された水素可溶性を代表することができます［Ｆ．−Ｊ． Ｈａｎｄｌｅ−ｍｏｕｎｔａｉｎ １９９８］。 多数のより若い作品は、ｕｎｔｅｒｅｕｔｅｋｔｉｓｃｈｅｎ ＡＩＳｉ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎで処理の影響に多孔性教育がないか調べます［Ｓ． Ｄ．マクドナルドほかは、２００４です； Ｌ． Ｌｕほかは、２００４です； Ｃ． Ｍ。Ｄｉｎｎｉｓほかは、２００４です； Ｊ． Ｐ．アンソン２０００］。

精練所−合意アルミニウムは汚い元素で、したがって高い酸素親和性を示します。 ＡＩの密度からのとても新生の酸化物のほとんどそれ自体でないから密度 − 上塗り識別します、彼女は液体金属で型に達して、そこの不完全な鋳造物に至ります。 潅漑において、酸化物は多くの形とサイズで現れて、図充填材でＧｉｅ ｓｔｒａｈｌｓで開いている裂ける回避のような異なる処置を通して取り扱われることになっていますプレハブ方式の部分において。 静かな図充填材は、従って、特に低圧を形作ることまたは低圧−抵抗−成形で与えられる高い意味です。 きめの粗い酸化物は、一般に彼ら自身をフィルタ（Ｚ）によって簡単なままにします。 Ｂ． 陶器−インソールで、ワイヤまたはガラスの−絹の−フィルタは、削除します。

純粋な酸化物と水素は、序曲を通して他方Ｓｐ ｌｇａｓｅｎから除去されます。 ガスは、不活性ガスとしてのようなその出来事に、または、塩素ガスのような化学方法でアルゴンのような身体の道で働くことができます。 酸化物と比べて、水素はキャスティング間違いの大部分のよくある原因です。 アルミニウムの水素可溶性は、強く温度に依存して、うなぎ登りに凝結（図２．３２）の中に沈みます。 この温度−依存は、水素が金属の冷却と凝結の間、引退して、多孔性としてガス−水膨れの型に留まることを作ります。 キャスティング間違いを妨げるために、ここの精練所−合意として凝縮される水素と酸化物−距離のための異なる処置は、とられます。

Ｐａｒｔｉａｌｄｒｕｃｋはガス−序曲を通して流行のものになります。そして、水素普及がガス−水膨れに起こるように、原子溶解された水素の上塗りは沈みました。 上るガス−水膨れは、ｏｘｉｄｉｓｃｈｅｎ不純物の上にまた、Ｓｐ ｌｅｆｆｅｋｔを持ちます。 ガス−水膨れは、上塗りに罰金を分配された形で最高の影響を持つために襲われなければなりません。 これのための承認された方法は交替制のガス−配布−指導者による出願です。そして、これが吸われます。Ｉｍｐｅｌｌｅｒｎ（図２．３３）。 この仕事で、試み−メルトダウンがＳｐ ｌｇａｓｂｅｈａｎｄｌｕｎｇをこぼす前に従属したこと、より大きなｉｍｐｅｌｌｅｒｔがつや出しをするもので−工業環境で量、より少ない上塗り−量は、潜水槍（図２．３３）できれいにされました。

図２．３２は以下を示します： １つの純粋な水素圧［Ｐ．ルッツ、Ｊ．非難１９９０］の異なるアル−Ｓｉ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎの海材料−可溶性の温度未定の岬。

ＢｉＩｄ ２．３３は以下を示します： 潅漑による異なるガス−出口−命令 − 水素汚染除去、序曲−槍（ｂ） ｌｍｐｅｌｌｅｒ［Ｐ． Ｒ． Ｓａｈｍほかは、１９９８ｂです］。

重くｓｐｅｉｓｂａｒｅｎ Ｋｏｋｉｌｌｅｎｇｕｓｓｂａｕｔｅｉｌｅｎで、Ｆｏｒｍｉｅｒｇａｓは時折Ｓｐ ｌｇａｓ（７０パーセントのアルゴンと３０パーセントの水素からの特定の混合）として、用途になります。 上塗りに水素を狙いを定められて持ってくることがより裸のｇｉｅがプレハブで作られてさもなければ図充填材を分けることを支持しないで、従って普通のＩｍｐｅｌｌｅｒｂｅｈａｎｄｌｕｎｇの方へ走るようであるもの。 凝結の間、Ｄｉｃｈｔｓｐｅｉｓｕｎｇ量がサーブして、そうＬｕｎｋｅｒｎと縮み孔の形成を妨げることができる小さな、規制配布されたｈｙｄｒｏｇｅｎ−ｂｌｉｓｔｅｒｓは、純粋になります。 同時に、そのようなＳｐ ｌｇａｓｂｅｈａｎｄｌｕｎｇも、ｏｘｉｄｉｓｃｈｅｎ不純物から上塗りをきれいにします。 中でだけ規制が固められた構築物ですばらしい、よく配布された水膨れの形成する水素が利用できるならば、彼／それはＡＩＫｏｋｉｌｌｅｎｇｕｓｓｂａｕｔｅｉｌｅの身体的な特性に対する少しの否定的なプレハブ方式のパート関連した影響も及ぼしません。

アルの管理への方法の多様性の上のアルＳｃｈｍｅｌｚｅｑｕａｌｉｔ ｔエイネン概要の管理 − 上塗り−品質はほとんどＸ． Ｇ．ほかに１９９２、１９９３を与えません。より新しい支配手順は基づきます身体的な原則を導入します。 以下のものにおいて、この職場で適用される制御手順だけは、受け入れられます。

Ｋｏｍｆｅｉｎｕｎｇの制御と方法が段階−構造の調査の製造工場で適用した熱分析による処理［Ｊ． Ｔａｍｍｉｎｅｎ １９８８； Ｒ． 私。マッカイ（Ｊ． Ｅ． Ｇｒｕｚｌｅｓｋｉ １９９８）］、アルミニウム合金（それはＫｏｍｆｅｉｎｕｎｇの制御と処理にふさわしいです）の、いわゆる．Ｔｈｅｒｍｉｓｃｈｅ分析があります」［ＶＤＧ １９９８］。 商用システムでは、与えることができるために、ＫｏｍｆｅｉｎｕｎｇとＶｅｒｅｄｌｕｎｇ［Ｗ． Ｍｅｎｋほかが、１９９２です］からの成功についての上塗り−事業報告書のまわりに、Ａｂｋ ｈｌｋｕｒｖｅｎは、預けられたデータベースと相関しています。 彼女／それが最初に調整されなければならない時から、熱分析は従って、開拓者的な合金にのために、しっかりつかみません。 この職場では、較正によるシステムは、単に合金のためにＡｂｋ ｈｌｋｕｒｖｅｎをつかむためのだけ中古のＡＩＳｉ７ＭｇＯ，３でした。 彼／それが製造工場−学会ｇｅｎｕｔｚｅｎシステム．Ｐｈａｓｅ−Ｌａｂにあって」Ｆａの。ＯＣＣ、．Ｋｏｒｎｆｅｉｎｕｎｇｓｇｒａｄ Ｇｂ」は、方法［Ｂ． Ｇ ｎｔｈｅｒ、Ｈ． Ｊ ｒｇｅｎは、１９８４です］と．Ｋｏｒｎｆｅｉｎｕｎｇｓｇｒａｄ ＫＦ１６の後、Ｋｏｒｎｆｅｉｎｕｎｇｓｇｒａｄの技術的な合金のためにそうすることができます」［Ｗ． Ｍｅｎｋほかが、１９９２です］、決定されます。
上塗りの水素含有量の制御、ＡＩＳｃｈｍｅｌｚｅ（．Ｕｎｔｅｒｄｒｕｃｋ−Ｄｉｃｈｔｅ−Ｐｒｏｂｅ）の水素内容をまわりに特徴づけます」は、操作上の製造工場−実行において、それ自体を証明しました。 このときに、テストが８０のｍｂａｒの低血圧で空気空気と２回目のテストに固めるもので、２つのテストは、予熱されたるつぼ（ＴＴｊｅｇｅｉ ＝ ２００°Ｃ）の中に、１つの上塗りを洗い流します。 両方のテストの密度は、その後ａｒｃｈｉｍｅｄｉｓｃｈｅｎ原則の後、測定されます。 密度の援助で、両方ともテストを固めました、密度−インデックスは決定されることができます、上塗りの品質の終結は以下を与えます［Ｐ． Ｒ． Ｓａｈｍ ｅｔ． ａｌ． １９９８ｂ］：
Ｄ： 密度−インデックス［％］（そこの）： 詩がムード圧（あなた）でテストを固めたと書いてください： 詩が低血圧（８０のｍｂａｒ）でテストを固めたと書いてください。

Ｋｏｋｉｌの４パーセントが実行においてなるより多くのものの密度−インデックス−価値によるメルトダウン − 汚い見解としてのｌｅｎｇｕｓｓ。 ６パーセントの内容の上に、低血圧−密度−テストの測定結果は、強く変動悩まされます。 密度−インデックスは水素含有量だけによってしかし影響されません、しかし、彼／それはまた、酸化物のような不純物に依存しています。 したがって、正確な水素含有量はこの測定手順で明らかに計られることができません、しかし、この手順で上塗り−品質について速い質的な声明を達成するために十分です。

構成の化学分析は、最も通用しているｓｐｅｃｔｒａｌ−ａｎａｌｙｓｉｓがアルミニウム合金の化学組成の検査に入力する１つの上塗りです。 幻のような分析の原則は、いわゆる光学Ｅｍｉｓｓｉｏｎｓｓｐｅｋｔｒｏｍｅｔｒｉｅに基づきます。 火の粉−姿勢において、テスト−材料は会釈または火の粉−解放によって蒸発します、そして、セットされた遊離した原子とイオンは放射線の放出に刺激されます。 光リーダの上に、発された放射線は、彼女／それが個々の幻のような構成要素に解体される光学的システムで進められます。 特徴的にテストに含まれる各々の要素が発する多数の波長によって、彼女／それはＰｈｏｔｏｍｕｌｔｉｐｌｉｅｒｓの援助で、それぞれのアプリケーションのために最高の適当な痕跡で評価されます。 放射線強さはテストで比例して要素の集中にふるまいます、彼女／それは内部的にさらに調べられて、保存されたＫａｌｉｂｒａ−ｔｉｏｎｓｄａｔｅｎの機器でこれと比較されます。 結果は、その後［Ｓｐｅｃｔｒｏ ２００４］、パーセントの集中価値として、直接オンラインで利用可能となることができます。 製造工場−学会のためのこの仕事の合金の化学組成は、終わりまでＳｐｅｃｔｒｏｍａｘになります − Ｆａの機器。Ｓｐｅｃｔｒｏは決めます。

２．２．５ Ａｕｓｓｃｈｅｉｄｕｎｇｓｈ ｒｔｕｎｇと熱処理
それは、すでにＡ． ＷｉＩｍからの１９０６が発見する［Ａ． ＷｉＩｍ １９１１］ＡＩＣｕＭｇ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎ（主要なアルミニウム）のＡｕｓｈ ｒｔｂａｒｋｅｉｔのＡｕｓｓｃｈｅｉｄｕｎｇｓｈ ｒｔｕｎｇ ＤｅｒメカニズムのＭｅｔａｌｌｋｕｎｄｌｉｃｈｅ基部になりました。 Ｅ．Ｚｓｃｈｅｃｈは、１９９６年にアルＫｎｅｔｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎのＡｕｓｓｃｈｅｉｄｕｎｇｓｈ ｒｔｕｎｇのｍｅｔａｌｌｋｕｎｄｌｉｃｈｅｎプロセスの間、広範囲な現在の概要を与えます。２−段階−地域で均一なＭｉｓｃｈｋｒｉｓｔａｌｌｓを冷やすことで純粋になる除去固さ−増加に有能です貢献します。 周囲の金属−マトリックスから、これらの除去は、段階−境界［Ｇ．神−石１９９８ｅ］で別々です。 除去は、首尾一貫して、パート首尾一貫して、首尾一貫しない段階−境界（図２．３４［Ｇ．神−石１９９８ｆ］）で利用できることがありえます。 Ｄｉｓｐｅｒｇｉｄｅと１としての首尾一貫しない除去行為は、移動を通してＯｒｏｗａｎ−Ｍｅｃｈａｎｉｓｍｕｓを取り扱うことができます。 しかし、働くために、増加している固さについて、首尾一貫しない除去は、あまりに大きいです。 Ａｕｓｈ ｒｔｕｎｇｓｅｆｆｅｋｔが、首尾一貫してパート首尾一貫した段階−境界で起こることができます。

同様に固められたキャスティングパートの抑止力の働きをすることを通して。飽き飽きするＭｉｓｃｈｋｒｉｓｔａｌｌは、抑止力としての造られた解決−白熱と演技です。 低いか中央の温度の以降の避難を通して、首尾一貫したかパート首尾一貫した段階−境界による段階は、ｍｅｔａｓｔａｂｉｌｅのために起こります。 マトリックスのｋｒｉｓｔａｌｌｏｇｒａｐｈｉｓｃｈｅｎレベルと方向は、簡単な歪曲（図２．３４）で続けられます。 これらの創造の除去は、移動によって減らされることができます（ケリー−すばらしい−Ｍｅｃｈａｎｉｓｍｕｓ）。

あなたが首尾一貫したかパート首尾一貫した除去を通してそれ自体で移動を動かすならば、それで、小片は反−段階−境界（図２．３５）の形成の下のａｂｇｅｓｃｈｅｒｔになります。 小片を通してのカットへの．ｃが〜 Ｖｒをする重大なスラスト緊張は、有能でありません、しかし、Ｏｒｏｗａｎ−Ｓｐａｎｎｕｎｇ（〜 １／ｒ）がなるより大きく移動がハンドルカット［Ｇ．神−石１９９８ｅ］より簡単に小片になる、それから、から。 従って、それはｒ０の除去（図２．３６）のために、最適小片−半径を与えます。 この粒径の停止は、熱処理（解決−白熱と避難すること）を通してのＡｕｓｈ ｒｔｕｎｇのゴールです。 彼女／それ／それらの無料のＥｎｔｈａｌｐｉｅがこれより高くバランス段階（首尾一貫しない）であるので、Ｍｅｔａｓｔａｂｉｌｅ段階は原則として不安定です。
ＢｉＩｄ ２．３４は以下を示します： 段階−境界−面の構造： パート筋道正しく筋道正しく、ｂ、ｃ（首尾一貫しない）［Ｇ．神−石１９９８ｆ］。

図２．３５は以下を示します： 移動を除去（上の）に切りなさいので、小片はねじ切れます、そして、反−段階−境界は造られます［Ｇ．神−石１９９８ｅ］（下記）（中央の）。
図２．３６は以下を示します： 粒径が理想的な小片−半径ｒ０（ケリー−すばらしい−Ｍｅｃｈａｎｉｓｍｕｓ）までにある概略ｓｏｌｉｄｉｔｙ−ｉｎｃｒｅａｓｅは、それの後、固さ減少します［Ｇ．神−石１９９８ｅ］（Ｏｒｏｗａｎ−Ｍｅｃｈａｎｉｓｍｕｓ）。

図２．３７は以下を示します： Ｅｎｔｍｉｓｃｈｕｎｇｓ − 。時間に対する依存の避難の***ステップと温度［Ｈ． Ｂあー１９６８］。

図２．３８は以下を示します： Ａｕｓｈ ｒｔｕｎｇとＥｎｔｍｉｓｃｈｕｎｇｓをパート踏みます − 。避難［Ｗ．シュナイダーほかが、１９９０です］の***ステップ。

通常首尾一貫した段階ｅｎｔｍｉｓｃｈｔｅ自体をつくることがより少ない原子−状況のサイズによる最初の地帯です、そして、Ｇｕｎｉｅｒ−プレストン−Ｚｏｎｅｎ（ＧＰ）［Ｇ．神−石１９９８ｅ］としてマークします。 中で、ＡＩＣｕＭｇ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎ ＧＰ１、ＧＰ２またはＧＰＢにおいて、そして、アル−Ｓｉ−ｍｇのＧＰ［Ｅ． Ｚｓｃｈｅｃｈ１９９６］において、ＡＩＣｕ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎは、こんなにＧＰ１とＧＰ２です。 しかし、首尾一貫した段階の数の減少にとって、そして、教育ｍｅｔａｓｔａｂｉｌｅｒ（パート首尾一貫した段階）にとって、普及は熱の前例を起動させました。 これは、アルＣｕの中にあります： ．１（ＡＩ２Ｃｕ）（アル立方ｍｇの）： ．１とＳ１（ＡＩ２ＣｕＭｇ）、アル−Ｓｉ−ｍｇの場合のように同様に： s「１（Ｍｇ２Ｓｉ）［Ｃ．ラビ、Ｃ．ウォルバートン２００４］。

より長い避難−期間とあまりに高い避難−温度（図２．３７）を通して降りますより小さい除去、そして、解散の下のＡｕｓｓｃｈｅｉｄｕｎｇｓｖｅｒｇｒ ｂｅｒｕｎｇ（東−森を熟させている）の首尾一貫しない除去の形成。 これへの動かす力のある力は、起動する境界−表面の−エネルギーの１つの熱の減衰です。 最適粒径が上回られるならば、合金の固さ−特性は沈みます。 この好ましくない固さ−減少は、呼ばれます。ｂｅｒａｌｔｅｒｕｎｇ。」 首尾一貫しないバランス段階は、ｓｙｓｔｅｍ．によって、Ｓ、作られるようになります。 これらのあらくされた段階は、熱処理［Ｍ． Ｕｓｔａほかが、２００４です］によって、二度と分解されることができません。

ＡＩＳｉ−ＧｕｓｓｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎのＡｕｓｈ ｒｔｕｎｇの熱処理が３歩、存在するＡＩＳｉ−Ｇ ｕｓｓｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎの熱処理： 避難している、抑止力の働きをして、解決手段白熱。

解決手段白熱：
解決−白熱によって、病気が直っている要素は強制的な解決に．−Ｍｉｓｃｈｋｒｉｓｔａｌｌにもたらされて、Ｍｉｓｃｈｋｒｉｓｔａｌｌｓの中のならされた集中違いです。 温度による．−Ｍｉｓｃｈｋｒｉｓｔａｌｌｓの可溶性が増加するので、解決−白熱−温度はできるだけ高く選ばれなければなりません。 キャスティング−パート−変形を避けるために、彼女／それは合金−構成要素を溶かすＡｕｆｓｃｈｍｅｌｚｔｅｍｐｅｒａｔｕｒ ｎｉｅｄｒｉｇｓｔの下に、実行においておよそ１５°Ｃ横になります。 純粋なＡＩＳｉ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎ（Ｅｕｔｅｔｉｋｕｍ）に（。＋ Ｓｉ）、５７７°Ｃによる最初の溶融、中で、ｍａｇｎｅｓｉｕｍ−ｃｏｎｔａｉｎｉｎｇすることは５５５°ＣとＭｇ２Ｓｉの合金をつくります − 段階的に実行してください、そして、中で、ｃｏｐｐｅｒ−ｃｏｎｔａｉｎｉｎｇすることは５０７°Ｃと進行中のＡＩ２Ｃｕ−Ｐｈａｓｅの合金をつくります。 表２．４は、ＡＩＳｉＭｇ−ＬｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎとＡＩＳｉＣｕＭｇ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎのために解決−白熱−温度について決めている段階のｅｌｅｋｔｉｓｃｈｅｎ反応と形成−温度を示します。

ＡＩＳｉＭｇ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎのために ― 解決−白熱−温度が、この温度−地域で５２０の°Ｃと５３５の°Ｃ．の間で嘘をつく ― 保安距離は、ｎｉｅｄｒｉｇｓｔのＡｕｆｓｃｈｍｅｌｚｅｎに溶けている段階まで守られます。 ＡＩＳｉＣｕＭｇ−Ｌｅｇｉｅのために − 賭け４８５の°Ｃ［Ｒ． Ｆｕｏｃｏほかが、２００２です］で理想的な解決−白熱−温度として宣言します。 これがわずか２つが４８５の°Ｃとその後２時間の近くで鳴らす５００の°Ｃによる輝かれたキャスティングパートである２−ステップ−解決−白熱は、それに指し示されます。 基本的により高い固さとｌｅｎｇｔｈｅｎｉｎｇｓは、終わりまで、ｅｉｎｓｔｕｆｉｇｅｍ解決−白熱だけが４８５の°Ｃによりある区域（テーブル２．５）としてのこの熱処理になりました。

白熱−時間は、構造の自然からのも以外合金だけでないことから、そして、Ｇｉｅからそれだけを通してｖｅｒｆａｈｒｅｎをつるします。 普及原因から、解決で微細構造でより速く構成要素を治療することは行きます、より長い解決−白熱−時間は１６ｈまで細い壁のＫｏｋｉｌｌｅｎｇｕｓｓで厚く壁のような砂型鋳造でより不足して選ばれます（通常４と１０ｈの間で）。 Ｓ． シブクマールほかは、１９８９です； Ｆ． パレー、Ｓｉと．−Ｍｉｓｃｈｋｒｉｓｔａｌｌのマグネシウムが等しく配布されるならば、Ｊ． Ｅ． Ｇｒｕｚｌｅｓｋｉはかなり、縮小できる１時間未満でのＡＩＳｉ７ＭｇのＫｏｋｉｌｌｅｎｇｕｓｓをもつＬ ｓｕｎｇｓｇｌ雌鶏の期間がそうであるとそれの上で１９９６に思い出させます。 著者は、処理を省略することがＫｏｋｉｌｌｅｎｇｕｓｓでＡＩＳｉ７Ｍｇでｃｏｎｓｉｄｅｒ−ｗｏｒｔｈに見えることを示します。解決−白熱の後、Ｓｉを成形することにわずかなだけのこの力を所有します。 ｅｌｅｋｔｉｓｃｈｅｎ段階の部分的なＡｕｆｓｃｈｍｅｌｚｅｎがさらにＡＩＳｉ７Ｍｇの近くでＳｐｈｅｒｏｉｄｉｓｉｅｒｕｎｇを支持すると報告されます［Ｓ．シブクマールほかは、１９８９です； Ｌ． 純粋なドン、Ｆ． Ｊ．市長２００４］。 それは、抑止力としてＫｏｋｉｌｌｅ（．ｈｏｔは、外へ打ちます」）からの熱いキャスティングパートの創造のＬ ｓｕｎｇｓｇｌ雌鶏の減少と演技に更なるものを伝播されます冷水［Ｌ．純粋なドン、Ｆ． Ｊ．市長２００４］。 どんな方法（前もって作られたパート遅れへのこの前例）がしかし考慮されないか。 測定−耐性の精密な発達する要請で、また、ボリューム変更が熱処理［Ｈ． Ｔｅｎｓｉ、Ｍ．ヴィットマン１９９３］を通して鋳造物でそうしなければならないｉｒｒｅｖｅｓｉｂｌｅのようなこの影響は、気をつけられます。

Ｍｇ２Ｓｉのｉｎｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｓｃｈｅ段階を通してＡｕｓｈ ｒｔｕｎｇをより狙わない主にｕｎｖｅｒｅｄｅｌｔｅｎの情報またはシリコンの気高くされたｅｕｔｅｋｔｉｓｃｈｅｎ以外のＡＩＳｉ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎの熱処理のバリエーションは意図しました、いわゆる短い−時間−熱処理（ＳＳＴ）はそうです［Ｅ． Ｏｇｒｉｓほかが、２００２、２００３です］。 ５４０°Ｃによる解決−白熱が数分後にすでにＡＩＳｉ７Ｍｇでそうすることができる短期で（３） − ３０分、ｅｕｔｅｋｔｉｓｃｈｅｎシリコンの情報は、決定されます［Ｖ． Ｐ ｒａｍｏほかが、２０００（Ｇ． Ｔｒｅｎｄａ ２００５）です］。 プレハブ方式の部分が彼ら自身に解決−白熱−温度の上で速くこの出来事を持ち出させた時から、ＳＳＴ−Ｂｅｈａｎｄｌｕｎｇは圧力鋳造物、Ｔｈｉｘｏｆｏｒｍｉｎｇまたは細い壁のＫｏｋｉｌｌｅｎｇｕｓｓにふさわしいです。
抑止力の働きをしてください：
速い冷却を通して、普及は抑止力と解かれた合金−構成要素のＷｉｅｄｅｒａｕｓｓｃｈｅｉｄｅｎの働きをすることが終わりまでそれを防ぐ時になります、そして、飽き飽きするＡｌｕｍｉｎｉｕｍｍｉｓｃｈｋｒｉｓｔａｌｌは、生み出します。 抑止力の働きをするために、できるだけ寒さとして、水（ＲＴ）が冷たさ盆地で前もって作られた部品の動き中で使われなければなりません。 水は、６０°Ｃより暖かく含まれることができません。絶縁する高い危険がさもなければ蒸気水ぶくれができるから−形成、そして、それで、冷却の速度の縮小が、存在します。 白熱−オーブンからＡｂｓｃｈｒｅｃｋｂｅｃｋｅｎへの輸送は場所ｓｃｈｎｅｌｌｓｔｍ ｇｌｉｃｈをしなければなりません。そして、前もって作られたパートの厚さに５を一致させます、 − ２０ｓ。 あらゆる延期（プレ−冷たさ−時間）は、続けることがすなわちそれ自体を通してＥｎｄｇ ｔｅｗｅｒｔｅ（ｍｅｃｈ）を***器官処理することを影響します。 不利に特性（腐食−恒久性）。

避難：
避難は、合金−要素が飽き飽きする解決で位置させた強制的な状態をなんとかします。

最初として、Ｅｎｔｍｉｓｃｈｕｎｇのステップは、避難でそれのために首尾一貫したｍｅｔａｓｔａｂｉｌｅｒ段階の除去を得ます。 Ｅｎｔｍｉｓｃｈｕｎｇの２回目のステップは、秘密のパート首尾一貫した段階で、．−Ｍｉｓｃｈｋｒｉｓｔａｌｌｓのフェンス−構造との唯一の部分的な一致を示します。 これらのパート首尾一貫した段階も、ｍｅｔａｓｔａｂｉｌｅ段階です。 Ｅｎｔｍｉｓｃｈｕｎｇの最後のステップは、首尾一貫しない段階の除去です。 これらは、通常解決できないバランス段階です。

除去（筋道正しくパート筋道正しく、そして、首尾一貫しない）を形づくることは、避難−時間からさがります、そして、 − 温度（図２．３７、Ｓ． ４７）。 首尾一貫しない除去が長い避難−時間と高温で始めるものに対して、首尾一貫した除去は、短い避難−時間と低い温度で起こります。 全３つの段階−タイプがｗａｒｍｌｙ−ｅｖａｃｕａｔｉｏｎに現れることができる間、除去だけが首尾一貫した段階としてＫａｌｔａｕｓｈ ｒｔｕｎｇで純粋になることになります。 異なる***タイプの形成は、状態−図［Ｗ．シュナイダーほかが、１９９０です］の中で、解決−白熱−温度の表現のそばに、図２．３８（Ｓ． ４７）において代表されます。

ＡＩＳｉ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎのための避難−温度が、１６０の°Ｃの間にあります、そして、２００の°Ｃ．は、そのときにキャスティングパートの機械の特性をやめるための避難−温度です、そして、 − 特に重要なものの時間に。 図ショー２．３９〜２．４０は、例証として避難−時間に対する依存の機械のＫｅｎｎｗｅｒｔｅのコースです、そして、 − 合金ＧＫ−ＡＩＳｉＩＯＭｇのための温度。 抗張力、そのＤｅｈｎｇｒｅｎｚｅとＢｒｉｎｅｌｌｈ ｒｔｅが利益を得ると認められます。 ブレークを延ばしている最初の価格はかなり上がります。そして、（２〜４時間の間で）滝がそれの後、強くしかしす。 さらに避難する（ｂｅｒａｌｔｅｒｕｎｇ）とき、固さ−値は４〜８時間後に避難−温度によって彼女／それ／それらの最大値を得て、ゆっくり減ります。 高くｅｖａｃｕａｔｉｏｎ−ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅでもある選ぶ（Ｚ．） Ｂ． ２００の°Ｃ、それで、ｂｅｒａｌｔｅｒｕｎｇは非常に早くすでに起こります、そして、それは低い避難−温度で高い固さ−価値を成し遂げられません。 それは更なるものへの徴候にそれも与えます。そして、できるだけ空にすることの後の流れとしての解決−白熱がそうである１つを通しての最適固さ−価値の業績は支持しました［アルミニウムＲｈｅｉｎｆｅｌｄｅｎ １９９５］。

解決−白熱とＡｕｓｈの調査以来、非常に高くつく合金−仕様がそうである化学製品の依存の、ｒｔｕｎｇｓｋｕｒｖｅｎ（それは熱処理の現世の影響を返します）はますます、このＡｕｓｈ ｒｔｕｎｇｓｋｕｒｖｅｎをモデル化するために、将来審理されます。

Ｋｎｅｔｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎのために、最初のＭｏｄｅｌｌｉｅｒｕｎｇｅｎは、すでに引き受けられました１９９０［Ｈ． Ｒ． Ｓｈｅｒｃｌｉｆｆ、Ｍ． Ｆ．アシュビー１９９０］。 早く、鋳造用合金のそのようなモデルは、Ｆａ．水力アルミニウム［Ｓ． Ｂｒｕｓｅｔｈａｕｇ、Ｙ． Ｌａｎｇｓｒｕｄ ２０００］のＡＬＰＲＯＰです。 Ｐ． Ａ。ＲｏｍｅｔｓｃｈとＧ． Ｂ．シェーファーは、２００１年にＡＩＳｉ７Ｍｇのそのようなモデルを紹介します。そして、Ｃ． Ａ． Ｇａｎｄｉｎほかが、ＡＩＣｕ５とＨ． Ｒｏｃｋｅｎｓｃｈａｕｂほかのための２００２である。ＡＩＳｉＣｕ３（Ｆｅ）のための２００５。

図２．３９は以下を示します： 異なる避難−温度［ＶＡＷ−ＩＭＣＯ ２００４］による合金ＧＫ−ＡＩＳｉＩＯＭｇの抗張力。

図２．４０は以下を示します： 異なる避難−温度［ＶＡＷ−ＩＭＣＯ ２００４］による合金ＧＫ−ＡＩＳｉＩＯＭｇのＳｔｒｅｃｋｇｒｅｎｚｅ。

３． 合金−発展の概念
３．１ 下部構造のためのアルミニウム−鋳造物プレハブ方式の部分の要請
下部構造−アプリケーションのためのアルミニウム−鋳造物プレハブ方式の部分は、高い固さ、高いブレークを延ばすことと腐食−恒久性のような特性を通して、すべてより上に彼ら自身を識別しなければなりません。 下部構造の１ＭｇがそうであるＡＩＳｉＩによるＳｃｈｗｅｒｋｒａｆｔ−ＫｏｋｉｌｌｅｎｇｕｓｓのためのＡＩＧｕｓｓｔｅｉｌｅの典型的要請：
２７０のＭＰａの上の抗張力Ｒｍ。７パーセント以上の１８０枚のＭＰａ．ブレークを延ばしているＡ５の上にＳｔｒｅｃｋｇｒｅｎｚｅ Ｒｐ０，２。ビジネス固さ： １０６のロード変化の７０のＭＰａ。良い腐食−恒久性。

もう少し下位のものが、Ｌ． Ｋｎｉｅｗａｌｌｎｅｒから起こって、ぶらんこ−ドライバのためにＫ．ホーナング１９９８を報告することを頼みます。 紹介の持ち出された手順で彼女／それに従って低圧−抵抗−成形によって生じられる車輪−運搬人とスイングキャンプのようなより強く要求された構成要素Ｓｑｕｅｅｚｅ−ＣａｓｔｉｎｇまたはＣｏｂａｐｒｅｓｓのためで、人はＲｍにまでＫｅｎｎｗｅｒｔｅを尋ねます ＞ ３００ＭＰａ、Ｒｐ０，２ ＞ ２４０ＭＰａ、Ａ５ ＞ ７パーセント。

そのような前もって作られたパート特性について、より遠い登っている要請は、ＡＩＫｏｋｉｌｌｅｎｇｕｓｓｂａｕｔｅｉｌｅで予想されることになっています。 仕事は、かなりより非常に機械の前もって作られたパート特性（特にＳｔｒｅｃｋｇｒｅｎｚｅ）の停止への期間−形を投げている適用のために、したがって、ＡＩＢａｓｉｓｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎの開発を目指します。 賛成に努力された目標は、革新的なＡＩＬｅｇｉｅｒｕｎｇでこれらの要請から生じます：
最大のＳｔｒｅｃｋｇｒｅｎｚｅは、７パーセントから上記のＡＩＫｎｅｔｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎ．ブレークを延ばしているＡ５で志向します。７０ＧＰａ（ほとんどでなく感じやすい）以上のＥＭｏｄｕｌ。良い腐食と温度−恒久性。期間−図−鋳造物でよいＧｉｅ ｅｉｇｅｎｓｃｈａｆｔｅｎ。再生可能な品質（プロセス−保安）とＰｒ ｆｂａｒｋｅｉｔ．安い経費と合金の簡単な入手可能性。

３．２ 高い固体のＡＩＧｕｓｓｌｅｇｉｅｒｕｎｇの発展に対する戦略
高い固体アルの成長への置かれた要請に従って − 下部構造−アプリケーションのための鋳造用合金は、前もって著者を通して場所に有望な合金−システムの概念上の選択を持っていきます。 そのような基本的な評価に、確立したアル熟考は、最初は行きます − Ｋｎｅｔｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎ、そして、一つのアルＧｕｓｓｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎ。第３．１節で定められるパラメータの彼女／それ／それらの特性の判断。 第１に、評価は腐食−恒久性と合金の安価な入手可能性のような一般的な基準に従って起こります。

銅ｃｏｎｔｅｎｔｓ％を除外するＧｅｗ．−ＡＩＬｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎは、１以上演繹的です（すべてのＡＩＣｕ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎ、ＡＩＳｉ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎ ＞ １つのＧｅｗ．−％のＣｕ）、不適当であるように腐食−感染性が彼女／それ／それらに下部構造で現れさせる時から。 上る銅含有量で、固さ（特にまた、ｗａｒｍｌｙ−ｓｏｌｉｄｉｔｙかなり）が明らかに上がることを好ましからぬ凝結−形態学でしかし（泳いだ − ／マッシュよい）より高い銅株式によるＡＩＬｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎの高さへの前例が暖かく裂けるという趣旨を持ちます−感染性、そして、微細孔。 したがって、これらの合金は、大方のＡＩＳｉ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎより劣ったブレーク−ｌｅｎｇｔｈｅｎｉｎｇｓを示します。 これへの矛盾では、Ｇ． Ｋｅｓｈａｖａｒａｍ ｅｔのａｌの検査は、立っています。２０００（スイングキャンプのために合金ＡＩＣｕ．Ｍｇ（Ａ２０６）の使用を伝播する）。 製造工場−学会の試験はその最高１つのＧｅｗ．に明らかにします−銅ｓａｌａｒｉｅｓ％（ＡＩＳｉ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎの固さを増やしているＣｕ）は面積で使用に賛成です − そして、より高い温度、そして、ｅｉｇｅｎｓｃｈａｆｔｅｎ（ｗａｒｍｌｙ−ｒｉｐ−ｎｅｓｓ）が所有する［Ｓ．バルテス２００３］期間−図−鋳造物許容できるＧｉｅで。 したがって、井戸が考えて、銅内容は１の下で職場で開発される合金のためのＧｅｗ．−％になります。

原価面は銀を含むＡＩＬｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎを除外してリードします、しかし、それは突き出ている固さ−特性を示します。 合金からＡｌｕｍｉｎｉｕｍ−Ｌｉｔｈｉｕｍ−Ｂａｓｉｓまで原価理由のために、そして、この研究プロジェクトの彼女／それ／それらの問題の処理可能性（高い精練所−活動）のため、予知もします。 彼らが少量における処理意図に入れられないならば、それは広い希土酸化物（ＲＥ）に適用できる同上です。

井戸、アル−Ｚｎ−マグネシウムの合金−グループとアル−マグネシウム−Ｓｉとして、禁止してください。 Ｅｒｓｔｅｒｅは高い腐食と予測できないもろいブレークに傾けられます。そして、それを除外−基準は下部構造−アプリケーションのために意味します。 Ｆａｈｒｗｅｒｋｓｔｅｉｌｅｎに、前もって作られたパート離反は、終わりまで彼女／それ／それらの保安性格に基づいて歪曲と遅い裂け目−成長を知らせることができるだけです。 ＡｌＭｇＳｉ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎは明らかに優れた腐食−恒久性［ＶＡＷ−ＩＭＣＯ ２００４］（彼女／それ／それらの固さ）を所有します、そして、しかし、処理特性はＡＩＳｉ（合金）のそれらの下にあります。

このＥｉｎｇｒｅｎｚｕｎｇｅｎの考慮中で、すでに確立したシステムアルＳｉは、この仕事の焦点のもう一つの合金−開発を要求します。 ＡＩＳｉ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎがそうであるシステムｕｎｔｅｒｅｕｔｅｋｔｉｓｃｈｅｒは、７つのＧｅｗ．−％のＳｉによる合金のための鋳造アプリケーションの考慮で、そして、より、すべてこみで探検します。 より高いシリコン含有量、マグネシウムまたはＣｕＺｕｌｅｇｉｅｒｕｎｇのＦｅｓｔｉｇｕｎｇｓｓｔｅｉｇｅｍｄｅ合金−構成要素と影響は、ｐｒｏｃｅｄｕｒｅ−ｂｅｉｎｇ−ｒｉｖｅｒｓと同様に知られています。 Ｆｅ−ｈａｌｔｉｇｅｎ ｉｎｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｓｃｈｅｎ段階の影響とｔｅｃｈｎｏｌｏｇｉｓｃｈｅが所有するｇｉｅの上のＳｉ−Ｇｅｈａｌｔｅｓの影響のために、予備選挙の形態のような要因を制限するための同上は、有効なおよびｅｕｔｅｋｔｉｓｃｈｅｒ段階です − 船。 ＡＩＳｉ−Ｇｕｓｓｗｅｒｋｓｔｏｆｆｅｎの腐食−作用は、主にシリコン含有量［Ａ． Ｂｊｏｒｇｕｍほかが、２００５です］から独立しています。 ＡＩＳｉ−Ｂａｓｉｓの上の合金−発展のもう一つの好ましい出発点は、広範囲なものに基づいて、これに接した経験が合金−システムを確立するために完全に新しいもののためにされるよりすぐにキャスティング−顧客−市場で合金技術的な新しい情勢のために受理を材料集めるということです。

一般に、ｇｉｅ ｔｅｃｈｎｉｓｃｈｅｎ処理には不適当であるように、シリコン内容によるＡＩＳｉ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎは、彼女／それ／それらの凝結−形態学に基づいて７ Ｇｅｗ．−％未満で価値があります、そして、したがって、ＤＩＮ−ＥＮ １７０６の後、でない標準化します。 彼らがかなりより悪いＧｉｅ ｅｉｇｅｎｓｃｈａｆｔｅｎとＡＩＳｉ７Ｍｇより劣ったＦｅｓｔｉｇｌｅｉｔｅｎを示す時から、Ｓｉ−Ｇｅｈａｌｔ（ＡＩＳｉ．Ｍｇ）がそうであった５ Ｇｅｗ．−％による合金は１９８６年の標準からキャンセルしました。 低いＳｉ−ＧｅｈａｌｔｅｎによるＡＩＳｉ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎは、Ｓ．エングラーとＷ．パターソンより、基礎研究で孤立するだけです凝結−形態学とｇｉｅ ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｉｓｃｈｅｎ特性を尊敬して、現在のＡＩＳｉの品質傾向について、調べる − キャスティング材料（表すために）［Ｗ．パターソン、Ｈ．の火１９６０； Ｗ． パターソン、Ｓ．エングラー１９６１； Ｓ． エングラー、Ｌ．ハインリッヒは、１９７３です； Ｓ． エングラー、Ｒ． Ｅｌｌｅｒｂｒｏｋ １９７５； Ｓ． エングラー、Ｇ． Ｓｃｈｌｅｉｔｉｎｇ １９７８］。 これらの出版物は、この研究プロジェクトでＡＩＳｉ−Ｇｕｓｓｗｅｒｋｓｔｏｆｆｅｎの結んでいる合金−開発の強い根拠を意味します。

また、更なる考慮点から、減少したＳｉ−Ｇｅｈａｌｔによる合金は、高い固体アルミニウムの合金−発展のために、この職場に現れます − 興味を起こさせることとしての合金。 新顔、また、より裸の支持ｖｅｒｇｉｅを低圧ｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ−ｍｏｌｄｉｎｇすることのような部分的に圧力に後援されたＧｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎは、ひどくｔｅｎｄｅｎｃｉａｌｌｙに使用の合金をつくります。 数のシミュレーションの使用は、キャスティングパートの凝結−ステアリングを理解しているよりよいものを生じます。 数のシミュレーションの使用以来旧式であるように主に、彼女／それ／それらの熱家庭とＧｉｅシステムに関して、そして、流れに関する考慮による型の解釈とキャスティングパートのＳｐｅｉｓｕｎｇｓｗｉｒｋｕｎｇへの古い．Ｆａｕｓｔｒｅｇｅｌｎ」は有効です。 柔軟なプレハブ方式のパート対応する解釈は、楽にされます。 より正確なヒータと冷たさシステムだけでなく姿勢に関する形（処分への新しいＫｏｋｉｌｌｅｎｗｅｒｋｓｔｏｆｆｅ（特別な鋼、ＴＺＭ、Ｍｏ、Ｗ）としてのも）。 中で、上塗り−ビジネスも、使用資材として使われて改善される理由材料です。 それで、Ｆｅ−ａｒｍｅは、今日、アルミニウム合金と利用できる好ましい価格の大きい範囲のより効果的Ｋｏｒｎｆｅｉｎｅｒです。 精練所−合意の方法、そして、 − 処置も、改善されました。 これらの上昇を伴って、オンラインで、プロセス−の統制の新しい方法は、インストールオートメーション台に合います − より狭い寛容性−域がより良いキャスティング品質で余地がある処分についてのｘ−光線−試験または断層撮影。 この背景の前に、それは低いＳｉ−ＧｅｈａｌｔｅｎでＡＩＳｉ−ＬｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎのＶｅｒｇｉｅ ｂａｒｋｅｉｔの上に前の意見を疑うために、仕事の作成者に、意味ありげに現れます。

ちょっと、肝要な合金−発展のための材料技術的なＡｎｋｎ ｐｆｕｎｇｓｐｕｎｋｔは、Ａｕｓｈ ｒｔｕｎｇのメカニズムで、シリコン含有量の低下のそばに、段階−影響の狙いを定めました。 ベアリングの側面に位置することは与えます、熱力学Ｍｏｄｅｌｌｉｅｒｕｎｇと考慮と比べて、ｍｅｔａｌｌｋｕｎｄｌｉｃｈｅｒは他の鋳造用合金（ＡＩＳｉ７Ｍｇ）（上のようにＡＩＫｎｅｔｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎからすべて）の凝視の基礎を形成します。

３．３ 合金−発展の方法論
３．３．１ 革新的なアルの秩序立った手続き − 合金−発展
合金の不純物を通して、または、誤って動く実験を通して仕方なしに部分的に始まった材料の新しい段階の偶然の観察のすべてより上の過去に創立された合金−発展。 たとえば、重要な材料がＤｕｒａｌｕｍｉｎ−Ｗｅｒｋｓｔｏｆｆのように発見されたように、このように［Ｅ． Ｚｓｃｈｅｃｈ １９９６］またはボール−黒鉛［Ｅ．ピボバルスキー１９５１］によるキャスティング鉄。 これらの材料は、通常新しい段階または面白い特性を示しました。 したがって、彼女／それ／それらの形成と影響の向けられた試みは段階の形成に関して調査されました。そして、何が全く新しい材料−クラスにつながりました。

組織的合金−発展は、詳細なテストシリーズで主に、他の材料−グループと広い実験的なテストに関して認めたｗｅｒｋｓｔｏｆｆｋｕｎｄｌｉｃｈｅｒの移動において、過去に場所現象をとりました。 この経験的な活動は、明らかに広範囲なデータベースの長所を持ってきます、開発時間に対する高い費用と、しかし、ゴール主要な開発を通してのブラインドパフォーマンスでないことの不利を持ちます。

より多くの効率は合金−発展を約束します。そして、それが工業プロセス支持物の本当のプレハブ方式の部分で、そして、構造と欠陥−特徴描写への高さを分解しているＡｎａｌｙｔｉｋの使用で研究所で原則プレハブ方式の部分の必要な実験にそれ自身で更なるです。 それで、また、ローカル化学分析は、ＥＤＸと表面適度な測定値（．Ｆｉｅｌｄ−Ｓｃａｎｓ」とＭａｐｐｉｎｇｓ）（健康なＥＢＳＤとしての方法）を通して光学熟考のそばにスクリーン−電子顕微鏡で起こることができます − テクスチャ−寸法。 激しい分極化−顕微鏡は、適用される色を腐食されたｍｅｔａｌｌｏｇｒａｐｈｉｓｃｈｅカットに関して、また、コンピューターを利用した図−分析−システム（ＩＢＡＳ）［Ｅ． Ｓｃｈａｂｅｒｇｅｒほかが、２０００です］のような情報で、増加−値を生み出します。 現代の材料−発展は、進歩的なＡｎａｌｙｔｉｋが付随します。 将来のあるｋｎｏｗ−ｗａｓが基礎を形成されて、合金−発展は、ｔｈｅｒを用いることによりますます起こります − ｍｏｄｙｎａｍｉｓｃｈｅｒ Ｍｏｄｅｌｌｉｅｒｕｎｇ（材料（ＤＩＣＴＲＡ）の動力学で考慮中の）と高くつくｓｉｍｕｌａｔｉｖｅｎ Ｇｅｆ ｇｅｍｏｄｅｌｌｉｅｒｕｎｇは、現在静まります（Ｚ）。 Ｂ． ＭＩＣＲＥＳＳ［Ａ． Ｂ ｈｒｉｇ−Ｐｏｌａｃｚｅｋほかが、２００５です］の使用。 これのマイクロとマクロシミュレーションの将来の接続は、構造を発明するＧｉｅ ｐｒｏｚｅｓｓｅｎと熱処理でＭｏｄｅｌｌｉｅｒｕｎｇｓｅｂｅｎｅの上で努力されます。 均一なシミュレーション−鎖へのＢａｕｔｅｉｌｖｅｒｓａｇｅｎｓのＭｏｄｅｌｌｉｅｒｕｎｇにまでの材料−品質−モデルの上のこれらのモデルのＫｏｐｐｅｌｕｎｇだけによって、統合するようなＷｅｒｋｓｔｏｆｆｍｏｄｅｌｌｉｅｒｕｎｇは、全く作られた候補者です決定的にキャスティング材料をしている開発場合を短くします。

図３．１は、図式的にこの職場でＡＩＬｅｇｉｅｒｕｎｇｓｅｎｔｗｉｃｋｌｕｎｇに使われるツールを持ち出します。 合金−発展の詳細は、以下のもので受け入れられます。

図３．１は以下を示します： そのときに使われる合金−発展とツールは、開発時間の減少に、ｄｒｅｉｇｌｉｅｄｒｉｇｅｎな時間的な平行した心を引きつける場所で、方法論を見受けられます。

３．３．２ 合金−発展の過程
合金−開発ｕｎｄｅｒ−ｉｓは、３つの広範囲な仕事パッケージで分かれました：
Ａ： 予備試験と潜在的評価。Ｂ： 研究所−試験と発展。Ｃ： ゴール−合金の製造工場−テストと最適化。

仕事パッケージＡはＤａｕｅｒｆｏｒｍｇｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎのために高い固体アルミニウム合金の発展のために時間的に効果的な潜在的評価に間に合います。そして、ＡＩＳｉ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎのシリコン含有量の縮小に基づきます。 出かけて、３つのＧｅｗ．−％のＳｉが、キャスティング状態の機械の特性に対する影響の上の最初の情報について、そして、熱処理の後、達するために、減るまで、Ｓｉ−ＧｅｈａｌｔはＺｕｇｓｔを形作ることでＡＩＳｉ７Ｍｇから組織的に山になります。 Ｓｉ−ａｒｍｅｎ ＡＩＳｉで更なるものになります − ＣＰＣ−Ｖｅｒｆａｈｒｅｎの合金Ｐｒｏｂｅａｂｇ ｓｓｅ（圧力に後援されたＧｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎ（実行される）で一般的なＧｉｅ ｂａｒｋｅｉｔ Ｓｉ−武装者ＡＩＬｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎの上に主要な印象を得なさいという命令の）。 さらに、譲渡できることは産業的に製造されたキャスティング一部で、Ｚｕｇｓｔａｂで特性によって前もって作られたパート特性がないか調べられます。 無視されて、まだパッケージでは、Ａは．Ｔｈｅｒｍｏｄｙｎａｍｉｓｃｈｅ Ｍｏｄｅｌｌｉｅｒｕｎｇのままです」。 したがって、試み−ベースは合金で経験的に派生的なＡＩＳｉ７Ｍｇです、そして、熱処理−パラメータはゴールを指向してまだ選ばれません。

機械のものを関連した仕事パッケージＡの励みになる結果に関して基づきます、そして、ｇｉｅ ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｉｓｃｈｅｎ特性仕事パッケージＢが研究所−標準で作品を続けるために決定します、そして、さらに体系化します。 調べられるＡＩＳｉ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｓｓｐｅｋｔｒｕｍは、アルＫｎｅｔｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎにまでＢ２とＢ３でこれに広がらなければなりません。 第１に、流れ−特性とＳｉ−Ｅｉｎｆｌｕｓｓは、機械の特性に関して決定されなければなりません。 さらなる試み−パラメータより高いマグネシウム−Ｇｅｈａｌｔｅは、選ばれます（０，６と１つのＧｅｗ．−％）。 作品は、マグネシウム含有量の最適化の熱力学Ｍｏｄｅｌｌｉｅｒｕｎｇと時間的に平行した（Ｂ１）熱処理の端−条件の規制を用いて支えられます。 続けることは、仕事部Ｂ２とＢ３に拾われる１ Ｇｅｗ．−％未満のＣｕＧｅｈａｌｔｅｎの影響になります。 この仕事ステップの終わりに対して、すでに、Ｂ４のＫｏｎｚｅｎｔｒｉｅｒｕｎｇは場所ＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６を引き受けますの間、この仕事は再び合金を開発しました。

仕事部Ｂ５はあとに続きます実験だけが行われる時から、しかし、業務において仕事パッケージＣ１の上で論理的にＢを分ける適合させます。 Ｂ５で、Ｃｒ（Ｎｉ）のような更なる合金−構成要素の影響は、また、合金のｗａｒｍｌｙ−ｓｏｌｉｄｉｔｙの面の下の調べられたＣｕＮｉです。

仕事パッケージＣでは、産業のＧｉｅ ｐｒｏｚｅｓｓで実地試験することは、起こります。 製造工場をテストすることの間、革新的な合金の最適プロセス−ウインドウは、それぞれのＧｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎで実行可能性と寛容性−域を尊重して、機械の特性（Ｃ１）のｅｒｚｉｅｌｂａｒｅｒの彼女／それ／それらの化学仕様と同様に開かれます。 合金−仕様の定義と比べて、また、ＫｏｒｎｆｅｉｎｕｎｇｓｍｉｔｔｅｌｎとＣ２のＳｒ−Ｖｅｒｅｄｅｌｕｎｇの配備は、調べられます。 仕事部Ｃ３の構成要素は、ＡＩＳｉ３Ｍｇです圧力を形作る際にさらにゴール−合金をテストする。 この仕事時期の終わりに、合金−発展は、再び発達した鋳造用合金が、彼女／それ／それらの有望な品質プロフィールに基づいて、原則としてＳｃｈｗｅｒｋｒａｆｔ−ＫｏｋｉｌｌｅｎｇｉｅエヌとＮｉｅｄｅｒｄｒｕｃｋ−Ｇｅｇｅｎｄｒｕｃｋ−Ｇｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎでアプリケーションのために活動中であると考えられているほど遠くに、前に大股で歩きました。

合金−発展（章４）の結果に関する議論は、広い概略で年代順に試み−計画（テーブル３．１）に続きます。 同時に、結果はしかし化学組成の後、ＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６の発達したゴール−合金の上でより厳しい階層的な取り決めにおいてより簡単な明るさに見受けられる集中するｈｉｎｆ ｈｒｅｎｄです。

３．３．３ Ｇｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎ、原則−ジオメトリ、プレハブ方式の部分
シリーズ−生産が調べる工業製品から合金は、原則−ジオメトリの場合のように、Ａｂｇからに基づいてとも同じくらいよく、異なるＧｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎで．Ｒｅａｌｂａｕｔｅｉｌｅｎのｓｓｅｎになります」。 合金−発展の原則−検査は、ｅ．Ｖ．をＲＷＴＨアーヘン（Ｇｌ）の製造工場−学会と一般の材料−試験の上塗り−研究所とＧｌとＡＣＣＥＳＳのＡｎａｌｙｔｉｋａｂｔｅｉｌｕｎｇで見つけます。 産業のＧｉｅ ｐｒｏｚｅｓｓのプレハブ方式の部分の合金のＴｅｓｔｉｎｇｓは、実行されてＫＳＭ Ｃａｓｔｉｎｇｓ社（Ｋｌｏｔｈ−Ｓｅｎｋｉｎｇ金属−製造工場）のヒルデスハイムになります。

本当のプレハブ方式の部分の実験的に使い古した生産手続きのこの仕事のＧｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎ Ｉｎは、Ｎｉｅｄｅｒｄｒｕｃｋ−Ｇｅｇｅｎｄｒｕｃｋ−Ｇｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎ（ＣＰＣ）だけでなくＳｃｈｗｅｒｋｒａｆｔ−Ｋｏｋｉｌｌｅｎｇｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎ（また、適用される原則プレハブ方式の部分のために）です。 主要なアプリケーション−ケースでは、Ｋａｌｔｋａｍｍｅｒ−Ｄｒｕｃｋｇｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎが、収益に特有の境界を最も重要なＤａｕｅｒｆｏｒｍｇｉｅのためにｖｅｒｆａｈｒｅｎを完了している発達した合金にとって可能にするために使われます。

原則−試験は、以下の持ち出された試み−ジオメトリで、これで行われます。 原則−ジオメトリのためのＫｏｋｉｌｌｅｎは２５０°Ｃの上でｂｅｆｏｒｅ−ｈｅａｔｅｄされます。そして、違って誇られないで提供されます。 彼らが油でいない、−回中を流れる − 冷たさ機器はつながったので、彼らは５つの時間−ｙ塑造の後、冷水の中で阻止されます。 注がれた本当のプレハブ方式の部分の産業装置で他の合金からプレハブ方式の部分に適用できるシリーズ−プロセスの特定の端−条件の下で生じます。

合金の機械の特性のＳｃｈｗｅｒｋｒａｆｔ−Ｋｏｋｉｌｌｅｎｇｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎ Ｚｕｒ問合せのＲｕｎｄｚｕｇｐｒｏｂｅｎの原則−ジオメトリ製造とＲｕｎｄｚｕｇｐｒｏｂｅｎは、彼女／それ／それらの仕様をつがれます。 機械の特性（Ｒｍ）の調査のそばに； Ｒｐ０，２； Ａ５、これらのテストが、構造−特徴描写にｍｅｔａｌｌｏｇｒａｐｈｉｓｃｈｅｎカットのＡｎｆｅｒｔｉｇｕｎｇのためにも、部分的に使われます。 パイロットテストでは、２つの異なるＫｏｋｉｌｌｅｎｆｏｒｍｅｎが、最初はＺｕｇｓｔ山によって形作ることに使われます： 彼女／それは吸いました。ディーツ−Ｋｏｋｉｌｌｅ」とこれ（図３．２）は、吸いました。フランツｓｉｓｃｈｅ Ｋｏｋｉｌｌｅ（図３．３、図３．４）。 両方のＺｕｇｓｔａｂ−Ｋｏｋｉｌｌｅｎは、試験のためにカレントです。 詳細な比較は、ディーツ−Ｋｏｋｉｌｌｅ（最高１０パーセント（図３．５））からＺｕｇｓｔ山の機械の特性がより劣っていて、．Ｆｒａｎｚ ｓｉｓｃｈｅｎ ＫｏｋｉｌｌｅからＺｕｇｓｔ山でより強くごくわずかに散ることを示します。」 通常、Ｚｕｇｓｔのより良いＫｏｒｒｅｌｉｅｒｂａｒｋｅｉｔは、これらのパイロットテストから実際に注がれたＦａｈｒｗｅｒｋｓｔｅｉｌｅｎ結果でフランスのＫｏｋｉｌｌｅへ注がれます。 固さとＳｔｒｅｃｋｇｒｅｎｚｅは同じようにここにあります、しかし、ＺｕｇｓｔａｂのＤｅｈｎｇｒｅｎｚｅは本当のプレハブ方式の部分でより組織的に低いです。 原因を発見することに、ＭＡＧＭＡｓｏｆｔによるＦｏｒｍｆ ｌｌｕｎｇｓと凝結−シミュレーションは、両方のＺｕｇｓｔａｂｋｏｋｉｌｌｅｎでＡＩＳｉ７ＭｇＯ，３−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇのために実行されます。

図３．２は以下を示します： ツーピースの．Ｄｉｅｔｚ−Ｋｏｋｉｌｌｅ」画像３．３は以下を示します： 注がれた．Ｄｉｅｔｚ−Ｚｕｇｓｔａｂ」画像３．４は以下を示します： ツーピースのフランツｓｉｓｃｈｅ Ｋｏｋｉｌｌｅ画像３．５は、以下を示します： キャスティングの、広げられたおよびシュバイザーＤｉｅ結果による注がれた．Ｆｒａｎｚ ｓｉｃｈｅｒ Ｚｕｇｓｔａｂ」は図３．６と図３．７（見受けられるＳ． ６５）の中にあります。そして、図−充填材−プロセスはより正確に見られます何で。 シミュレーションは、以下の仮定中で起こります： 充填材−時間： ｔ ＝ ２ｓ ― Ｇｉｅ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒ ＴＧｉｅ ＝ ６６０°Ｃ（Ｋｏｋｉｌｌｅｎｔｅｍｐｅｒａｔｕｒ ＴＦＯ．ＴＨ ＝ ２６０°Ｃ．画像３．６ ｂ）が、示す ― 上塗りによるＺｕｇｓｔａｂが均一に満たされない時から、その空気包含はディーツ−ＫｏｋｉｌｌｅでＺｕｇｓｔａｂｅｓの適切な端で起こります。 この地域減少を空間的に形づくることがしかしまだ含まれた空気で、図３．６から、ｃは見られることになっています。 ｔの後で ＞ ２０００ｍ、多孔性域は、左右のＺｕｇｓｔａｂｒａｎｄによって認められることになっています。 適切な端の多孔性は、それ自体を前につくられた空気包含の上で明解に後ろにリードさせます。 シミュレーション−結果は、Ｚｕｇｓｔのより良いＳｐｅｉｓｕｎｇの奪取がフランスのＫｏｋｉｌｌｅで存在することを確認します。 小孔へのディーツ−Ｋｏｋｉｌｌｅ前例、Ｚｕｇｓｔの緊張の地帯では、Ｋａｌｔｚｕｇｖｅｒｓｕｃｈに賛成です、図−充填材−シミュレーションによって、そうです。

しかし、ディーツ−Ｚｕｇｐｒｏｂｅｎは、これらの計画された弱い場所ででなく、しかし、全く従来は、Ｚｕｇｓｔａｂｍｉｔｔｅで裂けます。
Ｋｏｋｉｌｌｅがあるフランス人において、広げられたものにおける乱気流のｔ ＝ ９００ｍと認識できる図充填材の間のＺｕｇｓｔａｂで、３．７のｂを描いてください。 このことから、小孔による酸化物−包含は、起こることがありえます。 更なる図充填材で、３．７のｃを描いてください、乱気流は先進の図充填材の理由で消えて行きます（ｔ ＝ １２００ｍ）。 ｔの後で。３０００ｍは有効です： 上のＺｕｇｓｔａｂｒａｎｄで多孔性の見込みを示す２つの場所は、Ｚｕｇｓｔａｂｅｓの中です。 改善のために、考慮にとられなければなりません、４，５のＡｎｓｃｈｎｉｔｔｓの厚みでおそらくすｍｍフランスのＫｏｋｉｌｌｅ（図充填材で乱気流を打ち消すために、増加するために）。 Ｚｕｇｓｔａｂとシュバイザーの間のより広いかけ橋は、おそらく、多孔性をシュバイザーのこのテストから移すことに貢献することができました。 注がれたフランスのテストでは、多孔性はＺｕｇｓｔａｂｅｓでは証明されることができません。 したがって、シュバイザー、そして、切り出します十分であるように、ロッドへのｄｉｍｅｎｓｉｏｎｉｅｒｔに現れます。

注がれたテストから、Ｒｕｎｄｚｕｇｓｔは缶ですＤＩＮ ５０１２５（Ｂ１０）の後、製造します。 Ｚｕｇｓｔは、そうです熱処理状態で調べられなければなりません、可能性があるテスト−遅れを打ち消すためにそう熱処理だけの後のＡｎｓｃｈｎｉｔｔｓとＳｐｅｉｓｅｒｓの除去を場所に必要とします。 客観的なキャスティング野蛮人は、１０ｍｍの締め出された直径の１つの測定中で、ねじ山で頭で備えられるＲｕｎｄｚｕｇｐｒｏｂｅｎに変わります。

図３．６は以下を示します： Ｚｕｇｓｔのための．Ｄｉｅｔｚ−Ｋｏｋｉｌｌｅの図充填材のシミュレーション」が、３．７が示すＭＡＧＭＡｓｏｆｔ画像で存在します： Ｃ３がそうである仕事パッケージの圧力塑造（ステップ−プレート）のＦｌａｃｈｚｕｇｐｒｏｂｅｎの．Ｆｒａｎｚ ｓｉｓｃｈｅｎ Ｚｕｇｓｔａｂ−Ｋｏｋｉｌｌｅの図充填材のシミュレーション」製造は、Ｄｒｕｃｋｇｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎのために彼女／それ／それらの適合性の上で発達した合金ＡＩＳｉ３Ｍｇを調べました。 これらの実験において、合金は圧力を形作ることによるプロセス−バリエーションの下のテストされたＧｉｅ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒと強調です。 ステップ−プレートのテスト−ジオメトリは、圧力を形作る際に、ｇｉｅ ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｉｓｃｈｅｎ特性の評価の可能性を提供します。 また、ステップ−プレートからの異なる前もって作られたパート−壁−強さのＦｌａｃｈｚｕｇｐｒｏｂｅｎの後の生産は、されます。 冷えた部屋でなられるステップ−プレート − ＲＷＴＨアーヘンの製造工場−学会の生産された圧力キャスタＢ ｈｌｅｒ ６３０−ＳＣ（図３．８）。

図３．８は以下を示します： 図は、彼女／それがステップ−テストを形作ることに製造工場−学会で使われるリアルタイム普通の冷たい−部屋−圧力−キャスタがこれで仕事を使うことをタイプＢ ｈｌｅｒ Ｈ−６３０ ＳＣに明らかにします。

ツールは、２つの垂直図半分から合成です。 これらは、モジュラ出発を原則−ジオメトリから可能にする各々のケースとステップ−ジオメトリ（図３．９）の実際のツール−使用において図フレームワークから成ります。 異なる壁−強さのテスト−ジオメトリは、そのときに可動図半分によって描写されます； 広げられたおよびＧｉｅ ｌａｕｆが固体の状態−ハーフにあります。そして、それはＧｉｅ ｋａｍｍｅｒを拾います。 Ｔｅｍｐｅｒｉｅｒｕｎｇ．に、さらに、両方の図半分は、Ｈｅｉｚ−Ｋ ｈｌｋａｎを含みますル・ツール
可動図半分は形からのプレハブ方式のパート除去にさらに機械式エジェクタ−ペンを持っています。テストさえ広げられたものから存在します。そして、Ｇｉｅがｌａｕｆで、ステップ−プレートで、横の適当な超過人員−豆（図３．１０）状態にあります。 これらの超過人員−豆が、プレハブ方式の部分からＦｏｒｍｅｎｔｌ ｆｔｕｎｇと可能性がある多孔性の置換のために使われます。

図３．９は以下を示します： 形の動かせる一つと正しく固体の状態−半分は、残ったステップ−テストの圧力塑造に見受けられます。 原則−ジオメトリは、ツール−フレームワークで適用される図使用によって描写されます。

図３．１０は以下を示します： スケッチは３つの異なる壁−強さ（５、４、３ｍｍ）が広げられたものによりあるステップ−テスト、Ｇｉｅ ｌａｕｆと形の横の超過人員−豆の原則−ジオメトリを表します。ステップ−プレートはＤＩＮ Ａ４Ｇｒ ｅを持っています。

充填材−室のＢｅｓｃｈｉｃｋｕｎｇが、操作者−腕の上にレードル−投薬量につき起こります。 操作者−腕の運動−コースが圧力−キャスティング−機械から進まれるので、図−充填材−プロセスは即座にＧｉｅ ｋａｍｍｅｒの充填材−プロセスの後、始まることができます。 試みにおいて、２０〜３０歩−テストは、各々のケースで試み−態度ごとにほぼ洗い流されます。

ｇｉｅ ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｉｓｃｈｅｎと機械の特性に対する壁厚−影響が圧力を形作る際にかなりであるので、単純化しているテスト−ジオメトリはそれ自体を試験に証明します。 始まるステップ−プレートは、３つの異なる壁−強さ（５、４、３ｍｍ）を形作る可能性を提供します。 最後に機械態度につき各々のケースの洗い流された５歩−テストは、採点されます（ゲルｎｔｇｔと写真）。 食器面についての最初の光学印象と比べて、プレートの内部の性質と多孔性の空間順序に関する詳しい情報はｘ−光線−スキャナで製造工場−学会でそうすることができます、あるいは、ｗａｒｍｌｙ−ｒｉｐｓは勝たれます。

これらのプレートは、ＤＩＮ ５０１２５の後、各々４つのＦｌａｃｈｚｕｇｐｒｏｂｅｎに変わります − ４ｍｍからのＥ５ｘ１６ｘ５０ − そして、５ｍｍ−Ｗａｎｄｄｉｃｋｅはｏｕｔ−ｓｅｐａｒａｔｅｄしました。 抗張力、Ｓｔｒｅｃｋｇｒｅｎｚｅとブレーク延びることは、（セクション３．３．５を見ます）Ｚｕｇｖｅｒｓｕｃｈｅｎを調査します。

流れ−長は合金のＦｌｉｅ ｖｅｒｍ父系氏族の規制を調査します、なぜならば、ある合金はＶＤＧ−Ｍｅｒｋｂｌａｔｔに従ってＧｉｅ ｓｐｉｒａｌｅを調べました。 合金は、より少ない量で、そして、Ｋｏｒｎｆｅｉｎｕｎｇｓｍｉｔｔｅｌ ｅｒｓｃｈｍｏｌｚｅｎで抵抗−オーブン、ＡＩＳｉ７ＭｇＯ，３、ＡＩＳｉ５３、Ｍｇ９９，９と更なる合金−構成要素でそれに総合的にＡＩ９９．９９から背を向けて離れます。 Ｇｉｅ ｓｐｉｒａｌｅは、再び設計されたＳｔａｈｌｋｏｋｉｌｌｅ（図３．１１、図３．１２）です。常温に関する規則的な油−サイクルを通してそれのおよそ。２５０の°Ｃは持たれます。 螺旋幾何学が、そして、トップから、どれであるか、Ｋｏｋｉｌｌｅは下部から成ります。そこにおいて、換気切れ込みは集積されます。 パイロットテストで現れられるものから、Ｋｏｋｉｌｌｅｎ−Ａｎｇｕｓｓｓｙｓｔｅｍによる流れ−長が、非常に低いだけである、そして、異なる合金の流れ−長さが、従ってほとんど異ならない、砂の１でなる − アンガス−システム用途、それで、それは、Ａｎｇｕｓｓですでに固まらないために上塗りを開始するか、凍りさえします。 可能な限り、自由に、Ｓｐｅｉｓｕｎｇｓｋａｎａｌは残らなければなりません。

図３．１１は以下を示します： 再び設計されたＧｉｅ ｓｐｉｒａｌｅｎのスケッチは、見受けられます − Ｋｏｋｉｌｌｅ。 上の図半分（左）は、雇用対象となりｉｎ−ｃａｓｔｉｎｇすること、換気穿孔とＨｅｉｚ−Ｋ ｈｌｋａｎ ｌｅ．の好機会を含みます。 低い図半分（右）は、Ｈｅｉｚ−Ｋ ｈｌｋａｎ ｌｅ．の順序だけでなくｃｍ−Ｂｅｍａドイツ工業規格で、螺旋幾何学を意味します。

図３．１２は以下を示します： 関係のある油−ヒータと捨てられた金属的なＡｎｇｕｓｓ ＢｉＩｄ ３．１３によるＡｕｆｋｌａｐｐｂａｒｅ Ｋｏｋｉｌｌｅｎ−Ｇｉｅ ｓｐｉｒａｌｅは、以下を示します： 流れ−長の規制への製造工場−学会の試み−建設（背中への正面でからの）： Ｇｉｅ ｓｐｉｒａｌｅ、操作者と抵抗−オーブン。

図３．１４は以下を示します： 操作者−腕画像３．１５の援助によるＧｉｅ ｌ ｆｆｅｌｓのＢｅｆ ｌｌｕｎｇｓｖｏｒｇａｎｇは、以下を示します： Ｇｉｅ ｓｐｉｒａｌｅへのＡｂｇｕｓｓが、サンド−Ａｎｇｕｓｓの上に起こります − システム。

操作者−スプーンで、Ｋｏｋｉｌｌｅを満たすとき、変動はキャスタによって避けられます。

Ａｎｇ ｓｓｅが、したがって、Ｃｏｌｄ−ボックス−Ｖｅｒｆａｈｒｅｎで生じられる砂から使われます。 図３．１３は、試み−建設を示します。

あまりに前の実験の反対側に、操作者−腕による我々の試み−命令の革新としてのＧｉｅ ｓｐｉｒａｌｅのＢｅｆ ｌｌｕｎｇは、結果のより良い再生可能な岬を達成するために実行されます。 操作者−腕ｂｅｆ ｌｌｔはスプーン（図３．１４）です、Ｓｔａｈｌｋｏｋｉｌｌｅに上塗りを活性化して、上塗りをＧｉｅ ｓｐｉｒａｌｅ（図３．１５）へ注ぎます。 トップはＢｅｆ ｌｌｅｎの後、ｈｉｇｈ−ｔｕｒｎｅｄされて、固まっています。 現在、流れ−長は決定することができて、他の合金の長さと比較されます。 合金ごとに、４つのＡｂｇ ｓｓｅは、意味がある中央値を得るために、螺旋に実行されます。
セクション２．２．２に記載されているように、Ｆｏｒｍｆ ｌｌｕｎｇｓｖｅｒｍ父系氏族の図−充填材−運命Ｚｕｒ調査は、起こります。そして、彼女／それが吸われる。ボルト−テスト（図２．１６と２．１７）用途［Ｓ．エングラー、Ｒ． Ｅｌｌｅｒｂｒｏｋ １９７５］。 この仕事の試みのために、Ｋｏｋｉｌｌｅは絶縁Ｂｏｒｎｉｔｒｉｄ−Ｓｃｈｌｉｃｈｔｅを備えていて、２５０°Ｃの上でｂｅｆｏｒｅ−ｈｅａｔｅｄされます。 テスト−ジオメトリは、キャスタによって充填材の変動−影響に、全く影響されやすいです。 試み−建設の革新として、また、このテストは、オートメーション化したレードル−投薬量以上満たされます。 テスト−ジオメトリは、時間にそうしなければなりません − １と２ｓの間の範囲は、満たされます、代わりにテストを除外します評価。 図−充填材−財産は、Ｇｉｅ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒ ＴＱの以下の常道によって、以下で説明されることができます： ＦＦＶ図−充填材−運命［ｃｍ「１］、ｐ： 液体金属［ｇ／ｃｍ３］（ｇ）に、詩を書いてください： ケース−加速［ｍ／ｓ２］、ｈ： ｍｅｔａｌｌｏｓｔａｔｉｓｃｈｅ圧力高さ［ｃｍ］。 表面張力［Ｎ／ｃｍ］： 。ＦＦＶ ＝（ｐ ｇ ｈ）／テストの評価が図３．１６の中で代表に従って場所に持っていく（２。）。 この研究のための関連のため、図はＡＩＳｉのために図３．１７の中にあります − 名をつけられた出版物（それは上塗りの一定のｂｅｒｈｉｔｚｕｎｇで固まっている端−の皮（下記）を通してＦＦＶ（上の）と強さ−受付の始まりを代表します）からの合金は、引用します。 強さ−受付の時間は時間とされます、そしてその後、かなりの抵抗は金属を固めることからシリンダに細いペンの横の侵入に示されます。
この研究プロジェクトでは、ボルト−テストが、ＡＩＳｉ３Ｍｇの合金−バリエーションの影響を証明するために使われます。 ＦＦＶは、Ｋｏｒｎｆｅｉｎｕｎｇｓｍｉｔｔｅｌのための含有量の依存の、そして、依存のｍになりますこの − ｔａｌｌｏｓｔａｔｉｓｃｈｅｎ圧力高さは決めます。 これらの結果が、ｇｉｅ ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｉｓｃｈｅｎ特性の評価のために、Ｓｃｈｗｅｒｋｒａｆｔ−Ｋｏｋｉｌｌｅｎｇｕｓｓで使われます。 ＣＰＣのような圧力に後援されたＤａｕｅｒｆｏｒｍｇｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎのＦＦＶの規制に − 手順適用できもするボルト−テストででなくす。明らかにより作品がここの図充填材を圧迫する時から、Ｓｃｈｗｅｒｋｒａｆｔ−Ｋｏｋｉｌｌｅｎｇｕｓｓの結果は移動可能でありません。 したがって、合金はかなり改善された図−充填材−財産をここで示します。 図３．１７の検査の後、技術的であるように、一般に５ Ｇｅｗ．−％未満でなられるＡＩＳｉ−ＬｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎはＫｏｋｉｌｌｅでｖｅｒｇｉｅバーを見ませんでした。

ＢｉＩｄ ３．１６は以下を示します： ＦＦＶは、その他が決定されてあとに続くことを似合います。 圧力高さｈ ＝ ０は、冷やされた鋳造物の上側で確立されます。 更なるＨ ｈｅｎｍａｒｋｉｅｒｒｕｎｇｅｎの分割は、１０ｍｍの距離で起こります。

高さ−ブランドごとに、内部の輪郭の間の距離は、現在測定されます。 距離から計算された価値は、１／ｄの倍速です図（図３．１７）への圧力高さ以上教えます： Ｒボルト−半径、ｒメニスカス−半径（２ｒ ＝）、測定外皮の間の倍速より慎重なスペース［Ｓ．エングラー、Ｒ． Ｅｌｌｅｒｂｒｏｋ１９７５］。 図３．１７は以下を示します： 上の図は、砂とＫｏｋｉｌｌｅｎｇｕｓｓでＡＩＳｉ−ＬｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎのためにＦＦＶを表します。 低い図は、バイナリのＡＩＳｉ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎの強さ−受信の始まりを表します。 Ｇｉｅ ｓｐａｎｎｅは、１００°Ｃ［Ｓ．エングラー、Ｒ． Ｅｌｌｅｒｂｒｏｋ １９７５］に達します。 明らかなことは、あたりをそれです。Ｆｏｒｍｆ ｌｌｕｎｇｓｖｅｒｍ父系氏族の最小限がそうであるＫｏｋｉｌｌｅｎｇｕｓｓのために３ Ｇｅｗ．−％のＳｉ、しかしローカル最大を砂投げるために、利用できます。 厚く壁掛けｙのために、ホットな形の圧力に後援されたＫｏｋｉｌｌｅｎｇｕｓｓがそうであるｇｇｆ．は、同時のＫｏｍｆｅｉｎｕｎｇによる現在の研究の概念の出発点として、砂型鋳造のそれのようなＦＦＶを疑いました。

製造工場−学会の前の合金−発展と本当のプレハブ方式の部分の彼女／それ／それらの考えられるアプリケーションの合金の選択の後の本当のプレハブ方式の部分としての下部構造−ブラケットと車輪−運搬人は、下部構造−ブラケットＰＱ２４と車輪−運搬人ＰＱ４６ヒルデスハイム（テスト）を形作ることにＫＳＭ Ｃａｓｔｉｎｇｓ社（Ｋｌｏｔｈ−Ｓｅｎｋｉｎｇ金属−製造工場）でこの職場で開発される合金のＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６バリエーションになります。

下部構造−ブラケットＰＱ２４
フォルクスワーゲンＩＮＣの下部構造−ブラケットＰＱ２４（ＶＷポロ、スコダＦａｂｉａ、アウディＡ２）。図の上で見受けられて、３．１８個はＳｃｈｗｅｒｋｒａｆｔ−Ｋｏｋｉｌｌｅｎｇｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎで製造されます。 試みは、増加−円−冷凍ｆｒｏｍ−ａｌｌｏｗｓをもつものの上で、わかります、水平に指向的なＨａｎｄｇｉｅ ａｎｌａｇｅ。 図３．１９は、完全なＧｉｅ ａｎｌａｇｅを示します。 彼女／それは、エジェクタ−プレート、固体のＳｃｈｌｉｅ ｅｉｎｈｅｉｔ、Ｔｅｍｐｅｒｉｅｒｕｎｇｓｖｏｒｒｉｃｈｔｕｎｇと支配受付で動かせるＳｃｈｌｉｅ ｅｉｎｈｅｉｔから成ります。 また、タイプのカバー熱い抵抗−桶−オーブンは、．Ｗｅｓｔｏｍａｔを聞きます」、それは置かれません、しかし、行動にここ必要な頻繁な合金−修正を基礎とした記述された試み（全てのＧｉｅ ｅｉｎｈｅｉｔへの）。 油圧Ｓｃｈｌｉｅ ｅｉｎｈｅｉｔの援助で、図半分はＧｉｅ ｖｏｒｇａｎｇｓの間、一緒に持たれて、凝結と鋳造物の冷却の後、開けられます。 水力学は、また、鋳造物がエジェクタ−ペンの助けで形を開けた後にＫｏｋｉｌｌｅからとられるように注意します。 Ｔｅｍｐｅｒｉｅｒｕｎｇｓｓｙｓｔｅｍは形の常温を引き起こします。Ｋｏｋｉｌｌｅｎｔｅｍｐｅｒａｔｕｒより大きい、４００の°Ｃにガスバーナで最初のＡｂｇｕｓｓの前に予熱器で達します。

図３．２０において代表されるＫｏｋｉｌｌｅは、左のものと正常なブラケットが同時にＡｂｇｕｓｓで生産されることができる方法で造られます。 およそ９ｋｇ Ｇｉｅシステム総計による２つのブラケットからの完全な鋳造物の重さ（１つの一つのブラケットが処理された状態２，１ ｋｇで量るものに対する）。 鋳造部品の環状パートジオメトリは、図空洞に１押し込まれる金属的カーネルの援助で見受けられます。 ｋａｎａｌなＧｉｅで使われる陶器−フィルタは、酸化物の距離に更なるものを寄贈して、図充填材を静めました。

図３．１８は以下を示します： 処理された状態のＰＱ２４−Ｆａｈｒｗｅｒｋｓｋｏｎｓｏｌｅ。

図３．１９は以下を示します： Ｋｏｋｉｌｌｅｎｇｉｅ ｍａｓｃｈｉｎｅ、Ｄｏｓｉｅｒｏｆｅｎと冷たさ鉢による中古のＨａｎｄｇｉｅ ｐｌａｔｚのＰＱ２４−Ｇｕｓｓｔｅｉｌｅｎからの生産へのこの仕事のこれ。

図３．２０は以下を示します： ＰＱ２４−ＧｕｓｓｔｅｉｌｅのＫｏｋｉｌｌｅ。 低い地域では、隙間はＳｃｈｉｅｂｋｅｒｎｅのために認識できます。

図３．２１は以下を示します： 上塗りの処理は、Ｉｍｐｅｌｌｅｒｎを通して起こります。

図３．２２は以下を示します： より高い境界で、ＰＱ４６−Ｒａｄｔｒゲル、ｄｉｍｅｎｓｉｏｎｉｅｒｔｅにＡｎｇｕｓｓを食い物にすることで小さくて、彼／それはＧｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎです。

ＢｉＩｄ ３．２３は以下を示します： ＰＱ４６−Ｔｅｉｌｅの生産のために使われるＮｉｅｄｅｒｄｒｕｃｋ−Ｇｅｇｅｎｄｒｕｃｋ−Ｇｉｅ ａｎｌａｇｅ。

望ましい温度の業績の後、なられるそれらの試み−メルトダウン（７６０°Ｃ） − ７８０°Ｃ（輸送パン移動の上塗り−オーブンからの、そして、その後Ｆｏｒｍｉｅｒｇａｓ ｉｍｐｅｌｌｅｒｔ（図３．２１）による）。 パンは、Ｈａｎｄｇｉｅ ｐｌａｔｚに上塗り−処置の後、輸送されます手でＧｉｅ ｋｅｌｌｅで上塗りを持っていかれて、どこで、そして、Ｋｏｋｉｌｌｅ．に注ぐ パン７５０°Ｃの配送による上塗り−温度総計。 上塗り−温度が７００°Ｃ沈むならば、モールディングは打ち切られます。

それは、影響を決定する使用された試験のパート作業ですの広めますキャスティング部分の身体的な特性に関する冷水の中で休みです。 この目的のために、各々の第２のＧｉｅ ｔｒａｕｂｅは、ダンクされて、Ｇｉｅ ａｎｌａｇｅのそばで大きい鉢の中に動かされてクールダウンされます。

図３．２２の中の車輪−運搬人ＰＱ４６ Ｄｅｒは、フォルクスワーゲンＩＮＣの車輪−運搬人ＰＱ４６（ＶＷ Ｐａｓｓａｔ、スコダＳ ｐｅｒｂ）を代表しました。Ｎｉｅｄｅｒｄｒｕｃｋ−Ｇｅｇｅｎｄｒｕｃｋ−Ｇｉｅ ａｎｌａｇｅ．の上のＡＩＳｉ３Ｍｇの合金−バリエーションによる仕事のフレームワークで注ぐ Ｇｉｅ ａｎｌａｇｅ（図３．２３）の主成分は、Ｓｃｈｌｉｅ ｅｉｎｈｅｉｔ、圧力保管、規制と操作者−腕Ｇｉｅ ｏｆｅｎ（水平に満たされたＫｏｋｉｌｌｅ）です。 Ｋｏｋｉｌｌｅはそう各々の他の別々のＫａｖｉｔ １０のうちの４つから成ります。そして、それは同時のものですこれまでにフィットします２つの左のものと２人の適切な車輪−運搬人にとって可能にします（図３．２４）。 Ｋｏｋｉｌｌｅは、４人の陶製起きる人を通してＧｉｅ ｏｆｅｎで相互接続します（図３．２５）。 上塗り−オーブンで準備される液体金属は、それが延長したＧｉｅ ｏｆｅｎで移されるＧｉｅ ａｎｌａｇｅに、パンで輸送されます。 それは、その後、そして、アルゴンｉｍｐｅｌｌｅｒｔとともに、望ましいＧｉｅ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒ（７５０°Ｃ）の上に、上塗りに持ってこられます。 Ｉｍｐｅｌｌｅｒｖｏｒｒｉｃｈｔｕｎｇとの完了された精練所−協定の後、準備場所のオーブンは、鉄道システムについて仕事に輸送されて、Ｇｉｅ ｅｉｎｈｅｉｔに結合します。 ビジネス温度の上で最初のＧｉｅ ｖｏｒｇａｎｇの前にＫｏｋｉｌｌｅを加熱するために、ガスバーナが使われます（図３．２６）。

完全な生産サイクルは、ｐｉｃｔｕｒｅ−ｃｏｎｓｅｑｕｅｎｃｅ ２．５で記述されます。 Ｇｉｅ ｚｙｋｌｕｓは、ｐｒｏｃｅｅｄ−ｃｏｎｄｉｔｉｏｎａｌｌｙにオーブンの場合のように同様に、圧力の増加から始めます − また、Ｋｏｋｉｌｌｅｎｒａｕｍの場合のように、オーブン−圧がゆっくり増やして、静めるもので、それによる形は、満たされます。

図３．２４は以下を示します： ＰＱ４６−Ｇｕｓｓｓｔ ｃｋｅ図３．２５が表す４−部分Ｋｏｋｉｌｌｅ： 陶製起きる人（それを通して、上塗りはＫｏｋｉｌｌｅへ流入します）は、３．２６のショーを描きます： ガスバーナ画像３．２７の援助によるＰＱ４６−Ｇｕｓｓｓｔ ｃｋｅのためのＫｏｋｉｌｌｅの予熱器は、以下を示します： 操作者−腕によるＫｏｋｉｌｌｅからの鋳造物の除去の後、増やします圧力違い下からＫｏｋｉｌｌｅへの起きる人の上に更なる図充填材、そして、高水準で着実に持ちます、ボリューム間違いの形成は、何によって妨げられて、キャスティング部分の凝結です速めます。 完全な凝結の後、形は開きます、そして、４つの除去で、終わりまで操作者−腕がそうである車輪−運搬人はＧｉｅ ｚｙｋｌｕｓを終えました（図３．２７）。 新しいサイクルの初めの前に、Ｋｏｋｉｌｌｅｎｈ ｌｆｔｅｎは圧縮空気で需要の後、きれいにされて、解決されます。

テスト（原則−ジオメトリと本当のプレハブ方式の部分）の熱処理（解決−白熱と避難すること）が電気的に熱いＵｍｌｕｆｔｏｆｅｎで場所に持っていく熱処理。 そしてそれは高い解決−白熱−温度で、このＯｆｅｎｔｙｐは、均一な温度を管理するという可能性を提供します（４８０） − ５４０°Ｃ、大物から、意味はそうです。 職場（各々のケースの対応する試み−列の説明）で挙げられるならば、熱処理のそれに応じて様々な温度と時間−パラメータは明るさ上の理由で仕事の第４節で割り当てられます。 ワイヤーバスケットでより良い取扱いに集中するテストの抑止は、オーブンのそばに直接立っている盆地で起こります。 これはオーブンと鉢の間で可能な限りの速い輸送をして、それで良いＡｂｓｃｈｒｅｃｋｗｉｒｋｕｎｇに至ります。 バスケットはなります浴室でそのときに誘発して、そして、面積−温度の水温が出かけている６０°Ｃの境界を横切らない目につきあいました。 解決−白熱の後、避難することは１８０°Ｃと様々なスパンまで１４０°Ｃの間で低い温度を更に付け加えます。 テストはされます両方の熱処理Ｚｕｇｐｒｏｂｅｎｇｅｏｍｅｔｒｉｅｎからの貯蔵テストから取り除くものの抑止力と本当のものは部分を鋳造物プレハブで作って、Ｚｕｇｖｅｒｓｕｃｈ．のために必要なｄｉｍｅｎｓｉｏｎｓｅｓの上で機械的に処理される（セクション３．３．５を見ます）ので、行うことで以降である
３．３．４ 熱力学的モデル化
研究のフレームワークで使われるｔｈｅｒｍｏｄｙｎａｍｉのツール − ｓｃｈｅｎ Ｍｏｄｅｌｌｉｅｒｕｎｇは、Ｗｉｎｄｏｗｓ（登録商標）［Ｔｈｅｒｍｏ−Ｃａｌｃ ２００６］に基づいているプログラムサーモ−Ｃａｌｃ−クラシックＴＣＣと彼のａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎ−ｆｒｉｅｎｄｌｉｅｒ版ＴＣＷです。 プログラムは、熱力学バランス状況（徐冷）の下の合金から、そして、Ｓｃｈｅｉｌの後のアンバランスでそれ、段階、彼女／それ／それらの形成−体温と可能な限りの段階−株式を儲けます − ガリヴァー（決めるために）。 Ｄａｕｅｒｆｏｒｍｇｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎの高いＡｂｋ ｈｌｒａｔｅｎに基づいて、合金はＭｏｄｅｌｌｉｅｒｕｎｇｅｎがＳｃｈｅｉｌの後、実行される熱力学アンバランスで、彼らの中で固まります。

アルミニウムとｅａｓｉｌｙ−ｍｅｔａｌ−ｍａｔｅｒｉａｌｓのためのＡＩＳｉ−ＢａｓｉｓｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎによってＭｏｄｅｌｌｉｅｒｕｎｇｅｎのために使われるこれらの試験のデータ基礎は、データが基礎を形成する．Ｌｉｇｈｔ Ａｌｌｏｙｓ Ｄａｔａｂａｓｅ ｖ２．１ですＣＯＳＴ２ １９９８／２００３」。 ＤＴＡを通しての彼らならば、Ｂｅの精度は十分に大きいだけの請求です、そして、ＤＳＣ−Ｍｅｓｓｕｎｇｅｎ預けられたデータベースは十分に確実にあります［Ｓ． Ｇ．帯状装飾、Ｂ．スンドマン２００５］。 合金−作品の状態−図の計算のために、それは預けられたデータの間で望まれたものを生産することに変わります − 姿勢−図は、外挿します。 ＣＯＳＴ２−Ｄａｔｅｎｂａｎｋは１９２の異なるｅａｓｉｌｙ−ｍｅｔａｌ−ｐｈａｓｅｓに対する可溶性−限度を含んで、１９の要素を含みます： ＡＩ、Ｂ、Ｃ、Ｃｅ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｆｅ、Ｌｉ、マグネシウム、ｍ、Ｎ、Ｎｄ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｖ、Ｙ、Ｚｎ、Ｚｒ。 従って、データベースはＦｅ、ｍ、現在のＡＩＬｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎのためのＣｒとＡＩ、Ｓｉ、Ｃｕ、マグネシウムのようなこの職場（十分に音が沈澱させるＮｉ）で変化する要素です。 この原則で、段階の温度に依存する存在領域と全く正確に調べられる合金の彼女／それ／それらの段階−分け前は、予測されることができます。 小さな段階−株式の、または、ｉｎｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｓｃｈｅ段階のような起こっている段階の狭い領域の、または、よりすぐに合金−構成．ｅｘｏｔｉｓｃｈｅに従う結果」作品、しかし質問にとって、より多くは正確にあります。 広範囲なＭｏｄｅｌｌｉｅｒｕｎｇｅｎは、ｍｅｔａｌｌｏｇｒａｐｈｉｓｃｈｅｎカットで典型的なケースにおける段階−割当のＭｏｄｅｌｌｉｅｒｕｎｇを比較し始める前に、これに推薦されます。 商業的なメモリーバンク − モジュールＣＯＳＴ２は、Ｋｏｒｎｆｅｉｎｕｎｇと処理で新生の段階の熱力学Ｍｏｄｅｌｌｉｅｒｕｎｇを実行するために、状況でまだ瞬間的でありません。 これに、また、対応する要素を含むサーモ−Ｃａｌｃまたは他のＭｏｄｅｌｌｉｅｒｕｎｇｓｐｒｏｇｒａｍｍｅｎの広範囲なデータベース−モジュールは、かなりまだ洗練されていなければなりません。

はっきりと、サーモ−Ｃａｌｃは、新生の段階の評価によるこの仕事の行動と創始される合金の鋳造組織の彼女／それ／それらの株式に入れられます。 それで、最大の内容は、たとえば、マグネシウムと新生のマグネシウム−ｈａｌｔｉｇｅのようなＡＩＳｉ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎで構成要素を進めている段階のために、固さで測定されることができます。 Ｃｕ（Ｃｒ）のＺｕｌｅｇｉｅｒｅｎのために同じで、ＣｕとＮｉだけでなくＮｉは有効です。 また、合金−要素がどの範囲でＦｅ−ｈａｌｔｉｇｅか他のチョウザメ−段階を最小にするために制限されなければならないかは、決定されることができます。 さらに、熱処理の温度−パラメータを最適化するために、段階の計算された形成−温度のサーモ−Ｃａｌｃによって、近くに引き出されます。

しかし、マイクロ−構造−シミュレーション−プロのインターフェースについて、それは可能です − グラムＭＩＣＲＥＳＳは、鋳造組織（データに関するこれがＴｈｅｒｍｏｃａｌｃ−ＤＩＣＴＲＡから基礎を形成する熱処理−期間の最適化で相互接続する）の凝結のＭｉｋｒｏｇｅｆ ｇｅｍｏｄｅｌｌｉｅｒｕｎｇです実行します、基づきます。

新しい性格に基づいて開発されて、あまりに長い熊手−時間のため、ある合金、慎まれなければなりませんこの職場で高くつくＭｉｋｒｏｇｅｆ ｇｅｍｏｄｅｌｌｉｅｒｕｎｇ。

３．３．５ テストの特徴描写
化学組成は上塗りと上塗り−品質です。そして、ｅｒｓｃｈｍｏｌｚｅｎｅｎ合金の化学組成は製造工場−学会でｍｙｓｅｌｆ−ｐｒｏｄｕｃｅｄされたＧａｔｔｉｅｒｕｎｇｓ−Ｐｒｏｇｒａｍｍｓによって計算されます。 Ｋｌｏｔｈ−Ｓｅｎｋｉｎｇ金属−製造工場で、商用プログラムが使われます。 化学組成は、全く組合せを通してより独特になります − そして、プレ合金は寄港しました。 これの化学組成が分光計による監督されたメルトダウンであるならば、水素含有量は低血圧−密度−テスト（セクション２．２．４で定める）でコントロールされます。 Ｆａのこの試み−メルトダウンがそうであるＡｂｋ ｈｌｋｕｒｖｅｎは、システム．Ｐｈａｓｅｌａｂでｍｅａｓｕｒｉｎｇ−ｔｅｃｈｎｉｃａｌｌｙに記録しました」。熱分析に、同様にＯＣＣ。Ｚｕｇｓｔａｂで直接測られて（図３．２８）、文書化されます。

ＲｕｎｄｚｕｇｐｒｏｂｅｎとＦｌａｃｈｚｕｇｐｒｏｂｅｎ終わりによる機械の特性の規制は、ＤＩＮ ５０１２５の後、同様にテスト−ジオメトリ（．Ｄｉｅｔｚ−Ｋｏｋｉｌｌｅ」と．ｆｒａｎｚ ｓｉｓｃｈｅ Ｋｏｋｉｌｌｅ」）と本当のプレハブ方式の部分（ＰＱ２４とＰＱ ４６）でＲｕｎｄｚｕｇｐｒｏｂｅｎを生じられる鋳造部品になります。生じられる回転を通してのＥＮ １０００２。 ディーツ−ＫｏｋｉｌｌｅとフランスのＫｏｋｉｌｌｅのサンプリング−場所は、明らかに、図からの３．２８です。 ＰＱ２４の可能性があるサンプリング−場所 − そして、ＰＱ４６ − キャスティングパートは、図３．２９と図３．３０の中でマークされます。 候補者がＺｕｇｖｅｒｓｕｃｈｓ（時折Ｚｕｇｐｒｏｂｅｎで滑らかな足の甲の頭で現れること）の間、強さでＲｕｎｄｚｕｇｐｒｏｂｅｎの置くのを妨げる順序で、テスト−指導者は、ねじ山を身につけています（図３．３１）。 ５５ｍｍの試み−長によるＺｕｇｖｅｒｓｕｃｈ ｍｍのために関連した地域１０の原則−ジオメトリ総計からのＺｕｇｐｒｏｂｅｎのための直径。 足の甲の頭のねじ山はＭ １４です。８の直径はＷａｒｍｚｕｇｖｅｒｓｕｃｈｅのためのＺｅｒｒｅｉ ｍａｓｃｈｉｎｅの他の足の甲のはさみの方法になります、４８ｍｍの試み−長とねじ山−直径Ｍ１２．で、ｍｍは選ぶ
図３．２８は以下を示します： Ｚｕｇｓｔａｂｓのサンプリングは、Ｓｐｅｉｓｅｒｓの下で起こります。
図３．２９は以下を示します： Ｚｕｇｓｔのこの仕事使い古した除去場所の３つが、ＰＱ２４−Ｇｕｓｓｔｅｉｌ画像から存在します３．３０のショーで代表します： Ｚｕｇｓｔのこの仕事使い古した除去場所の２つが、ＰＱ４６−Ｇｕｓｓｔｅｉｌ画像から存在します３．３１のショーで代表します： Ｇｅｗｉｎｄｅｚｕｇｐｒｏｂｅｎ（本当のプレハブ方式の部分（．Ｆｒａｎｚから＝ １０ｍｍで正常なｄ）から＝ ５ｍｍで、ｄを残しました。Ｋｏｋｉｌｌｅ」）機械の特性をテストすることに。 ねじ山は、Ｚｅｒｒｅｉ ｍａｓｃｈｉｎｅの足の甲の前部のテストが配置することを防ぐことができます。

正当が抗議したテストにｅｒｍｉｔｔｉｇｅｎ ．Ｋｏｐｆｒｉｓｓ」は本当のプレハブ方式の部分からのｆｒｏｍ−ｄｅａｒ−ｄｅｖｏｉｄが５ｍｍの直径で幾何学的な理由とＺｕｇｐｒｏｂｅｎに対するより小さな検査だけを持っていかれてありえる彼女／それ／それらのＤｅｈｎｇｒｅｎｚｅに関してありません、４０ｍｍのＺｕｇｌ ｎｇｅとＭ１０ Ｇｅｗｉｎｄｅｅｉｎｓｐａｎｎｕｎｇは生じられます。

抗張力、Ｓｔｒｅｃｋｇｒｅｎｚｅとブレーク延びることは、８０３３でＺｅｒｒｅｉ ｍａｓｃｈｉｎｅ Ｉｎｓｔｒｏｎで決定されます。 通常、さらに２００°ＣによるＷａｒｍｚｕｇｖｅｒｓｕｃｈの若干の合金−仕様のために、これが面積−温度で起こります。 代表的な結果を得るために、４つのテストは、各々Ｐｒｉｎｚｉｐｚｕｇｓｔ山から引き離されます。 本当のプレハブ方式の部分によって、より大きいように試験結果がより劣った横断面−面に基づいてより強くより小直径のために変動になりやすい時から、６つのテストは各々裂けています。 この数は結果の統計保護に及びません、しかし、確保されるように、傾向−結果は普通の実行に従って注意されることができます。

圧力−キャスティング−テストのために、前にｘ−光線−室のｄｕｒｃｈｌｅｕｃｈｔｅｔになったステップ−プレートからのサンプリングは、起こります。 ｗａｒｍｌｙ−ｒｉｐから − そして、孔のないプレートは異なる壁−強さとプロセス−バリエーションのために、そして、キャスティング皮膚を保持することの下で製造されるＦｌａｃｈｚｕｇｐｒｏｂｅｎに各々５つのテストから推論されます。そして、それはＤｒｕｃｋｇｉｅで固さ−特性に対するｔｅｉｌｅｎのかなりの影響を備えています。 テストは対応する足の甲のはさみでＦｌａｃｈｚｕｇｖｅｒｓｕｃｈのために広げられます、さもなければ、しかし、機械の特性はＲｕｎｄｚｕｇｐｒｏｂｅｎのためにのように決定されます。

ｇｉｅ ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｉｓｃｈｅｒ特性（Ｇｉｅ ｓｐｉｒａｌｅｎ−Ｋｏｋｉｌｌｅとボルト−テスト）でなります原則−ジオメトリが測定値へのセクション３．３．３で、そして、工業生産−機械で生じられるキャスティング部分を通してまた、発達した合金ＡｌＳｉ３Ｍｇに向かって話すことがあれば記述したＧｉｅ ｂａｒｋｅｉｔ ＮｅｂｅｎへのＡＩＳｉ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｓｖａｒｉａｎｔｅｎ試験のＧｉｅ ｂａｒｋｅｉｔの評価。 低圧−抵抗を形作っている車輪−運搬人ＰＱ４６のために、そして、この冷えた部屋のために、Ｓｃｈｗｅｒｋｒａｆｔ−Ｋｏｋｉｌｌｅｎｇｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎのために、これは．Ｆｒａｎｚ ｓｉｓｃｈｅ Ｚｕｇｐｒｏｂｅｎです」、そして、下部構造−運搬人ＰＱ２４ − 圧力を形作っているステップ−プレート。 選ばれた合金と合金−バリエーションが完璧な鋳造物の製造のためにシリーズの典型的生産条件の下でまた、それぞれの手順で適当かどうかは、知られなければなりません。 声明に応ずることができるために、以下の処置は実行されます：
冷却の後の鋳造物の判断がそうであるビジュアルは、Ｇｉｅ ｆｅｈｌｅｒｎの外の徴候に関して、鋳造物をチェックしました。 鋳造物とＧｉｅシステムの全ての表面は、異なる角から目で見られます。 具体的には、冷たい疾走は、認められるその出来事、完全に充填された地域でないとｗａｒｍｌｙ−ｒｉｐｓ中になります。

閉じたＰｒ ｆｋａｂｉｎｅの照明は、ｄｕｒｃｈｌｅｕｃｈｔｅｔにＸ線による鋳造物の全ての量になります。 このＰｒ ｆｍｅｔｈｏｄｅの援助で、１の最小限の拡大による内部におけるボリュームミスはそうすることができますｍｍ認めます、そして、彼女／それ／それらの正確な状況は記述されます。
カラー−侵入−手順が明らかに可能性がある裂け目、冷たい疾走のプリーツ、孔と鋳造物の更なる表面の間違いに示す裂け目−試験。 適当なＰｒ ｆｍｉｔｔｅｌは、そのときに表面の間違いに深く入りこみます。 ＰＱ ２４とＰＱの４６プレハブ方式の部分で、Ｋｌｏｔｈ−Ｓｅｎｋｉｎｇ金属−製造工場の産業の施設の裂け目−試験は、行われます。 Ｐｒ ｆｆｌ ｃｈｅの掃除の後、間違いにおいてままにされる蛍光侵入手段は、ＵＶ−Ｓｔｒａｈｌｅｎの援助とともに、広告に明らかに持ってこられます。 ステップ−プレートのために、これが従来のスプレー−手段で製造工場−学会で起こることができます。それによって、色−手段とその後開発者は、最初は見つかります。 キャスティングパートをきれいにした後に、残られた手段は、ピンクの色彩を通して見える表面の間違いをします。

ｍｅｔａｌｌｏｇｒａｐｈｉｓｃｈに、そして、分析的に必要なものテストを理解する要因（それは機械の特性に影響します）の金属的構造の特徴描写と検査は、調べられます。 そばにある広範囲な構造−特徴描写だけ（段階 − 株式、彼女／それ／それらの形態学、そして、構造−欠陥）、ｋｎｏｗ−ｓｏｕｎｄ合金−発展は熱中されることができます、そして、影響の向けられた試みはの途中で化学組成と評価されます。 判断のために使われてください：
ＦａのＭｅｔａｌｌｏｇｒａｐｈｉｓｃｈｅカットと注がれたテストの顕微鏡検査Ｈｅｒａｕｓｇｅｔｒｅｎｎｔｅ領域は、プラスチックの中に、そして、タイプ．Ｓａｐｈｉｒ ５５０の機械の使用法の下に封埋されます」。ＢＲＥＡＴＨＥＳ地面と光沢剤。 地面と磨かれたテストは、Ｆａの光学顕微鏡の下で、それの後、調べられます。デジタルカメラを身につけているツァイスと彼女／それ／それらの構造文書。 個人のより良い解散と分化がＡＩのｐｒｉｍａｒｉｌｙ−ｐｈａｓｅの粒を生じる、いくらかのテストは従属します特定の色−焼灼（バーカーの後で修正される焼灼） − 合金認めます。 あらゆるテストによって、切られた図は、多くても１０００倍の拡大まで可変に準備されます。

ラスタ−ＥｌｅｋｔｒｏｎｅｎｍｉｋｒｏｓｋｏｐｉｅとＥＤＸ−Ａｎａｌｖｓｅ Ｕｍはこれの化学組成です、段階を作る構造を決定するために、ｍｅｔａｌｌｏｇｒａｐｈｉｓｃｈｅｒはスクリーン−電子顕微鏡で選ばれたテストで場所カットにｏｒｔｓａｕｆｇｅｌ ｓｔｅ化学分析（ＥＤＸ−Ａｎａｌｙｓｅ）を持っていきます。 この結果個々の段階−株式（時期（Ｓｅｉｇｅｒｕｎｇｅｎ）以内の化学変化）の化学組成と同様に缶。個々の要素の化学分布は、測定フィールド（．Ｆｉｅｌｄ−Ｓｃａｎ」）でつかまれます。 グラフィック評価に基づいて、また、異なる段階の構造−株式は、決定されます。

使い古したスクリーン − 電子顕微鏡は、１５５０年にタイプ．Ｚｅｉｓｓ双子座からあります。」
レセプションが製造工場−学会で光とスクリーン−電子顕微鏡検査で捏造したコンピューターを利用した図−分析（ＩＢＡＳ）が、更なる試験のために使われます。 同様にまた、中央のＤｅｎｄｒｉｔｅｎａｒｍａｂｓｔ ｎｄｅ（ＴＨＩＳ）は、デジタル画像−分析−システムを用いて、．Ｚｅｉｓｓ ＫＳ４００になります」。粒度（それは構造の繊細さをマークします）は、決めました。 ＰＱ ２４（ＰＱ ４６）のテストを選んで、キャスティングでフランスのＺｕｇｓｔは、そうですＦａ．のコンピュータープログラムによって受けさせる多孔性測定のＫｌｏｔｈ−Ｓｅｎｋｉｎｇ金属−製造工場のＡｑｕｉｎｔｏ。 それと磨かれた写真への起こられた地面が２０倍の拡大でテストの浮上させて、分析的に評価するＭｅｔａｌｌｏｇｒａｐｈｉｓｃｈ。 測定表面、多孔性、オブジェクト密度と最大の間違い−拡大は、そのときに決定されます。

４． ＡＩＳｉ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎと実験的な試験の修正
この職場で開発されるＡＩＳｉ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇは、マグネシウムの影響を増やして、１と７つのＧｅｗ．−％のＳｉの間の株式の上で、そして、他方固さの利用に関してシリコン含有量を一方、沈没に基づきます。 また、不純物の影響が終わりまでＦｅを調べて、Ｃｕのような合金−要素、ＣｕＮｉ、ＮｉとＣｒ（上塗り（Ｋｏｒｎｆｅｉｎｕｎｇ、処理、Ｓｐ ｌｇａｓｂｅｈａｎｄｌｕｎｇ）の処理の効果だけでなく）の追加を向けたので、よくマグネシウム内容として異なるように、従って起こります。

４．１ マグネシウム含有量の変化
開拓されるＡＩＳｉ−Ｇｕｓｓｌｅｇｉｅｒｕｎｇは、示さなければなりません可能性があるＳｔｒｅｃｋｇｒｅｎｚｅ．として高い 開発されることは、合金を熟成させる予め定められた目的です。 ＡＩＳｉ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎに、これはマグネシウムの追加によって、一般に達成されます（仕事のｖｅｒｇｌ．部２．２．３）。 マグネシウムの追加の後、中国の−文書−利益は、鋳造組織（多角形枝分かれした段階）を始めます − 進行中のＭｇ２Ｓｉ。 これは、主に解決−白熱によって再び溶かされます。 マグネシウムはそのときに．−Ｍｉｓｃｈｋｒｉｓｔａｌｌによって拾われて、抑止力の働きをした後に、強制的な解決のままです。 Ｓｉの後で残りのものは、株式に従ってシリコンのｅｕｔｅｋｔｉｓｃｈｅｎを増やします。 合金は、そうです「そして、『地域では、２．２．３と２．２．５は、ｉｎｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｓｃｈｅｎ段階の形成のため、彼ら／彼女／それを通して解決−白熱の後、方法を記述しました − 避難ａｕｓｈ ｒｔｂａｒの後のＭｇ２Ｓｉ。

合金−発展のための最初のベアリングは、ＡＩＳｉ７Ｍｇの合金で起こります。 この合金は、より高いマグネシウム含有量［ＶＡＷ−ＩＭＣＯ ２００４］で、広範囲にわたる２つの分類、そのＡＩＳｉ７ＭｇＯ，３−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇ（３５６）と彼女／それ／それらの変化ＡＩＳｉ７ＭｇＯ，６（Ａ３５７）の下にあります。 より高いマグネシウム−Ｇｅｈａｌｔによるバリエーションは示します、抗張力とＳｔｒｅｃｋｇｒｅｎｚｅを尊重している機械のＫｅｎｎｗｅｒｔｅは、しかし、延びることが所有するより多くの下位のものを改善します。 中でより通常賢明にも汚染されたマグネシウム−ｈａｌｔｉｇｅｎ ｕｎｔｅｒｅｕｔｅｋｔｉｓｃｈｅｎ ＡＩＳｉ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎの鉄で、彼女／それはＦｅとマグネシウムの同時の存在で比較的粗くしばしば純粋になります。そして、枝分かれした角ばった多角形が．−Ｐｈａｓｅ（中国の文書）です。 ０，４パーセントと０，７ Ｇｅｗ．−％間のマグネシウム−Ｇｅｈａｌｔｅのために、．−Ｐｈａｓｅ（ＡＩｅＭｇ３ＦｅＳｉ６）［Ｃ． Ｈ．カセレスほかが、１９９９です］を構造弱めることの補強された形成は、報告されます。 彼女／それは、針−ｙ−平たくのような鉄の接続を築くマグネシウムなしで、彼女／それの反対側に明らかに彼女自身をより良い固さに連れていきます−、しかし、ＡＩ５ＦｅＳｉ減少したブレーク−原因［Ａ． Ｍ．サミュエル、Ｆ． Ｈ．サミュエル１９９７］を延ばします。 ．−Ｐｈａｓｅが丸くされたものに彼女／それ／それらの多角形角ばった形態学の熱処理を通してそうすることができる好ましくない人間、ｓｐｈｅｒｏｉｄｅの形は移されます。そして、何がごくわずかにブレークを延ばすことで低下を和らげることができます。

ｎａｈｅｕｔｅｋｔｉｓｃｈｅｎマグネシウム−ｈａｌｔｉｇｅｎ合金（ＡＩＳｉＩＯＭｇ）で、そして、臨時にＡＩＳｉ７Ｍｇでも延びることを沈めることは、Ｏｘｉｄａｔｉｏｎに上塗りの増加した傾向の上で、また、打ち返されることになっています（ＡＩ２Ｏ３ − そして、ＭｇＯ − 形成）高い上塗り−温度で［Ｘ． Ｃａｏ、Ｊ．キャンベル２００３； Ｊ． Ｆ．ノットほかは、２０００です］。 ＭｇＡＩ − スピネル（また、引っぱり出された酸化物の終わりまで騒がしい図充填材のような）が、３−はいを時折細菌−作者として鉄の不純物でＡＩＳｉ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎで予備選挙の形成．−Ｆｅ、．−ＡＩ８Ｆｅ２ＳｉまたはＯｃ−ＡＩ１５（Ｆｅ１Ｍｎ）のために中で使われます − ｅｕｔｅｋｔｉｓｃｈｅｎ ＡＩＳｉ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎ［Ｌ． Ｂ ｃｋｅｒｕｄほかが、．１９９０です］。 通常、マグネシウム−ｕｎｄ Ｆｅの中にあります − しかし．−Ｐｈａｓｅｎの反対側のより良い．−Ｐｈａｓｅの機械の特性に関する考慮によるこれの形成が好む［Ｓ． Ｓ． Ｓｒｅｅｊａクマリほかが、２００２です］ＡＩＳｉ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎを含むこと。 速く固められた構造と低Ｓｉで − キックが．−Ｐｈａｓｅｎをどんなにほとんど開けなくても、内容。

特定の考慮の下のＡＩＳｉ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎの鉄の含有量の問題の上でこのマグネシウム−ｅｎｔｈａｌｔｅｎｄｅｎ段階−発達したＡＩＳｉ３Ｍｇ−ＬｅｇｉｅｒｕｎｇのためのＡＩ５ＦｅＳｉは、第４．２節でなります。詳細に入ります。 それは一般に意味があって、Ｋｏｋｉｌｌｅｎのために、ＡＩＳｉで低い鉄の含有量を砂投げています。そして、合金のために努力します； より高くマグネシウム−ｈａｌｔｉｇｅにとって、これは特定の範囲に適用できる合金です。

最初に選ばれる０，２ Ｇｅｗ．−％の着実に低いマグネシウム−Ｇｅｈａｌｔで．−Ｐｈａｓｅのありうる形成を避けるために、努力で貧しいアルＧｕｓｓｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎのＳｉのマグネシウム−Ｅｉｎｆｌｕｓｓについて予備試験は試験Ａ ．Ｖｏｒｕｎｔｅｒｓｕｃｈｕｎｇｅｎのために仕事パッケージの中にＳｉ−Ｇｅｈａｌｔｓを降ろすことになります」。 合金は、キャスティング状態で、そして、熱処理の後、彼女／それ／それらの固さ−特性がないか調べられます。 熱処理は、様々なＳｉ−Ｇｅｈａｌｔｅに対するパイロット検査のフレームワークで、不規則に選ばれます（現在のＴ６−Ｗ ｒｍｅｂｅｈａｎｄｌｕｎｇｓｓｐｅｚｉｆｉｋａｔｉｏｎｅｎの中のｒａｎｄｏｍｉｓｉｅｒｔ）。 主にＳｉ−Ｇｅｈａｌｔに対する依存はそう機械の特性がないか調べられなければなりません、そして、品質スペクトルについての最初の印象は第２に熱処理によって得られます。 熱処理の評価が従ってより関連しないので、缶がこの場所で個人で彼女／それ／それらの結果を記述してあきらめられて。 より正確な試験は更なる仕事パッケージで結果として使用されて、後で記述されます。

しかし、Ｓｉ−Ｇｅｈａｌｔを沈めることの近くのマグネシウム−Ｂｅｓｔａｎｄｔｅｉｌを通しての合金−固さの増加に、見受けられる図４．１の場合のように、予備試験の結果は、増加している可能性を強調します。 合金のＺｕｇｐｒｏｂｅｎは、しかし、全体の特性を失望させる一塁で、かなりさらなるブレークを示して−簡単に沈む固さによるキャスティング状態と沈むＳｉ−Ｇｅｈａｌｔ．によるＳｔｒｅｃｋｇｒｅｎｚｅで延ばす 熱処理で、延びることは固さとＳｔｒｅｃｋｇｒｅｎｚｅに賛成して減らされます。 高いブレークを延ばすことから（＞ ７パーセント）高いＳｔｒｅｃｋｇｒｅｎｚｅへの保安プレハブ方式の部分のために、さらに望みます、合金の側面は、１０パーセントのブレーク−ｌｅｎｇｔｈｅｎｉｎｇｓによるＡＩＳｉ３ＭｇＯ，２とＡＩＳｉ４Ｍｇ０，２のようです、そして、より更なる試験のキャスティング条件の魅力的なＡｎｋｎ ｐｆｕｎｇｓｐｕｎｋｔであること。 研究メインとして、これのための焦点は、したがって、熱処理を通してＡＩＳｉ３とＡＩＳｉ４以降の仕事パッケージＢのためにそれ自体にマグネシウム含有量の狙いを定められた増加とｅｒｚｉｅｌｂａｒｅｎ特性の組織的検査を提供します。

図４．１は以下を示します： 沈むＳｉ−Ｇｅｈａｌｔでブレークを延ばしている増加することは、熱処理を通してＡＩＳｉ３のＡｕｓｈ ｒｔｕｎｇのために、沈む固さとＳｔｒｅｃｋｇｒｅｎｚｅにもかかわらず魅力的なプロフィールを意味します。

マックスに熱力学的なＭｏｄｅｌｌｉｅｒｕｎｇ。Ｓｉ−ａｒｍｅｎアルＧｕｓｓｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎのマグネシウムの可溶性は、サーモ−Ｃａｌｃでマグネシウム含有量の増加を熱力学Ｍｏｄｅｌｌｉｅｒｕｎｇにもたせかけます。 異なるＳｉ−ＧｅｈａｌｔｓのＡＩＬｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎのマグネシウムの最大溶解度は、段階の形成のために、構成に依存する温度だけでなくＭｏｄｅｌｌｉｅｒｕｎｇｓｐｒｏｇｒａｍｍで計算されます。 Ｍｏｄｅｌｌｉｅｒｕｎｇのフレームワークにおいて、人は熱力学もののマグネシウムのための最大溶解度がＳｉから独立して均衡を保つことを確認することができます − ．−Ｍｉｓｃｈｋｒｉｓｔａｌｌ ０，６ Ｇｅｗ．−％のマグネシウム総計のためのＡＩＳｉ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇの含有量。 こんなに重要なマグネシウム−Ｇｅｈａｌｔが接しているクロスはそうＭｇ２Ｓｉで、そして、Ｆｅの存在で中国の−文書−除去をマグネシウム−ｈａｌｔｉｇｅｎで補強されます。−、計算するために、ＡＩＭｉｓｃｈｋｒｉｓｔａｌｌから段階は最適解決−白熱でまた、飽き飽きします。 温度［°Ｃ］の上の図４．７［埠頭−ブレーク］が合金のためにＡＩＳｉ５、ＡＩＳ．３とＡＩＳＭを表すまで、段階−割当は図４．２の中で典型的です： バランス凝結のための図４．２、４．４と図４．６の中で、そして、Ｓｃｈｅｉｌの後の熱力学アンバランスの図４．３、４．５と図４．７の中で。 ＡＩで、秘密のＭｇ２Ｓｉの株式がアンバランスで未決定の状態の速い凝結でより高いことは、認識できます。より少ないマグネシウム − ｃｏｍｐｕｌｓｏｒｙ−ｓｏｌｖｅｄされるＭｉｓｃｈｋｒｉｓｔａｌｌは、残ります。 これは、固められたＡＩＳｉＭｇ−ＧｕｓｓｔｅｉｌｅのＤａｕｅｒｆｏｒｍｇｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎの解決−白熱の上のＺより速く好評である影響を正当化します。 Ｂ． 中で、砂型鋳造はゆっくり鋳造物を固めました。 また、固さを増やしている影響広めます、冶金学上水のこれは、熱い鋳造物の説明しますさえ。

人（それで、ＡＩＳｉ５ＭｇＯ，６のＭｏｄｅｌｌｉｅｒｕｎｇｅｎ、ＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６とＡＩＳｉＩ ＭｇＯ，６）が匹敵する、さらに認識できる秘密のＭｇ２Ｓｉの株式が、下のＳｉ−Ｇｅｈａｌｔ．で合金においてより劣ている Ｓｉの低下で − 予備選挙の株式を含有量を払います、よりｅｌｅｋｔｉｓｃｈｅｒな．−Ｍｉｓｃｈｋｒｉｓｔａｌｌシンクは、構造で、そして、同じ時刻に株式を段階的に実行します、上がります、そして、能力（合金でマグネシウムでより高い総割当を拾うために）でまた、従ってす。 より高い寛容性−境界が、好ましくない除去の前にマグネシウム−Ｇｅｈａｌｔｅｓにあります起こります。 中国人−文書良いマグネシウムの形成−傾向の縮小へのこの前例 − そして、ＭｇＦｅ − Ｓｉ−Ｇｅｈａｌｔｓの低下の除去。

ＢｉＩｄ ４．２は以下を示します： バランス凝結の合金ＡＩＳｉ５ＭｇＯ，６のサーモ−石灰−Ｍｏｄｅｌｌｉｅｒｕｎｇ。

図４．３は以下を示します： Ｓｃｈｅｉｌの後の合金ＡＩＳｉ５ＭｇＯ，６のサーモ−石灰−Ｍｏｄｅｌｌｉｅｒｕｎｇ。

図４．４は以下を示します： バランス凝結画像４．５の中の合金ＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６のサーモ−石灰−Ｍｏｄｅｌｌｉｅｒｕｎｇは、以下を示します： Ｓｃｈｅｉｌの後の合金ＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６のサーモ−石灰−Ｍｏｄｅｌｌｉｅｒｕｎｇ。

図４．６は以下を示します： 合金ＡＩＳＭ ＭｇＯ（バランス凝結の６）のサーモ−石灰−Ｍｏｄｅｌｌｉｅｒｕｎｇ。

図４．７は以下を示します： 合金ＡＩＳｉＩ ＭｇＯ（Ｓｃｈｅｉｌの後の６）のサーモ−石灰−Ｍｏｄｅｌｌｉｅｒｕｎｇ。

図４．８は以下を示します： バランス凝結の合金ＡＩＳｉ３Ｍｇ１のサーモ−石灰−Ｍｏｄｅｌｌｉｅｒｕｎｇ。

図４．９は以下を示します： Ｓｃｈｅｉｌの後の合金ＡＩＳｉ３Ｍｇ１のサーモ−石灰−Ｍｏｄｅｌｌｉｅｒｕｎｇ。
ＡＩＳｉ７ＭｇＯ，６（Ａ３５７）と対照的に、めったに、実行の０，５ Ｇｅｗ．−％への０，４のどのマグネシウム−Ｇｅｈａｌｔｅが横切られるか、ほとんどＳｉによるでない、そして、素早い冷却による合金の０，６ Ｇｅｗ．−ｃａｎ％マグネシウムのＡＩＭｉｓｃｈｋｒｉｓｔａｌｌの最大溶解度は、よりすぐにさらわれません。

人が上塗り−ビジネス（０，６ Ｇｅｗ．のマグネシウム−Ｇｅｈａｌｔｓの簡単なｂｅｒｓｃｈｅｉｔｕｎｇ）でさらに低いマグネシウム−Ａｂｂｒａｎｄを考慮に入れるならば、−ＡＩＳｉＭｇ−Ｋｎｅｔｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎとの接触が６０００ｅｒ線を証明しても、全く許容できるものとしての上塗り−準備のＡＩＳｉ３Ｍｇのａｐｐｅａｒｓ％。

人がＡＩＳｉ３Ｍｇ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇを０，６パーセントと（図４．４と４．５）１つのＧｅｗ．−％のマグネシウム（図４．８と４．９）と比較する、それでそう明らかになります高いマグネシウム−Ｇｅｈａｌｔが、Ｌｉｑｕｉｄｕｓの低下です − そして、Ｓｏｌｉｄｕｓ−結果にアルＳｉのためにまた、ｅｕｔｅｋｉｓｃｈｅｎ形成−温度を持つように。 Ｚ． Ｗ．ほとんど何もほかが、よく形成−温度の増加としてＤＴＡ−Ｍｅｓｓｕｎｇｅｎ．の上にＭｇ２Ｓｉのために２００５を確かめるように、これででなくす Ｍｇ２Ｓｉ−Ｐｈａｓｅ．の、しかし、それは秘密ですほとんど変わらない株式。

ＡＩＳｉＭｇ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎテーブルが４．１で未決定の状態に異なるＳｉとマグネシウム−Ｇｅｈａｌｔｅのために段階の形成−温度に引用するＳｉ−ａｒｍｅｎの段階の形成−温度。 表４．２は、Ｓｃｈｅｉｌの凝結で、異なるＳｉとマグネシウム−Ｇｅｈａｌｔｅのために段階の形成−温度を示します。 きわだった温度は、温度（党−段階だけが利用できるＵｎｔｅｒｓｃｈｒｅｉｔｅｎによる）を表します。 彼女／それは、ＡＩＳｉＭｇ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎの熱処理に対する熱のウェイタ−制限をマークします。
ＡＩＳｉの機械の特性に関する影響の高さのマグネシウム−Ｇｅｈａｌｔｅ − 合金は、Ｔ６−Ｗ ｒｍｅｂｅｈａｎｄｌｕｎｇの後、合金ＡＩＳｉ３Ｍｇ、ＡＩＳｉ２ＭｇとＡＩＳｉＩＭｇの機械の特性に関して、図４．１０に高いマグネシウム−Ｇｅｈａｌｔｅ（０，６と１つのＧｅｗ．−％）の影響を示します。 ０，６ Ｇｅｗ．−％より多くのものの重要なマグネシウム−Ｇｅｈａｌｔｓを横切ることは、機械の特性の上にｕｎｔｅｒｅｕｔｅｋｔｉｓｃｈｅｎ合金で否定的な影響を持ちます。 しかし、寛容性はこれのために、Ｓｉ−Ｇｅｈａｌｔが嘘をつくそれ以下を上げます。 ＡＩＳｉＩで、１つのＧｅｗ．のマグネシウム−Ｇｅｈａｌｔ−ｓｈｏｗｓ％は、０，６ Ｇｅｗ．−％で特性の改善を平らにします。

図４．１０は以下を示します： 機械のＫｅｎｎｗｅｒｔｅ ．Ｆｒａｎｚ ｓｉｓｃｈｅｒ Ｚｕｇｐｒｏｂｅｎ」は、Ｔ６−Ｗ ｒｍｅｂｅｈａｎｄｌｕｎｇの後、見受けられます。 合金のために、ＡＩＳｉ３、ＡＩＳｉ２とＡＩＳｉＩは、０，６パーセントのマグネシウム−Ｇｅｈａｌｔｅと選ばれる１ Ｇｅｗ．−％です。

段階−創造を熱処理とマグネシウムとＦｅ−Ａｕｓｓｃｈｅｉｄｕｎｇｅｎの上の接続の依存とｅｕｔｅｋｔｉｓｃｈｅｍの株式に含むために、シリコンは場所にマグネシウム−ｈａｌｔｉｇｅｎとＦｅに関する広範囲な議論を持っていきます。そして、光の下で切られるｍｅｔａｌｌｏｇｒａｐｈｉｓｃｈｅｎの段階と結論として仕事のセクション４．３．５のスクリーン−電子顕微鏡を含みます。 そこでは、．Ｆｒａｎｚ ｓｉｓｃｈｅｎ Ｚｕｇｓｔａｂ」は、構造−テストに変わります。どのＰＱ ２４下部構造−ブラケットから、そして、ＰＱ４６車輪−運搬人から、両方のキャスティング状態のＡｕｓｈ ｒｔｂａｒｋｅｉｔの観点の下で、そして、熱処理の後、比較の見解が全体好きにしてください。 それは実験的になる。そして、下記の方法が実行される、と、０，３と０，６ Ｇｅｗ．−％の間の内容のためのｇｉｅ ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｉｓｃｈｅｎ特性（流れ−長、図−充填材−運命）に関するマグネシウム−Ｇｅｈａｌｔｅｓの影響が決めます。

明るさ、マグネシウム−Ｇｅｈａｌｔｅｓの影響は、合金の前後関係のセクション４．３．４の議論されたＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６です。 上るマグネシウム−Ｇｅｈａｌｔで、影響が図−充填材−財産の上で決定されない間、流動性は明らかに沈みます。

仕事パッケージＢの結果の評価中で、ＡＩＳｉ３Ｍｇは選ばれるｔｅｓｔｉｎｇ％の間のゴール−合金のための本当のプレハブ方式の部分（仕事パッケージＣ）の０，６ Ｇｅｗ．−のマグネシウム−Ｇｅｈａｌｔになります。

４．２ 鉄の含有量の影響とマグネシウム、Ｓｒ、ｍ、Ｃｒ、Ｃｏ、熱処理と同様にＢｅの合金−含有量を通しての影響Ｆｅ−ｈａｌｔｉｇｅｒ段階
裂け目−開始とＡＩＳｉから鋳造物プレハブ方式の部分の前もって作られたパート離反のために − 合金は、主に、責任をもって酸化物−包含です。 しかし、日ベッドようなそれまではだめ、しばしば鉄を含む段階（プレハブ方式のパート離反からそれから出ます）［Ｊ． Ｆ．ノットほかが、２０００です］であるように。 鉄の不純物を通して、ＦｅがＡＩ、Ｓｉと必要に応じて好ましくないマグネシウム（減少しているｓｔ ｃｈｉｏｍｅｔｒｉｓｃｈｅ段階のパート特性を前もって作られるそれ）の間でも純粋になること。 これは、ＳｉとＦｅ［Ｌ． Ｆ． Ｍｏｎｄｏｌｆｏ １９９０］の同じように大きい原子−半径によって好意を持たれています。 Ｆｅ−ｈａｌｔｉｇｅｒがやって来るならば、回避はこれらの合金で高い意味を段階的に実行します。 アルのＦｅ−Ｂｅｓｔａｎｄｔｅｉｌｅｎからを基礎としたこれならば − 可能な限りでないｐｒｅ−ａｌｌｏｙｓは、そうです、制御された情報は、Ｆｅ−Ｍｏｒｐｈｏｌｏｇｉｅｎで少なくとも努力されなければなりません、それは構造より損なわれません、そうです［Ｖ． Ｖｏｊｅ、Ａ． Ｌドンは、２００１です］。

主要なアルＶｏｒｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎは、第１０のＧｅｗ．を所有します−すでにｅｌｅｃｔｒｏｌｙｓｉｓ％ Ｆｅの後のいくつかの低い鉄の含有量。 より高い品質の通常標準化されたｐｒｉｍａｒｉｌｙ−ｐｒｅ−ａｌｌｏｙｓは、ほぼ０，１５ Ｇｅｗ．−％のＦｅを含みます。 Ｆｅ−Ａｎｔｅｉｌは、通常、ｓｅｃｏｎｄａｒｉｌｙ−ａｌｌｏｙｓで上がります。 より純粋なＡＩＳｉ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎは、主に、高い経費の下で重く過去に利用できるだけでした。 いくつかのａｌｕｍｉｎｕｍ−ｅｌｅｃｔｒｏｌｙｓｅｓの再建の後、しかし、また、よりまじりけのない合金は、数年から正当と認められる経費により大きな量で利用できます。 より劣ったＦｅ−ＧｅｈａｌｔはＡＩＳｉ９，５−１１ ，５のような圧力鋳造用合金とさえ競われます。そこにおいて、特定の鉄の含有量は以前に、その間に圧力の型でＫｌｅｂｎｅｉｇｕｎｇの縮小に希望されました。 ここでは、鉄の含有量は一方意識的に機械の特性の増加まで降ろされます。そして、ほぼ低いＫｌｅｂｎｅｉｇｕｎｇのためのｍの代替賢いＺｕｌｅｇｉｅｒｅｎによる、そして、マグネシウムからの方法がＡｕｓｈ ｒｔｂａｒｋｅｉｔ（ＡＩＳｉ９ＭｇＭｎ ．Ｓｉｌａｆｏｎｔ ３６」）［Ｈ．コックほかが、２０００（Ｈ．コック２００４）です］にす。

この職場にこぼされるＳｉ−ａｒｍｅｎ ＡＩＳｉＭｇ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎは、キャスティング状態（また、似ている）で、例外なく．−Ｐｈａｓｅを放出します−オンの（図４．１１）構造のＰｈａｓｅ。 創造とＡＩＳｉ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎの異なるＦｅ−Ｐｈａｓｅｎの株式は、Ｆｅとマグネシウムの理由内容から、そして、少量のから基本的に狙いを定められたｚｕｌｅｇｉｅｒｔｅｎ影響された要素（ｍ、Ｓｒ、Ｃｒ）または熱処理（図４．１２）になります。

図４．１１は以下を示します： キャスティング状態のＡＩＳｉ３ＭｇからクールダウンされたＰＱ４６−Ｐｒｏｂｅの空気の細い壁のものの段階−説明による構造−画像。

図４．１２は以下を示します： Ｔ６−Ｗ ｒｍｅｂｅｈａｎｄｌｕｎｇの後のＡＩＳｉ３ＭｇからＰＱ４６−Ｐｒｏｂｅの段階−説明による構造−画像。

中国の−文書−利益．−Ｆｅ−Ｐｈａｓｅ（ＡＩ８Ｆｅ２Ｓｉ、ＡＩ１２−Ｉｓ、Ｍｎ１Ｆｅ）３ＳＪｉ−２は、調べられたＡＩＳｉＭｇ−Ｐｒｏｂｅｎで観察されません。 このうそは、それ自体よりはむしろそれを正当化しました．−段階（ＡＩ８Ｍｇ３ＦｅＳｉ６）が訓練するマグネシウム形態的な類似物の存在を通して彼ら。 ．−Ｐｈａｓｅがきれいに特徴的であるならば、彼女／それはより有利に有効です−固さ−特性に対する彼女／それ／それらの影響のＰｈａｓｅ。 マグネシウム−ｈａｌｔｉｇｅｎのうち出演．−Ｐｈａｓｅ、彼女／それ／それらが心配させますために−マグネシウム−Ｇｅｈａｌｔに対する依存の彼女／それ／それらの出演とＡｂｋ ｈｌｒａｔｅだけでなくＰｈａｓｅは、すでに第４．１節（マグネシウム含有量の変化）で論じられました。

ｐｌａｔｔｉｇ−ｐｏｌｙｇｏｎｅ（表示されている切られた図４．１２針−ｙで）鉄の接続−ＡＩ５ＦｅＳｉは、Ｆｅ−ｈａｌｔｉｇｅｒがＡＩＳｉ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎで最も頻繁で最も好ましからぬ形態学を段階的に実行すると述べます。 合金の中のＦｅの株式は、より高いです、これの出演退去する段階のＡＩＳｉ−Ｅｕｔｅｋｔｉｋｕｍの前に、すでに部分的にそれ自身でより強いです。 従って、この時期はｖｏｒｅｕｔｅｋｔｉｓｃｈｅ除去以来また、縮み多孔性に影響を及ぼしますの−Ｐｈａｓｅは上塗り［Ａ． Ｍ．サミュエルほかが、２００１です］を通してＮａｃｈｓｐｅｉｓｕｎｇをじゃますることができます。 低Ｓｉで − そして、ＡＩＳｉＭｇ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎがさらなる出演であるマグネシウム−ｈａｌｔｉｇｅｎ−条件つきの段階のｓｔ ｃｈｉｏｍｅｔｒｉｓｃｈｅ構成を通しての．−Ｐｈａｓｅの反対側のＰｈａｓｅを含みます−より少ないＳｉのＰｈａｓｅ。 上るマグネシウムで − 第４．１節（株式）で説明されるように、含有量は動きます−．−Ｐｈａｓｅに賛成したＰｈａｓｅ。 Ｊ． Ａ．テイラーのこれほかは２０００とＰ． Ａ．ですＲｏｍｅｔｓｃｈほか、ＡＩＳｉ７Ｍｇの記述された接続のための２００１例はＡＩＳｉ３Ｍｇのために手術を施されることができます。 形成に要因を進めることを進めます−鋳造組織のＰｈａｓｅは、低いｍまたはＣｒ−Ｇｅｈａｌｔｅ［Ｌ． Ｆ． Ｍｏｎｄｏｌｆｏ １９９０］だけでなく低いＡｂｋ ｈｌｒａｔｅです。 出演−Ｐｈａｓｅは審理されます、ほとんど構造有害な形に賛成でない彼女／それ／それらの針のような創造の影響形態への誰のもの。 Ｓｒ、ｍ、Ｃｒ、Ｎｉ、ＣｏまたはＭｏのＺｕｌｅｇｉｅｒｅｎを通してのこの缶Ｂｅは、起こります［Ｄ． Ｌ．コールウェル、Ｒ． Ｊ．キスリング１９６１］。

Ａ。 Ｍ。サミュエル、Ｆ． Ｈ．サミュエル１９９７、そして、Ｃ．ビルヌーブ（Ｆ． Ｈ）。サミュエル１９９９は、明確な変更の１つの彼女／それ／それらの出版物で、ストロンチウムを報告しますの−低い量（〈３５０ｐｐｍ）のＺｕｌｅｇｉｅｒｅｎを通してのＰｈａｓｅｎ−Ｍｏｒｐｏｈｏｌｏｇｉｅ。 ＳｒはＦｒａｇｍｅｎｔｉｅｒｕｎｇを引き起こします−より小さなｇｅｄｒｕｎｇｅｎｅｒｅへのＰｈａｓｅは針のもう一つの情報が熱処理で支持することができるものを縫います。 ＷｉｒｋｍｅｃｈａｎｉｓｍｕｓはＭ． Ｈ． Ｍｕｌａｚｉｍｏｇｌｕほかから起こります。そして、１９９７例はそれ自体を作っている．−Ｆｅ−Ｐｈａｓｅ（ＡＩ８Ｆｅ２Ｓｉ）へのＳｉの普及の妨害として説明します、何を通して形成−ＡＩ５ＦｅＳｉは止められます。 ．−Ｆｅ−Ｐｈａｓｅは、安定します［Ｍ． Ｈ． Ｍｕｌａｚｉｍｏｇｌｕほかが、１９９６、１９９７です］。
進行中のＳｒのポジティブな影響−Ｐｈａｓｅは、明らかに、試み−列では、キャスティング状態のための、そして、熱処理の後の実行された実験のＣ３もしかし除外されないことを確認することができます。 ８０−１４０ｐｐｍのＳｒのＳｒ−Ｇｅｈａｌｔによる試みは、キャスティング状態（図４．１３、４．１５）の仕事パッケージＣ２の鉄の不純物に、そして、熱処理（図４．１４、４．１６）の後、少しのはっきりした影響も示しません。 おそらく、Ｓｒ−Ｇｅｈａｌｔは、効果的影響のために最低に選ばれます−Ｐｈａｓｅ。 徹底的に潜在的にＡＩＳｉ３．でＡＩＳｉ−Ｅｕｔｅｋｔｉｋｕｍｓを気高くすることに、しかし、選ばれたＳｒ−Ｇｅｈａｌｔは、量によるベアリングをＡＩＳｉ７の反対側により劣っているようにしますＳｒ ＳｒのＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６の合金のＦｅ−Ｐｈａｓｅｎに対する効果は、調べられて深まっていないこの職場で起こります。慎まれなければなりません、低ＳｉとＦｅ−Ｇｅｈａｌｔｓと高いＡｂｋは、ｅｌｅｋｔｉｓｃｈｅｎ段階のＳｒ−Ｖｅｒｅｄｅｌｕｎｇの上で、意識的にｈｌｒａｔｅします。 処理手段の経済的に意味がある節減は、なんとかして冶金学上陽影響より高いｇｅｗｉｃｈｔｅｔになります。

図４．１３は以下を示します： キャスティング状態（厚く壁のような前もって作られたパート域）画像４．１４の中のＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６−Ｂ（＋ Ｓｒ）からのＰＱ４６−Ｐｒｏｂｅの構造−画像は、以下を示します： ４．１５を塗っているＴ６−Ｗ ｒｍｅｂｅｈａｎｄｌｕｎｇの後のＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６−Ｂ（＋ Ｓｒ）からの厚く壁のようなＰＱ４６−Ｐｒｏｂｅの構造−画像は、以下を示します： キャスティング状態（細い壁の前もって作られたパート域）ＢｉＩｄ ４．１６のＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６−Ｂ（＋ Ｓｒ、＋ｍ）からのＰＱ４６−Ｐｒｏｂｅの構造−画像は、以下を示します： Ｔ６の後のＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６−Ｂ（＋ Ｓｒ、＋ｍ）からの細い壁のＰＱ４６−Ｐｒｏｂｅの構造−画像 − マンガン（それはＦｅのために含有量に従って加えられます）としての熱処理は、Ｆｅ−Ｐｈａｓｅｎの影響に最も効果的に有効です。 ．−Ｆｅ−Ｐｈａｓｅの看破された中国の−文書−の形のｐｏｌｙｅｄｒｉｓｃｈｅ（ＡＩｉ２ − Ｉ５（ｍ） Ｆｅ）針−ｙです−好まれる３Ｓｉｉ−２のＦｏｒｍ １ｍ／Ｆｅ−Ｖｅｒｈ ｌｔｎｉｓでどれから ＞ ０，８への０，５は、現れます［Ｌ． Ａ．ナラヤナン１９９４； Ａ。 Ｍ。サミュエルほかは、２００１です］。 より高いＭｎ−Ｇｅｈａｌｔｅは、他の手［Ｈ．コック２００４］（解決輝かれた状態で特に注意をひくこと）の上でＡＩＳｉ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎを延ばすことに否定的な影響を及ぼします。

仕事パッケージＣ２に、ｍとＳｒのＺｕｌｅｇｉｅｒｕｎｇの試みは、ＣＰＣ−Ｖｅｒｆａｈｒｅｎへ注がれるＰＱ ４６を前もって作られた部品の機械の特性の変更に関するゴール−合金への実行されたＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６−Ｂです。 ｍ／Ｆｅにもかかわらず、上記のハンディキャップをつり合わせてください − 関係は、しかし、それ自体のための少しの機械の品質利点も与えません。 これの情報でまた、す、カットにおいて認識できて０，１８の下でのＦｅ−ＧｅｈａｌｔｓのＧｅｗ．−％のＦｅが比較的低くマトリックス分担することで−Ｐｈａｓｅは、引き起こされません。

それは、圧力を形作る際に、よく彼女／それ／それらの処理のためにＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６−Ｄ ｍの鉄の少ない合金を加えられます（仕事パッケージＣ３）。 ここで１インチ−形成−Ｐｈａｓｅでなく、しかし、Ｋｌｅｂｎｅｉｇｕｎｇの縮小だけは、努力されます。 ０，２ Ｇｅｗ．−％の低いＭｎ−Ｇｅｈａｌｔは、圧力を形作る際に、処理特性に対する少しの決定的に前向きな影響も示しません。 おそらく、より高いＭｎ−Ｇｅｈａｌｔは、有利さのより劣ったＫｌｅｂｎｅｉｇｕｎｇに関してあります。 これは、しかしおそらく、類似して合金［Ｈ．コック２００４］のためのブレーク延びることに対する否定的な影響がそうしたという観察へのＡＩＳｉ９ＭｇＭｎになります。

ｍのような類似した影響は、（Ｃｒ１Ｆｅ）４Ｓｉ４ＡＩｉＳの形成を通して、クロム［Ｄ． Ａ．農民共済組合員１９９１］を所有します。 ｃｒは、仕事パッケージのＡＩＳｉ３Ｍｇ−Ａの試みの間のＢ５ ｚｕｌｅｇｉｅｒｔ（ｃｒ−Ｇｅｈａｌｔｅ）になります： ０，１； ０，４； ０，５と０，７ Ｇｅｗ．−％しかし情報を目的として、でないの−Ａｌｕｍｉｎｉｕｍ−ＭｉｓｃｈｋｒｉｓｔａｌｌのＡｕｓｓｃｈｅｉｄｕｎｇｓｈ ｒｔｕｎｇへの以外Ｐｈａｓｅが、第２．２．１．節を見ます ＡＩＳｉ３Ｍｇの合金のＣｒの影響へのこれらの結果は、セクション４．４．３においてすべてこみで代表されます。 この場所で、Ｆｅ−Ａｕｓｓｃｈｅｉｄｕｎｇｅｎの上のＣｒの影響は、集中的に受け入れられます。 Ｓの後で。Ｓ．Ｓｒｅｅｊａクマリほか、ｂｚｇｌがそうするＣｒの陽影響は、２００２です。情報−より高いＤｕｋｔｉｌｉｔ ｔに達する時から、これがｍからあるよりかなりＰｈａｓｅ。 Ｆｅの影響について直接しかしこれにせよ、 − 豊かな段階またはむしろもう一度ＡＩＭｉｓｃｈｋｒｉｓｔａｌｌが、起こって、著者によって説明されません。

キャスティング状態では、そして、熱処理の後の状態では、図４．１７と４．１８はＡＩＳｉ３ＭｇＯ．６ＣｒＯ．７−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇの切られた図を示します。 キャスティング状態のテストの切られた図は、基礎−合金のそれに、比較においてＡＩＳｉ３Ｍｇ−Ｂに少しの華美なことも示しません。 秘密のシリコンも簡単にここの丸い形で、クロム含有量によって影響されません、しかし、ＣｒＳｉ２−Ａｕｓｓｃｈｅｉｄｕｎｇｅｎ ｓｔ ｃｈｉｏｍｅｔｒｉｓｃｈは可能に見えます。 鉄の含有量（部分的にプレ合金に起因する）は、明らかに０．０４パーセントの可溶性−境界の上に、クロム−試み−列にあります。 鉄の内容が針−ｙとｐｏｌｙｅｄｒｉｓｃｈを通して提携された切られた図の中で１形作られてそれ自体に作るこの高架鉄道。−目立つ鉄の除去。 しかし、状況は１を形作られるもののそのｐｏｌｙｅｄｒｉｓｃｈに興味を起こさせていると、．−Ｐｈａｓｅがキャスティング状態ですでにです。 合金のＣｒ−Ｂｅｓｔａｎｄｔｅｉｌによるキャスティング状態の．−Ｐｈａｓｅを形作るＳ． Ｍｕｒａｌｉ、Ｋ． Ｓ．ラマンほかの検査の結果を確かめる人の出演−１９９４。クロム含有量を増やしているｃｏは、すでに流行のものを逃していますキャスティング状態 − ｐｏｌｙｅｄｒｉｓｃｈｅｎの鉄の除去。−（Ａｌ．Ｍｇ３ＦｅＳｉ６）段階。 ０，７のＣｒ−Ｇｅｈａｌｔで、Ｇｅｗ．−％のＣｒは、熱処理の後のいいえになります − より証明された段階。 Ｇｅｗ．−％が０，７ Ｇｅｗ．−％と対照的にそうすることができる０，３のクロム含有量で、まだ熱処理状態ＡｌＣｒ−Ａｕｓｓｃｈｅｉｄｕｎｇｅｎのキャスティング状態のどちらも、見つかりません。 アルミニウムで、異なる構造−構成要素の構成は、疑われてしますそのクロム − Ｍｉｓｃｈｋｒｉｓｔａｌｌを解決して、構築物の（Ｃｒ１Ｆｅ）ＡＩ７として、鉄に関連して利用できます。 それ自身で０．７パーセントのクロム含有量による葉は、ＥＤＸ−Ａｎａｌｙｓｅ除去について、明らかに、ｉｎｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｓｃｈｅｎ段階（ＡＩｎＣｒ２）からのＡＩ７ＣｒがＡＩｉ３Ｃｒ２と同様に存在することができるとわかります。

図４．１７は以下を示します： ５００倍の拡大画像４．１８によるキャスティング状態のＡＩＳｉ３Ｍｇ０．６Ｃｒ０．７の構造−画像は、以下を示します： ５００倍の拡大による熱処理状態のＡＩＳｉ３Ｍｇ０．６Ｃｒ０．７の構造−画像。 構成がＥＤＸ−Ａｎａｌｙｓｅの上に場所に持っていくｅｈｅｍ．の配分。

コバルトは陸橋を引き起こします−中国の−文書−利益へのＰｈａｓｅは（Ｃｏ１Ｆｅ）２ＡＩ９を段階的に実行します。 しかし、合金のＦｅ必需品とＤｕｋｔｉｌｉｔ ｔが降ろされて［Ｓ． Ｓ． Ｓｒｅｅｊａクマリほかが、２００２です］、同じ量の追加量です。 したがって、ＣｏはＦａｈｒｗｅｒｋｓｔｅｉｌｅｎの要請に関するこの研究プロジェクトの合金−追加として、ｍまたはＣｒに代わるものを表しません。

ベリリウムも、終わりまでＢｅＳｉＦｅ２ＡＩ８の中国語−文書楽しい段階の形成を働かせますから−ＡＩＳｉ−ＬｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎでＰｈａｓｅ［Ｓ． Ｍｕｒａｌｉほかは、１９９４です； Ｙ． ワング、Ｙ．ユウ２０００］。 非常に低いＢｅだけは、彼／それの高いＴｏｘｉｚｉｔ ｔのため、あります − おそらく追加量。 したがって、ＢｅのＺｕｌｅｇｉｅｒｅｎは、原則として考慮の中にこの職場に動かされません。
熱処理によって、両方のＦｅ−ｈａｌｔｉｇｅｒを形づくることは変わる段階（そして。）であると、図４．１１が見ます − ４．１６。 ｅｕｔｅｋｔｉのＳｐｈｅｒｏｉｄｉｓｉｅｒｕｎｇと比べて、成功したＳｐｈｅｒｏｉｄｉｓｉｅは熱処理を通してのｓｃｈｅｎシリコンになります。そして、．−Ｐｈａｓｅ原因の鳴らされます。 彼女／それ／それらの形態学は類似しています１丸いシリコンのもの、そして、したがって、構造に打撃を与えることとしての尊重にでなく。

存在−Ｐｈａｓｅは、明らかに構造−画像の上でまだ明らかです。 大きなものの望ましい陸橋は縫って進みます−より好ましい形態学へのＰｈａｓｅが満足なサイズで起こりません。 ニードルポイントの簡単なＡｂｒｕｎｄｕｎｇだけは、決定されることができます。 部分的に、針のＦｒａｋｔｉｏｎｉｅｒｕｎｇは、主により粗い構造の地帯で、より小さな小片に観察されることができます。 熱処理は、プレハブ方式の部分のより細い壁の部分の除去を長方形に形づくることに対する少しの影響もとりません。

出演−〈０，１ Ｇｅｗ．−％からの比較的低い鉄の含有量にもかかわらずＰｈａｓｅは、凝結の間、残り上塗りで鉄のＳｅｉｇｅｒｕｎｇで説明されることになっています。

ＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｓｇｒｕｐｐｅ（ＡＩＳｉ７への比較において）の構造がほんのわずかのＥｕｔｅｋｔｉｋｕｍしか含まないので、鉄の含有量がそうである完全はより少ないボリュームでＡＩ５ＦｅＳｉ段階の形成−境界の侵害に、そして、大きな針の形成に至ることを豊かにしました。 Ａ３５７−Ｓｐｅｚｉｆｉｋａｔｉｏｎ．によるＡＩＳｉ７Ｍｇ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇの場合のようにに従って、Ｓｒは来ます合金−追加（Ｍｏ）のないＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６−ＬｅｇｉｅｒｕｎｇのＦｅ−Ｇｅｈａｌｔｓの支配Ｃｒ、ＣｏまたはＢｅより高い意味

４．３ シリコン含有量の縮小
４．３．１ Ｄａｕｅｒｆｏｒｍｇｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎのＳｉ−ａｒｍｅｎ ＡＩＧｕｓｓｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎのｇｉｅ ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｉｓｃｈｅｎ処理への理論的な排水
高い固体アルミニウム合金の発展に対して第３．２節で作成される戦略に従って、試験の仕事の主な焦点があります。そして、ＡＩＳｉ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎ自体がＳｉが７足らずＧｅｗ．−％でどのＤａｕｅｒｆｏｒｍｇｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎを処理したかについてす。 さらにまた、彼女／それ／それらのＧｉｅ ｅｉｇｅｎｓｃｈａｆｔｅｎ、構造とその後機械の特性は、議論されることになっています。
排水ｇｉｅ ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｉｓｃｈｅｒ特性： 凝結−形態学（流れ−運命）図−充填材−財産合金の評価が彼女／それ／それらの実際的な利点に関して１と７ Ｇｅｗ．−％の間でＳｉ−Ｇｅｈａｌｔｅｎで文学で記述した仕事パッケージＡｎで起こります。

凝結−形態学がＷ．パターソンとＳ．エングラーを通してのこれらの合金のための１９６１である予備選挙。内在性皮形成であるまで、１９７０はＳ．エングラーを内因性−マッシュ−利益として描写しました。 そのような合金は、外生の皮形成合金より悪いＧｉｅ ｅｉｇｅｎｓｃｈａｆｔｅｎを示します。 それで、それはＷ．パターソンの後ろに１つと７つのＧｅｗ．−％のＳｉの間に合金の慎重な流れ−運命のＧｒａｐｈｉｔｋｏｋｉｌｌｅです、Ｈ．は等しくひどく（図４．１９）火１９６０を明らかにしました、そしてそれは、中で姿勢は凝結−形態学によって原因の前後関係を指示します。

図−充填材−財産（ＦＦＶ）は、８つのＧｅｗ．で、１９６１年にＷ．パターソンとＳ．エングラーの後で廃れている純粋なＡＩ、最大限が２つのＧｅｗ．−％のＳｉで承認を受ける親類と上へ滝から最小限の値まで強く落ちます−それがｅｕｔｅｋｔｉｓｃｈｅｎ構成まで再び上がる（図４．２０）ｆｕｒｔｈｅｒ％ Ｓｉ。 ２ Ｇｅｗ．−％による極大値は、互恵的な表面張力のコースで、そして、ＡＩＳｉの相互のｋｉｎｅｍａｔｉｓｃｈｅ粘性の上に研究者を案内します − メルトダウン背中。 合金の一定の高いＧｉｅ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒの必要条件で、合金は１９７４年にＡＩＳｉ５（図４．２１）、Ｓ．エングラーとＲ． Ｅｌｌｅｒｂｒｏｋのような砂型鋳造で、ＡＩＳｉ２にほぼ相当するＦＦＶを示します。

Ｓ． エングラー、そして、Ｒ． Ｅｌｌｅｒｂｒｏｋは、１９７５を指定します彼女／それ２．２．２の使用を通してのこれらの声明と３．３．３が、ボルト−パターンを記述して、砂とＫｏｋｉｌｌｅｎｇｕｓｓ．のためにＦＦＶを識別します これによると、ＦＦＶは３ Ｇｅｗ．−％で砂型鋳造のために、極大値（スポンジ−マッシュ良い内因性凝結に起因していること）を所有します。 上るＳｉ−Ｇｅｈａｌｔで。ｅｌｅｋｔｉｓｃｈｅｍ割当、形態学は動きます。そして、内在性ものに皮形成です（図４．２２）。 ＦＦＶは、速くそれ自体を作っている端−の皮を通して、再び減少します。 正確に反対に、図−充填材−ふるまいは、Ｋｏｋｉｌｌｅｎｇｕｓｓを続行します。 より高いＳｉ−Ｇｅｈａｌｔで、最も低い図−充填材−財産は、ＡＩＳｉ３の合金のために観察されて、しかし再び上がります。 原因は端−の皮を速く作るＫｏｋｉｌｌｅｎｇｕｓｓで特徴的なものそのものです。そして、それは図充填材のマッシュ良い凝結の長所を補償します。

図４．１９は以下を示します： Ｗ．パターソン（Ｈ．の火１９６０）の後のＧｒａｐｈｉｔｋｏｋｉｌｌｅのＬｉｑｕｉｄｕｓｔｅｍｐｅｒａｔｕｒの上の違いのようなｂｅｒｈｉｔｚｕｎｇｅｎの近くの２５のＧｅｗ．−％のＳｉとしてのＡＩＬｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎの流れ−財産。図４．２０は以下を示します： ＦＦＶ、相互の粘性、そして、異なるＳｉ−Ｇｅｈａｌｔｅｎ、Ｗ．パターソンとＳ．エングラー１９６１の近くで表面張力。図画４．２１は以下を示します： 一定のＧｉｅ ｓｐａｎｎｅの必要条件で、合金はＡＩＳｉ３を放出します進行中のＡＩＳｉ５、Ｓ．エングラー、Ｒ． Ｅｌｌｅｒｂｒｏｋ １９７４としての砂型鋳造でよりよい図−充填材−財産。上の図、ＦＦＶが一定のＧｉｅ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒ．で一定のＧｉｅ ｓｐａｎｎｅ（低い図ｂ）で、砂型鋳造で、示します
図４．２２は以下を示します： ボルト−テストを通して決定されるＦＦＶは、砂とＫｏｋｉｌｌｅｎｇｕｓｓのために異なります。 しかし最小限のＳ．エングラーが１９７５に示すＫｏｋｉｌｌｅｎｇｕｓｓにおいて、ＦＦＶは３ Ｇｅｗ．−％で砂型鋳造のために極大値を所有します。Ｓ．エングラーとＧ． Ｓｃｈｌｅｉｔｉｎｇは、１９７８年のＫｏｋｉｌｌｅｎｇｕｓｓのｕｎｔｅｒｅｕｔｅｋｔｉｓｃｈｅ ＡＩＬｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎのための凝結−形態学Ｒ． Ｅｌｌｅｒｂｒｏｋ ｕのこの延期です。ａ． Ｇｉｅ ｓｐａｎｎｅ．の依存のＡＩＳｉ３（４．２３の腹筋を描きます） Ｇｉｅ ｓｐａｎｎｅの増加で内因性−マッシュ−利益割当を沈めることで外生であるように、あなた／彼らはｓｐｏｎｇｉｌｙにＫｏｋｉｌｌｅｎｇｕｓｓで凝結−形態学ＡＩＳｉ３を宣言します（ｂ） ＞ ａ．。 皮がＡＩＳｉ３のために凝結の間、なる外生の成長のそれ − ｅｕｔｅｋｔｉｓｃｈｅｒ休み−上塗りの株式を含むリラックスしたスポンジとしてのＡＩＳｉ９（特徴づけられる）。 可能性があるｗａｒｍｌｙ−ｒｉｐ−ｎｅｓｓの原因は、鋳造物を共有する際に、すでに固まられたネットワークでこれらの固まっている休み−上塗りを意味します。

腹筋が示す図４．２３： 地面は、ｔＡが阻止した異なる時間以後のＧｉｅ ｓｐａｎｎｅ ｔＥの依存とそれからの凝結−形態学結果、Ｓ．エングラー、Ｇ． Ｓｃｈｌｅｉｔｉｎｇ １９７８の延期においてＫｏｋｉｌｌｅｎｇｕｓｓ ＡＩＳｉでこぼされる合金をテストします。

上記の試験とｇｉｅに従って、特に１の間隔には、３．２が進めるセクションに記載のｔｅｃｈｎｏｌｏｇｉｓｃｈｅｎは、仕事パッケージＢの合金の組織的検査のように見えます − 意味があるものとしての５つのＧｅｗ．−％のＳｉ。 Ｆａｈｒｗｅｒｋｓｔｅｉｌｅｎ（特にスイングキャンプで）のＫｏｋｉｌｌｅｎｇｕｓｓがしばしば厚く壁のようであるので、予想はＦＦＶに、そして、プレハブ方式の部分の試みのないＷａｒｍｒｉｓｓｖｅｒｈａｌｔｅｎｓに関してでない可能です。 圧力支持がどのように凝結の間、明らかに影響を持つかは、さらに実験的に調べられます。 すでにゆったりとＡＩＳｉ３のための低圧−抵抗−成形のＰＱ ４６−ｕｎｄｅｒｃａｒｒｉａｇｅ−ｍｏｒｅとＡＩＳｉ．−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇでｔｅｓｔ−ｃａｓｔｉｎｇして保証される仕事パッケージＡＴの最初の結果、集中的な合金−深化が結果としてＳｉ−ａｒｍｅｎ ＡＩＬｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎで熱中されるように、等高線精度で赤字にもかかわらず沈むＳｉ−Ｇｅｈａｌｔで延びることをかなり上がることを通して、全く励みになります。
影響を決定する機械のものとｇｉｅ ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｉｓｃｈｅｎ．の上で第３．３節で持ち出される試み−計画に従って、シリコン含有量を下げることがＡＩＳｉ７ＭｇからＡＩＳｉ３Ｍｇへの仕事パッケージＡで、そして、ＡＩＳｉＩＭｇまでのＡＩＳｉ３Ｍｇの仕事パッケージＢ２でプレｃｏｎｔｅｍｐｌａｔｉｏｎｓを考慮して起こること、特性 ゴール−合金は、検査室試験の後、以下のものでこれらの試み−列に基づく定義済みのＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６−Ａです。 仕事パッケージＣでは、合金は異なる面の下の調べられたＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６−ＡとＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６−Ｂです： フランツを基礎としたＫｏｋｉｌｌｅｎｇｕｓｓの彼女／それ／それらのｇｉｅ ｔｅｃｈｎｉｓｃｈｅ実行可能性の上の最初で。ＺｕｇｓｔａｂｓとＰＱ ２４ − プレハブ方式の部分（ステップ−テストを基礎としたＤｒｕｃｋｇｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎのＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６−Ｄとしての仕事パッケージＣ３のだけでなくＰＱ ４６を前もって作られたパートを基礎としたＣＰＣ−Ｖｅｒｆａｈｒｅｎの）。 ｇｉｅ ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｉｓｃｈｅｎ特性（合金の実行可能性）のための参照基準として、標準化されたテスト−ジオメトリは、合金から個々の手順でこのときに彼ら／彼女／それだけでなくＫｏｋｉｌｌｅｎｇｕｓｓに対する生じられた検査のＡＩＳｉ７Ｍｇ（Ａ３５６）に間に合います。

４．３．２ Ｇｉｅ ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｉｓｃｈｅ特性Ｓｉ−武装者ＡＩＧｕｓｓｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎ
Ｆｌｉｅ ｖｅｒｍ父系氏族の規制
ｎ画像４．２４は、異なるＳｉ−ＧｅｈａｌｔでＡＩＳｉ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎのために仕事パッケージＢ１からＦｌｉｅ ｖｅｒｍ父系氏族の規制に見受けられる試験です。 より着実に２５０°Ｃとショー画像４．２４の一定のＫｏｋｉｌｌｅｎｔｅｍｐｅｒａｔｕｒで意志が強かったです： ＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６はＡＩＳｉで最も低い流れ−財産を所有して、７つのＧｅｗ．−％のＳｉの下で合金になって、熱いＳｔａｈｌｋｏｋｉｌｌｅｎ（Ｇｉｅ ｓｐｉｒａｌｅ）で決定します。 合金は、ＡＩＴｉ５Ｂ１ ｋｏｒｎｇｅｆｅｉｎｔです。 図４．２５は以下を示します： マグネシウム−ＧｅｈａｌｔｅｓとＡＩＳｉ３Ｍｇの流れ−財産のＧｉｅ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒの影響は、ＡＩＴ．５Ｂ１でＫｏｒｎｆｅｉｎｕｎｇの後、明らかです。 Ｔｉ−Ｇｅｈａｌｔは、図４．２４（それ自身で目立つ図４．２５の中の４８０ｍｍの図４．２４の中の１９０ｍｍの流れ−長さの増加のすること）において代表される試み−列の反対側に、そのときに二倍になります。

７６０°Ｃ（したがって、異なる合金のための異なるｂｅｒｈｉｔｚｕｎｇ）の上塗り−温度は、熱いＳｔａｈｌｋｏｋｉｌｌｅｎ−Ｇｉｅ ｓｐｉｒａｌｅのランアウト流れ−長です、彼女／それが章３．３．３．で記述されます 輸送を通して、上塗りの温度が螺旋にＡｂｇｕｓｓでより低く８０の°Ｃに引き下がるように、上塗りは冷めます。 従って、６９０°Ｃまでの流れまでの長さの試み６８０°Ｃ総計のＡｂｇｉｅ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒ。 すべてのメルトダウンは、プレ合金によるＡＩＴｉ５Ｂ１ ｋｏｒｎｇｅｆｅｉｎｔです、何で巨人−含有量およそ。１５０ｐｐｍは入れられます。 それぞれの中央値は、４つの寸法から示されます。

図４．２４に示される実験は、それにＡＩＳｉＩ ＭｇＯ（小さなＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６が似合って、ＡＩＳｉ５ＭｇＯ，６から再び上がるまで上るシリコン含有量による６）の流れ−長さを示します。 ＡＩＳｉ７ＭｇＯ，６の合金は、他の合金に比較において明らかにより良い流れ−財産を所有します。 Ｋｏｋｉｌｌｅｎで − 鋳造物は、最も低くＡＩＳｉ３Ｍｇのための流れ−財産です。
ＡＩＳｉ３Ｍｇ０．３の流れ−長さは、図の中で、上昇の依存のＫｏｒｎｆｅｉｎｕｎｇｓｍｉｔｔｅｌの二倍にされた内容による４．２５がＧｉｅの声明でｔｅｍｐｅｒａｔｕｒをマグネシウム満足させると指示されます。 ５つのＧｉｅ ｓｐｉｒａｌｅｎは洗い流されて、このｇｅｍｉｔｔｅｌｔからの結果でした。 上るマグネシウム含有量による流れ−長がＡＩＳｉ３Ｍｇ０．６にあるまでより劣っているようになって、高いＧｉｅ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒ（Ｇｉｅ ｓｐａｎｎｅ）とともに一定組成とともにＡＩＳｉ３Ｍｇ０．６から登ると認められます。 これは、高いマグネシウム含有量が不利に凝結−形態学に影響することができて、したがって、螺旋で十分に遠く上塗りを流すことができないことを意味します。 Ｇｉｅ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒの増加は、早まった凝結をじゃまして、もう一つの流れ−長を提供します。 話題Ｋｏｍｆｅｉｎｕｎｇは、集中的に第４．４．１．節に反映されます 図４．２４と４．２５の比較で、より高いＫｏｍｆｅｉｎｕｎｇがどれくらい明らかにＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇの流れ−財産に影響を及ぼすか明らかになります。

推薦がＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇの実用的なアプリケーションのために引き出されることができる、そのｇｇｆ Ｋｏｋｉｌｌｅｎでより悪い流れ−財産または低圧−抵抗−成形。これがしかしおそらく否定的に影響を及ぼすことができるもので、合金のｗａｒｍｌｙ−ｒｉｐ−ｓｕｓｃｅｐｔｉｂｉｌｉｔｙは、終わりまで高いＫｏｍｆｅｉｎｕｎｇまたはＧｉｅ ｓｐａｎｎｅの増加を補償されることができます。 アルのより高い株式を基礎としたＧｉｅ ｓｐａｎｎｅ原因の増加 − ｐｒｉｍａｒｉｌｙ−ｐｈａｓｅとより劣った割当ｅｌｅｋｔｉｓｃｈｅｒは、ＡＩＳｉ３Ｍｇのために高いＳｉ−Ａｎｔｅｉｌで合金の反対側に処理の比較的より良い可能性を段階的に実行します、高いツール−ウェアと、しかし、結果の下のバー−分割払い込み金を持ちます。 したがって低さの可能性があるＧｉｅ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒが常に選ばれなければならない。

ＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６のＡｂｋ ｈｌｋｕｒｖｅはフランスのＫｏｋｉｌｌｅ図で４．２６を測定すると、ＡＩＳｉ３ＭｇＯ，３のフランスのＫｏｋｉｌｌｅで決定されるＡｂｋ ｈｌｋｕｒｖｅが示します。 ＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６のなくなる前に熱力学Ｍｏｄｅｌｌｉｅｒｕｎｇは、これらを確かめます。
図４．２６は以下を示します： Ａｂｋ ｈｌｋｕｒｖｅは、時間の上の合金のための見受けられるＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６です。 結果は、図４．４と図４．５の中で良い近いもので熱力学Ｍｏｄｅｌｌｉｅｒｕｎｇに同意します。 Ａｂｋ ｈｌｋｕｒｖｅｎは、時間的に一緒にＺｕｇｓｔａｂとシュバイザーでより高密度に嘘をつきます、そしてそれは、典型的にスポンジ−マッシュのためうまく内在性凝結。

対応する熱力学Ｍｏｄｅｌｌｉｅｒｕｎｇｅｎは図４．４と図４．５の中にあって、テーブル４．１で凝結のために彼らの最も重要な声明のようにまた、引用して、４．２をテーブルに出します。 Ａｂｋ ｈｌｋｕｒｖｅは図４．２４の結果を立証して、澄みます、ＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６の流れ−財産は、なぜ彼ら／彼女／それに関しては同じＧｉｅ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒ（したがって、より劣ったｂｅｒｈｉｔｚｕｎｇがＬｉｑｕｉｄｕｓｔｅｍｐｅｒａｔｕｒの上にあるＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６のために）で、かなりより特徴的でありません内因性である − 皮形成合金ＡＩＳｉ７ＭｇＯ，３。 ｓｐｏｎｇｅ−ｍａｓｈ−ｎｉｃｅｌｙなものは、ＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６ショーの内在性固まっている合金ですＦｏｒｍｋａｖｉｔ ｔ（Ｚｕｇｓｔａｂとシュバイザー）で均一な温度−フィールド、外へ内部からの端−皮−構造の後の上塗りを固めます。 したがって、妨害されていないＳｐｅｉｓｕｎｇは、おそらく、よりまもなく後退するだけの皮形成ＡＩＳｉ７Ｍｇと対照的にカーブです合金がそれ自体を細い壁の鋳造物でよりすぐに厚く壁掛けｙ Ｋｏｋｉｌｌｅｎｇｕｓｓで処理させる奪取。 細い壁のＫｏｋｉｌｌｅｎｇｕｓｓのために、ＡＩＳｉ７ＭｇＯ，３はＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６として同じ端−状況（Ｇｉｅ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒ、上塗り−処置）で、よりよく適当です。

それは２，５間のＳｉ−ＧｅｈａｌｔのＫｏｒｎｆｅｉｎｕｎｇｓｍｉｔｔｅｌの内容のそばのより小さなステップの仕事パッケージＢ４のｇｉｅ ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｉｓｃｈｅｎ特性への更なるｃｏｎｔｅｍｐｌａｔｉｏｎｓになります、そして、３，５ Ｇｅｗ．−％は異なります、そして、持ち出された原則−ジオメトリによるこれへの機械の特性と比べて、流れ−財産は図−充填材−運命とｗａｒｍｌｙ−ｒｉｐ−ｂｅｈａｖｉｏｒ（リング−テスト）をとても調べます。そして、彼女／それ／それらのｇｉｅ ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｉｓｃｈｅｎ特性にゴール−合金の最適仕事ウインドウのまわりで決定します。

ｇｉｅ ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｉｓｃｈｅのために同じように意味があって、しかし、本当のキャスティングパート（Ｓｃｈｗｅｒｋｒａｆｔ−Ｋｏｋｉｌｌｅｎｇｉｅエヌ（ＣＰＣ−Ｇｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎのためのＰＱ４６）のためのＰＱ２４）の仕事パッケージＣから、そして、以下のセクション４．３．３で入れられることに関して、圧力を形作ることに対するステップ−検査で、ＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６の合金の形を満たすこととｗａｒｍｌｙ−ｒｉｐ−ｂｅｈａｖｉｏｒに関する処理は、試験です。

４．３．３ 異なるＤａｕｅｒｆｏｒｍｇｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎのＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６のｇｉｅ ｔｅｃｈｎｉｓｃｈｅｎ処理についての試験
他のＡＩＳｉ−ＬｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎによるＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６のｇｉｅ ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｉｓｃｈｅｎ処理についての上記の引合いに出された比較の原則−試験と比べて、合金のｇｉｅ ｔｅｃｈｎｉｓｃｈｅｎ特性は異なるＤａｕｅｒｆｏｒｍｇｉｅのために本当の鋳造物プレハブ方式の部分（Ｓｃｈｗｅｒｋｒａｆｔ−Ｋｏｋｉｌｌｅｎｇｉｅエヌ（ＣＰＣ−Ｇｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎのためのＰＱ ４６）のためのＰＱ ２４）からを基礎としたｖｅｒｆａｈｒｅｎになります、そして、圧力を形作っている終わりまで視覚の熟考、裂け目−試験と照明のためのステップ−プレートは調査して、審判します。

Ｓｃｈｗｅｒｋｒａｆｔ−ＫｏｋｉｌｌｅｎｇｉｅエヌのＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６のＧｉｅ ｔｅｃｈｎｉｓｃｈｅ処理 （ＰＱ ２４）
仕様ＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６−Ａの後で仕事パッケージＣ１ ２４−ブラケットで生じられるＰＱは、視覚的に大方の完璧な出演を示します。 しかし、キャスティング間違いは、鋳造物のおよそ５０パーセントで見つかります。 これらの間違いは再生可能で、すべての不完全な部品が同一の、彼女／それ／それらの状況と彼女／それ／それらのサイズを尊重しています。 広げられた、．ｆｌｉｅ ｌｉｎｉｅｎａｒｔｉｇｅから遠くに存在している曲がりくねった地域で」外面上は見つけられるだけである空気包含（図４．２７）は、しばしば起こります。 仕事パッケージではで、注がれたブラケットのＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６−Ｂ仕様の後のＣ２は、外皮と細い壁のジオメトリで開いた部分的な冷たい疾走（図４．２８）をけります。 これらの間違いは進行中でありえるだけでなく、Ｇｉｅ ｗｅｉｓｅ（手につき）の不規則性またはＫｏｋｉｌｌｅの最適温度−リーダーシップにでなく起因していることができます低くもあるＧｉｅ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒ． Ｋｏｋｉｌｌｅｎｂｅｒｅｉｃｈｅをクールダウンします、そして、非常に冷たくもある、上塗りは図充填材の間のプレ凝結に、そして、上記の記述されたキャスティング間違いへのそれを通してリードします。 Ｇｉｅ ｚｙｋｌｕｓｚｅｉｔｅｎ（オートメーション化したＧｉｅ ｏｆｅｎｓのアプリケーション）とさえ同様に安定した流出とＫｏｋｉｌｌｅｎｔｅｍｐｅｒａｔｕｒによって、これらの間違いは避けられることができました。 ＰＱ ２４ − ３から置かれて、Ｋｏｋｉｌｌｅは１ＭｇＯ、さらに合金のＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６より明らかに良いＧｉｅ ｂａｒｋｅｉｔが所有するＡＩＳｉＩです。 従って流出とＡｎｓｃｈｎｉｔｔｓｙｓｔｅｍｓの対応する解釈、より劣った流れの要請へのキャスティング−パート−ジオメトリの遠くのｇｇｆ．取るに足らない適合とＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６のＦｏｒｍｆ ｌｌｕｎｇｓｖｅｒｍ父系氏族と一緒のそれを予想しますＡＩＳｉＩ １ＭｇＯ（３）、明らかに改善されたＧｉｅ ｅｒｇｅｂｎｉｓは、達成されることができます。 建物がＰＱのためにそうすることができる上記の遵守中で、２４はある程度十分な１つの流れを前もって作りました、そして、ＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６がそうである合金の図−充填材−運命は決定しました。
実行された裂け目−試験で、さらに品質を減少させている表面の間違いは、鋳造物の視覚の判断ですでに発見される冷たい疾走の他に見つかりません。 また、ｗａｒｍｌｙ−ｒｉｐ−ｎｅｓｓの徴候は、彼ら自身に発見させません。

Ｘ線放射による照明は、すべての調べられた鋳造物が自由にＧｒｏ ｌｕｎｋｅｒｎと包含のような重大な内部の間違いからあることを示します。 最初の仕事段階のＰＱ２４−Ｔｅｉｌｓの広げられた遠くにある曲がりくねった地域のそれに、しかし、個々のケースの照明で、直径がおよそ２ｍｍに達する（図４．２９）Ｌｕｎｋｅｒは、観察されます。 大物はしかしｐｒｏｃｅｅｄ−ｃｏｎｄｉｔｉｏｎａｌｌｙに、この場合、完全には避けられることができないと、Ｌｕｎｋｅｒが彼／それが無批判である待遇追加の範囲内で嘘をつきます。

ＣＰＣ−ＶｅｒｆａｈｒｅｎのＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６のＧｉｅ ｔｅｃｈｎｉｓｃｈｅ処理 （ＰＱ ４６）
注がれたＰＱ ４６ − ｗｈｅｅｌ−ｂｅａｒｅｒｓは、主に表面の間違いがありません。 仕事パッケージＣ１から部分のおよそ３０パーセントで、しかし、寒さ経営の現れること（図４．３０）は、地元で再生可能な場所で起こります。 この間違いに悩む場所が、細い壁の前もって作られたパート端に位置します。 これの理由は、終わりまで着てみられたＧｉｅパラメータの合金で根拠がしっかりしています。 高いＧｉｅ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒは、正しくは同程度よく、Ｋｏｋｉｌｌｅの温度−指導部がこの種の間違いを避けることができると付け加えました。 従って、ＰＱ ４６、前もって作られたパート十分な流れとＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６を与えられる合金の図−充填材−運命のための１です。

実行された裂け目−試験で、さらに品質を減少させている表面の間違いは、鋳造物の視覚の判断ですでに発見される冷たい疾走の他に見つかりません。 例証として、ＰＱ ４６の捏造された受信（図４．３１）のカラー−侵入−裂け目−検査の間の１つのショー − ｒｉｐ−ｆｒｅｅが表に現す（ダークブルーの、すみれ色の）鋳造物。 彼らが上のａｂｚｕｔｒｅｎｎｅｎｄｅｎ Ｓｐｅｉｓｅｒｎの図の中にそれ自体で明るく青い４．３１を外に立てて、裂ける達するＧｕｓｓｔ ｃｋ． それは、暖かいものの徴候になりません − 裂け目−岬は発見します。

およそ４ｍｍの直径で、最初の仕事段階（Ｌｕｎｋｅｒ（図４．３２）が厚く壁のようなもののｘ−光線−検査の間、見つけられる２）のＰＱ４６−Ｂａｕｔｅｉｌで横たわっている．ＡｃｈｓｅｎａｕｆｎａｈｍｅｂｅｒｅｉｃｈのどのＡｎｇｕｓｓの上に」は表面で縫物をします。 この地域は、しかし、機械を形作ることを通して、鋳造物の処理の間、後で取られます。 したがって、そのようなＬｕｎｋｅｒは、後のキャスティング特性を損ないません。 照明に関して、すべての調べられた鋳造物は、したがって、注がれたＰＱ ４６のＡＩＳｉ７ＭｇＯ，３での置かれた顧客−要請を受けます − 車輪−運搬人。

図４．２７は以下を示します： ＰＱ−２４−Ｋｏｎｓｏｌｅの曲がりくねった細い壁の端へのＦｌｉｅ ｌｉｎｉｅｎａｒｔｉｇｅｒ空気編入。

図４．２８は以下を示します： ＰＱ２４−Ｇｕｓｓｔｅｉｌｓ図４．２９の細い壁の端の冷えた進行は、以下を示します： 細い壁のものの２ｍｍ小さなもののサイズによるＬｕｎｋｅｒ（前もって作られたパート要請の範囲内のＰＱ２４−Ｇｕｓｓｔｅｉｌｓの広げられたうそ遠い地域から）。

図４．３０は以下を示します： 車輪−運搬人の細い壁の端の図冷えた進行の正面で。

図４．３１は以下を示します： 裂け目−試験は、ＰＱ４６の完璧な表面を示します − 鋳造物を共有している図４．３２は以下を示します： ＰＱ４６−Ｇｕｓｓｔｅｉｌｓのアンガス近い地域のおよそ４ｍｍのサイズによる大物。 Ｌｕｎｋｅｒが待遇追加ではある時から、彼／それは前もって作られたパート要請の範囲内で横になります。

圧力を形作ることでのＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６のＧｉｅ ｔｅｃｈｎｉｓｃｈｅ処理 （ステップ−プレート）
それは、あたりを中でＡＩＳｉＭｇ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎの処理について、文学でＳｉ−Ｇｅｈａｌｔｅｎによる圧力塑造になります。ＡＩＳｉ４ＭｇＭｎの名前による４つのＧｅｗ．−％のＳｉは、報告します［Ｆ． Ｃｏｓｓｅ、Ｊ．Ｐ．。 ペリエ２００３； Ｓ． Ｂｒｕｓｅｔｈａｕｇ、Ｊ． Ｓ． Ｍａｅｌａｎｄ ２００４ａ； ２００４ｂ］。 合金は異なりますしかしかなりそれ自体でこの職場で開発される合金からＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６。 前記の作家、ＡＩＳｉ４ＭｇＯ，２Ｍｎは合金を伝播します。 研究者の検査において、従来のＡＩＳｉ−Ｄｒｕｃｋｇｕｓｓｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎのために低いＳｉ−Ｇｅｈａｌｔは、ＥｕｔｅｋｔｉｋｕｍでＳｉ−Ａｎｔｅｉｌを減らすために選ばれます。 合金は、Ｆｅ−ｈａｌｔｉｇｅを避けるために、さらに、Ｆｅ−腕（Ｆｅ〈０１ ，１４ Ｇｅｗ．−％）です−Ｐｈａｓｅ。 ０，１５は合金、０，２５ Ｇｅｗ．−％のマグネシウムと０，７になります。そして、１つの，０ Ｇｅｗ．−％のｍが、固さについて増加するために、提出されます。 低Ｆｅの近くのＫｌｅｂｎｅｉｇｕｎｇについて − 含有量は、圧力を形作る際に減るために、起こります。そして、０，５で合金ＡＩＳｉ９ＭｇＭｎのようです、 − ０，８ Ｇｅｗ．−％のｍ（．Ｓｉｌａｆｏｎｔ ３６」）［Ａｌｕｍｉｎｉｕｍ−Ｒｈｅｉｎｆｅｌｄｅｎ １９９５］、０，７の高いＭｎ−Ｇｅｈａｌｔ − １，０ Ｇｅｗ．−％は、ｍを選びました。 著者は、圧力を形作ることで、許容できるＧｉｅ ｅｉｇｅｎｓｃｈａｆｔｅｎ（ＡＩＭｇＳｉＭｎのためによりよく）について報告します。 詳細でどんなに引合いに出されても、これらはそうではありません、そして、ここ、ＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６を質問します合金による見受けられる結果。
ＡＩＳｉ４Ｍｇ０，２は上記の著者に従うテーブル４．３の中の合金の仕様です、そして、合金のＳｐｅｚｉｆｉｋｔｉｏｎは比較される下部構造−アプリケーション［ＰＣＴ／ＤＥ２００６／００１５２５］のためにこの職場で発達しました。 ＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６による我々の結果がしたがって、調べられた合金−変化の圧力塑造においてＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６を修正して、引合いに出したあと、人は相補的になります。

ＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６の合金は、プライオリティの問題として試みにおいて圧力塑造のために適合性を見つけるため検査されて、関係でＡＩＳｉ４ＭｇＯ，２に接した経験に軽く当てられます。 同時に、ＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６の発達した合金の間のはっきりした材料−手順−境界は、基本的にＳｃｈｗｅｒｋｒａｆｔ−Ｋｏｋｉｌｌｅｎｇｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎとＮｉｅｄｅｒｄｒｕｃｋ−Ｇｅｇｅｎｄｒｕｃｋｇｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎへ注がれる下部構造−運搬人を形作るために開発された地位を占めなければなりません。

試み−ジオメトリとして、３つの異なる壁厚によるＤＩＮ Ａ４ステップ−テストは、選ばれます。 ５ｍｍ、４ｍｍと３ｍｍ．へのテスト量の壁厚 声明は、ｗａｒｍｌｙ−ｒｉｐ−ｎｅｓｓと合金のＫｌｅｂｎｅｉｇｕｎｇが会われるＦｌｉｅ ｖｅｒｍ父系氏族に関して、このステップ−ジオメトリで多くの圧力−鋳造物プレハブ方式の部分の代わりにそうすることができます。

試み、Ｄｒｕｃｋｇｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎのプロセスＡＩＳｉ３Ｍｇ０．６への合金は、ベースだけに成功しています。 それは、リサイクルされたｓｅｃｏｎｄａｒｉｌｙ−ａｌｌｏｙｓの使用の可能性をテストするために、ＡＩＳｉ３Ｍｇ０．６の合金のために、ＣｕＧｅｈａｌｔだけでなく高いＦｅを認めます。 Ｓｒ−Ｖｅｒｅｄｅｌｕｎｇの上の合金の低いＳｉ−Ｇｅｈａｌｔｓが慎んで、それはよくＫｏｋｉｌｌｅｎｇｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎの試験に、そして、圧力を形作ることでの速い凝結に基づいて類似してＫｏｒｎｆｅｉｎｕｎｇｓｍｉｔｔｅｌ ＡＩＴ．５Ｂ１の上塗り−処置を実行されます。

賛成にｐｒｅｓｓｕｒｅ−ｃａｓｔｉｎｇ−ａｌｌｏｙｓな普通の、しかし比較的低い鉄の含有量（テーブル４．３）にもかかわらず、合金の強いＫｌｅｂｎｅｉｇｕｎｇは、観察されます。 Ｋｌｅｂｎｅｉｇｕｎｇを減らすために、更なる試験（明らかに、増加するために、１ Ｇｅｗ．−％の上でまでＦｅ−Ｇｅｈａｌｔか０，８ Ｇｅｗ．−％のｍまでのＭｎ−Ｇｅｈａｌｔと結合する０，１８ Ｇｅｗ．−％未満の低いＦｅ−Ｇｅｈａｌｔ）が選択をすることは、したがって、必然的に推薦されます。

表４．３： 化学仕様は、ＡＩＳｉ４ＭｇＭｎに圧力鋳造用合金を見受けられます［Ｇｅｗ．−％］［Ｆ． Ｃｏｓｓｅ、Ｊ．Ｐ．。 ペリエ２００３； Ｓ． Ｂｒｕｓｅｔｈａｕｇ、Ｊ． Ｓ． Ｍａｅｌａｎｄ ２００４ａ； ２００４ｂ］、彼女／それ／それらの合金−変化ＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６だけでなく下部構造−アプリケーション［ＰＣＴ／ＤＥ２００６／００１５２５］のための発達した合金のこの作用のそのＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６。

ステップ−テストは十分にすべての使い古した機械態度（テーブル４．４）で満たされます、しかし、合金はｗａｒｍｌｙ−ｒｉｐｓを訓練することにかなりの範囲に傾けられます。 態度Ｄは１０００の現金のＮａｃｈｐｒｅｓｓｄｒｕｃｋへにあって、ｗａｒｍｌｙ−ｒｉｐｓは防がれることができます。 しかし、彼女／それがＤｒｕｃｋｇｉｅ ｗｅｒｋｚｅｕｇｅｓの不十分に低い姿勢−時間に至る時から、この態度は技術的な使用にふさわしくありません。

形４．３３、ｂは例証として試み−列Ｂからの、そして、それのそばのステップ−テストに適当なＸ線を示します。 ｗａｒｍｌｙ−ｒｉｐｓは明らかに認められることになっていて、すべてより上にそれ自体をより細い一部に残すことになっています（３） − ４ｍｍ、ステップ−テストひれ − 彼／それ。 大きい裂け目は、彼らが裸の目ですでに認められるためにそうである普遍概念対ｈ．です。 より小さくてよりすばらしい裂け目は、彼ら自身にｘ−光線−分析だけによって見つけさせました。 この分析は地域を確立することができるために重要です、そこから、Ｗａｒｍｒｉｓｓｖｅｒｍ父系氏族の判断と比べて、Ｆｌａｃｈｚｕｇｐｒｏｂｅｎはその後外へ取り除かれます。 図４．３４は、対応するブレーク−構造による例ｍｍの厚さとして、５の裂けているＦｌａｃｈｚｕｇｐｒｏｂｅを示します。 可能性は材料−間違いのノンストップの様子に基づいてそこにありません、そこから、厚さ３ｍｍはＦｌａｃｈｚｕｇｐｒｏｂｅｎ ｈｅｒａｕｓｚｕｔｒｅｎｎｅｎを踏みます。 機械の特性の評価のために、ステップだけはしたがって、処分に４ｍｍと５ｍｍの厚さで立っています。 ４ｍｍと５ｍｍの壁−強さによるテストの機械の特性は、比較的低いです。 あなた／彼らはセクション４．３．４で明るさ上の理由で引合いに出されて、そこで議論されます。
形４．３３ − ｂは以下を示します： 図は、表します、適当なＸ線（ｂ）によるステップ−テスト（３ｍｍ、中央４ｍｍと適切な５ｍｍの壁−力を残しました）。

認めるために、４から５への上る壁−強さによるｗａｒｍｌｙ−ｒｉｐｓの減少は、テストｍｍでｔｅｎｄｅｎｃｉａｌです。

図４．３４は以下を示します： この仕事（細い壁の圧力鋳造物の不十分な実行可能性）の上記の説明された結果を基礎としたブレーク−面の凝視による５ｍｍの壁−澱粉によるトーンＦｌａｃｈｚｕｇｐｒｏｂｅは、それ自体にＤｒｕｃｋｇｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎで典型的壁−強さのために合金ＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６−Ｄの適合性を決定するのを任せません。 また、効率はさらに合金技術的な変化（ＣｕＧｅｈａｌｔｅｓ（修正される上塗り−処置）の低下）だけでなくＦｅ／Ｍｎ−Ｖｅｒｈ ｌｔｎｉｓｓｅｓの最適化で期待されることになっていません。

４．３．４ 異なるＤａｕｅｒｆｏｒｍｇｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎの機械の特性Ｓｉ−武装者合金
それは、主な目的です合金−発展、機械の特性Ｓｔｒｅｃｋｇｒｅｎｚｅと現在のＡＩＳｉＭｇに比較において延びることをここ導入する − 合金（章３．１で挙げられるハンディキャップに従ってかなり増加するために）。

以下のものにおいて、実験で最も重要な結果は、手順のための．ｆｒａｎｚ圧力成形（Ｓｃｈｗｅｒｋｒａｆｔ−Ｋｏｋｉｌｌｅｎｇｉｅエヌ）になります。Ｋｏｋｉｌｌｅ」、ＰＱ ２４ − ブラケットと低圧−抵抗−成形（ＰＱ ４６） − 車輪−運搬人（示されて、議論される）。 実行された試み−列と見受けられる研究結果が、下げられたシリコン含有量でＡＩＳｉ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇの可能性を評価するために貢献しなければならなくて、再び発達したＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇの仕様を定めるために使われます。

圧力を形作っているショー画像４．３５の中の合金ＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６の機械の特性は、４ｍｍによるＦｌａｃｈｚｕｇｐｒｏｂｅｎの張力の強さと圧力キャスタ（テーブル４．３）の全４つの態度のための５ｍｍの壁−強さです。 それは認められることになっています上がることでの４ｍｍの壁−強さのための張力の強さができる−温度は沈みます、しかし再びレベルの上のそれの後のＧｉｅ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒ上昇でおよそ。２００のＭＰａは成長します。 よりあまり５ｍｍの壁−強さうそのために、しかし、１０のＭＰａについての初めの価格は、沈んで以降の増加の後、出口−価値にこれ以上及びません。 Ｓｔｒｅｃｋｇｒｅｎｚｅのために、類似した傾向は認識できます。 しかし、明らかに同じ４ｍｍと５ｍｍの壁−強さのためのＳｔｒｅｃｋｇｒｅｎｚｅがそうである４．３６のショーを作ってください、しかし、強調の増加が取るに足らない影響だけを行う間、Ｇｉｅの増加で、ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒは落ちます。 延びることは、抗張力とＳｔｒｅｃｋｇｒｅｎｚｅの方へ反対のふりをします。

延びることは、上るＧｉｅ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒと上る強調でかなり増加します。 典型的圧力鋳造物が、より細い壁−強さ（４ｍｍ）によるテストが、より厚いものより（５ｍｍ）（図４．３７）良いＤｅｈｎｅｉｇｅｎｓｃｈａｆｔｅｎを示す。 延びる上昇の説明はより密集した構築物（より少ない多孔性とｗａｒｍｌｙ−ｒｉｐｓ）です。そして、上塗りと図と高いＮａｃｈｐｒｅｓｓｄｒｕｃｋの間でより急な気温傾度に起因します。

通常、それ自体を作っている端−の皮の影響がブレークを延ばす細い壁のテストでより強く特徴的な時から、特性は厚く壁掛けｙのためによりよく細い壁の圧力鋳造物（５ｍｍより有利に４ｍｍの壁−強さ）のために完璧なプレハブ方式の部分の達成にあります。
図４．３５は以下を示します： 合金ＡＩＳｉ３Ｍｇ０．６の抗張力は、テーブル４．４に従ってステップ−食器−ジオメトリのＦｌａｃｈｚｕｇｐｒｏｂｅｎから、Ｄｒｕｃｋｇｉｅでｖｅｒｆａｈｒｅｎを決定します。
図４．３６は以下を示します： 合金ＡＩＳｉ３Ｍｇ０．６のＳｔｒｅｃｋｇｒｅｎｚｅは、異なる形のためにステップ−食器−ジオメトリのＦｌａｃｈｚｕｇｐｒｏｂｅｎから、Ｄｒｕｃｋｇｉｅでｖｅｒｆａｈｒｅｎを決定します−テーブル４．４に従うＧｉｅ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｎとＮａｃｈｄｒ ｃｋｅ。 図４．３７は以下を示します： 合金ＡＩＳｉ３Ｍｇ０．６のブレーク延びることは、異なる形のためにステップ−食器−ジオメトリのＦｌａｃｈｚｕｇｐｒｏｂｅｎから、Ｄｒｕｃｋｇｉｅでｖｅｒｆａｈｒｅｎを決定します−Ｇｉｅ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｎとＮａｃｈｄｒ ｃｋｅ。

これらの最低で壁厚−違いを除外するために、外生の皮構造に賛成したより細い壁の前もって作られたパート域の壁厚の依存の凝結−形態の変更は、そうです。
Ｓ． Ｂｒｕｓｅｔｈａｕｇの後、Ｊ． Ｓ． Ｍａｅｌａｎｄ ２００４ａ； ２００４ｂは、機械の特性としてキャスティング状態でＡＩＳｉ４ＭｇＭｎ ｍｍからＤｒｕｃｋｇｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎで生じられるＦｌａｃｈｚｕｇｐｒｏｂｅｎのために、２，５の壁厚について誇られます： 固さ（Ｒｍ）： ２２０ − ２３０Ｎ／ｍｍ２、Ｓｔｒｅｃｋｇｒｅｎｚｅ、Ｒｐ０，２： ９５ − １０５枚のＮ／ｍｍ２（延びること）Ａ５： １６ − ２０パーセント）。 固さ（Ｒｍ）による機械の特性は、Ｔ５−Ｗの後でｒｍｅｂｅｈａｎｄｌｕｎｇ（１７０°Ｃ／３ｈ．）になります： ２４０ − ２６０Ｎ／ｍｍ２、Ｓｔｒｅｃｋｇｒｅｎｚｅ、Ｒｐｏ，２： １２０ − １４０枚のＮ／ｍｍ２（そして、延びること）Ａ５： １２ − １６パーセント）引合いに出されます。

人が合金ＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６の機械の特性をそれらの結果と比較するならば、抗張力のためのＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６−Ｄの機械の特性についてのそれは、キャスティング状態のＡＩＳｉ４ＭｇＭｎからのそれに応じてよりまばらなテストのために、いくらか決定されることになっています。２０ − ３０のＭＰａとしたがって、まわりにＳｔｒｅｃｋｇｒｅｎｚｅ。１０ − 下１５のＭＰａは、キャンセルされます。 違いはブレークを延ばすことに対してより真剣です、ｇｇｆ何。Ｆｅ−ｈａｌｔｉｇｅｎを形づくることに、ＡＩＳｉ４ＭｇＭｎのより良いＦｅ／Ｍｎ−Ｖｅｒｈ ｌｔｎｉｓを通しての段階は打ち返されることができます、そして、とてもダブルスが従って説明される最後に名をつけられた合金をブレーク延ばします。

他のＤｒｕｃｋｇｉｅ ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎへの比較において、ＡＩＳｉ９Ｃｕ３（Ａ２２６）とＡＩＳｉ１２Ｃｕ１Ｆｅ（Ａ２３１−Ｄ）が好きにしてください。ＡＩＳｉＩＯＭｇ（２３９−ＰＲ）は、キャスティング状態のＡＩＳｉ４ＭｇＭｎがよりすぐに失望させるＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６ｕｎｄの固さ−特性です。
両方の合金は、キャスティング状態反対のＺ．が比較的高い彼らのＢｒｕｃｈｄｅｈｎｕｎｇｓｋｅｎｎｗｅｒｔｅを通して、より悪いＧｉｅ ｅｉｇｅｎｓｃｈａｆｔｅｎと同様にしかし明らかにより劣った固さとＳｔｒｅｃｋｇｒｅｎｚｅでむしろ取るに足らない可能性を救います。 Ｂ． ＡＩＳｉ９ＭｇＭｎの．Ｓｉｌａｆｏｎｔ ３６から」、下部構造−構成要素を圧力注ぎました。 Ｓｉ−ａｒｍｅｎ合金の熱処理は、Ｓｉｌａｆｏｎｔ ３６に比較の少しの更なる長所も持ってこないで、健康なケースだけで単に品質プロフィールを一列に並べます。 ＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６から研究プロジェクトのフレームワークへ注がれるステップ−プレートは、十分に試みのｗ ｒｍｅｂｅｈａｎｄｅｌｂａｒでないことがわかります。 熱処理の間、プレートは明らかに消えて、傾向があります意味された多孔性を基礎としたＢｌｉｓｔｅｒｂｉｌｄｕｎｇとｗａｒｍｌｙ−ｒｉｐｓに彼女／それ。 合金の継続的な検査から、圧力塑造のＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６は、したがって、距離を持っていかれました。

Ｚｕｇｓｔａｂの．Ｆｒａｎｚ ｓｉｓｃｈｅｎのＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６の機械の特性」と、Ｓｉ−ａｒｍｅ ＡＩＳｉＭｇ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎが簡単に沈む固さの沈むＳｉ−Ｇｅｈａｌｔでかなり上るしかしブレークを延ばすことで示します。 図４．１の中で、機械の特性は、Ｚｕｇｓｔａｂが３のＡＩＳｉ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎのキャスティング条件であるフランス人と、Ｓｃｈｗｅｒｋｒａｆｔ−Ｋｏｋｉｌｌｅｎｇｕｓｓを調査しました − すでに持ち出されて、議論される０，２ Ｇｅｗ．−％の一定のマグネシウム−Ｇｅｈａｌｔの近くの７つのＧｅｗ．％ Ｓｉ。

章４．１では、上るマグネシウム−Ｇｅｈａｌｔｅｓの影響は、議論されて、ＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６のために０，７ Ｇｅｗ．−％まで０，３の最適マグネシウム−Ｇｅｈａｌｔの合金ＡＩＳｉ３Ｍｇのために一つです − 合金は決定すると、図４．１０が見ます。 ２の上にＳｉ−Ｇｅｈａｌｔｅｓを沈めているもう一つまたは１つのＧｅｗ．−％が熱処理原因の後、固さの同時に重要な減少でブレーク延びることでもうそれ以上増加しないことは、さらに、この図から明らかになります。 合金のＦｅ−Ｇｅｈａｌｔに依存する０，７ Ｇｅｗ．−％のマグネシウムの下の可能性があるマグネシウム−Ｇｅｈａｌｔのものがあるのとほとんど同じくらい２つと４つのＧｅｗ．−％のＳｉの間で熱処理．Ｆｒａｎｚ ｓｉｓｃｈｅｎ Ｚｕｇｓｔのための最適機械のＫｅｎｎｗｅｒｔｅがそうであるために、従って装われます」。

これらの見せかけ議案が基本的で、最適Ｓｉについて、Ｓｉ−Ｇｅｈａｌｔｅｓの締めつけは、仕事パッケージで実行される２と４ Ｇｅｗ．−％の間のＢ４になります − アプリケーションに対するより狭い限度で、定めるＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６．の合金−仕様の含有量、−技術的に市場向きのＡｒｂｅｉｔｓｆｅｓｔｅｒ 試みは、Ｋｏｒｎｆｅｉｎｕｎｇｓｍｉｔｔｅｌ ＡＩＴｉ５Ｂ１のために理想的な含有量の調査と平行して行われます。 ｇｉｅ ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｉｓｃｈｅｎ特性に関するＫｏｒｎｆｅｉｎｕｎｇｓｍｉｔｔｅｌのための含有量の影響は、仕事のセクション４．４．１で議論されます。 様々なＳｉ−Ｇｅｈａｌｔｅｓの前後関係のより簡潔な表現にとって、機械の特性に関するＫｏｒｎｆｅｉｎｕｎｇの影響は、図４．３８に含まれます。 機械の特性の結果は、選ばれたＳｉ−Ｓｐｅｚｉｆｉｋａｔｉｏｎｅｎの上記の境界と異なる３（３つのＧｅｗ．−％のＳｉ ＝インデックスＡ）のために、図４．３８の中にあります； ３，３ Ｇｅｗ．−％のＳｉ ＝インデックスＢ； ２，７ Ｇｅｗ．−％のＳｉ ＝インデックスＣ、ＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６−Ａに関しては同様に、４００ｐｐｍまで、４つの異なるＴｉ−Ｇｅｈａｌｔｅは１００ですＫｏｒｎｆｅｉｎｕｎｇｓｍｉｔｔｅｌで（インデクシングＡ．１） − フランスのＺｕｇｓｔａｂのＴ６−Ｗ ｒｍｅｂｅｈａｎｄｌｕｎｇの後、Ａ．４代表します。

最適合金としてのＫｏｒｎｆｅｉｎｕｎｇｓｍｉｔｔｅｌ（インデクシング．２）のための恒常的な含有量で、ＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６−Ｂ．２は一番上に延びることで高い固さとＳｔｒｅｃｋｇｒｅｎｚｅに関して合金−変化をそれ自体にします。そして、最適であるように、より最高に機械の特性の達成のために変化ＡｎとＣ．から変化ＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６−ＡにＫｏｒｎｆｅｉｎｕｎｇｓｍｉｔｔｅｌ教授で最も大きい含有量を付け加えられます。 ＡＩＳｉ３ＭｇＯ，３のための良い流れ−長の取得の彼女／それ／それらの関係でそこで、この試験は、すでに、章４．３．２の意味深長な１つが４．２５のｅｍｐｆｏｈｌｅｎｅｎ増加したＫｏｒｎｆｅｉｎｕｎｇを描くと強調します。 それでも、Ｋｏｒｎｆｅｉｎｕｎｇｓｍｉｔｔｅｌの最大限が通常ウェイタ−境界にもなりやすいと述べられます。

Ｋｏｒｎｆｅｉｎｕｎｇｓｍｉｔｔｅｌのための上る含有量で、特性はｇｉｅ ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｉｓｃｈｅをそれ自体にとってより良くなくすることができます。それそれ自身ででＺ． Ｂ． ｗａｒｍｌｙ−ｒｉｐ−ｓｕｓｃｅｐｔｉｂｉｌｉｔｙとガス受付ものは、増加のつや出しをします。 従って、仕事のセクション４．４．１の上で参照することのために、それはまた、理想的な仕事ウインドウをここで定めるのに必要です。
図４．３８は以下を示します： ．Ｆｒａｎｚで見受けられます。Ｚｕｇｓｔａｂ」と、仕事パッケージＢ４からの試み−列の選ばれた機械の特性が確定しました。Ｔｉ−Ｇｅｈａｌｔ（指数１ − ．４宝石。ＡＩＴｉ５Ｂ１のために含有量）、そして、合金ＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６のための２つと４つのＧｅｗ．−％のＳｉ（Ａ ＝ ３ Ｇｅｗ．−％、Ｂ ＝ ３，３ Ｇｅｗ．−％、Ｃ ＝ ２，７ Ｇｅｗ．−％）の間のＳｉ−Ｆｅｉｎｇｅｈａｌｔは、変化に富みます。 結果は、Ｔ６のために示されます − 仕事パッケージＣ１でＡｕｓｈ ｒｔｕｎｇｓｋｕｒｖｅｎの準備に広い試み−列に基づく熱処理。

最高の結果は、ＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６−Ａ．４に仕様を示します。ＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６−Ｂ．２。 Ｑは、＝ Ｒｍ ＋ １５０が記録する（Ａ５）単純な比較（ｖｅｒｇｌ．部２．２．３）にＡＩＳｉ７Ｍｇのために定められる品質インデックスＱを評価します。

人がＦａｈｒｗｅｒｋｓａｎｗｅｎのために開発される合金で章３．１で明確に述べられる要請−プロフィールとの関係で図４．３８の結果を置くならば、 − しかし彼女／それ／それらのＤｅｈｎｗｅｒｔｅを尊敬する、ｄｕｎｇｅｎはＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６のここのフランスのＺｕｇｓｔａｂで導入されるバリエーションのために、前もって作るものの固さ−要請がかなり現代のＦａｈｒｗｅｒｋｓ−Ｋｏｋｉｌｌｅｎｇｕｓｓでクロスを分ける方法で決定されることができます。要求されたＡ５ ＞ ７パーセントは、完全に手を伸ばしません。 そこのシリーズプレハブ方式の部分に要求される価値の反対側に、すべての機械の特性でＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６−Ａ．４の合金−バリエーションは、すでに．Ｆｒａｎｚ ｓｉｓｃｈｅｎ Ｚｕｇｓｔａｂのはっきりした改善を届けます」。

合金の最初の集中的な製造工場−テストが仕事パッケージＣ１．で場所ＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６をする、しかし、Ｅｒｆａｈｒｕｎｇｓｇｅｍの本当のプレハブ方式の部分のＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６の機械の特性は、Ｋｅｎｎｗｅｒｔｅ（ｖｅｒｇｌ．章３．３．３）の結果が調査した本当のプレハブ方式の部分において、特性を凌ぎますフランス的なＺｕｇｓｔａｂ 図４．３９と図４．４０はＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６−Ｂに合金の比較を示します。そして、低圧−抵抗−成形（ＰＱ ４６）において、そして、Ｓｃｈｗｅｒｋｒａｆｔ−Ｋｏｋｉｌｌｅｎｇｉｅエヌ（ＰＱ ２４とフランツｓｉｓｃｈｅ Ｋｏｋｉｌｌｅ）でこぼされます。 グラフィックスは、キャスティング状態（図４．３９）でプレハブ方式の部分のＢｅｌａｓｓｅｎで空気で涼しくなることの反対側の水の抑止力の働きをすることを通して、陽影響を確かめます。 Ｔ６−Ｗ ｒｍｅｂｅｈａｎｄｌｕｎｇ、しかし（図４．４０）、の後、鋳造物を冷やす影響は、相対化します。 熱処理は、一様に選ばれます、テストシリーズＣ１が試み−列Ｂ４の前に時間的に起こった時から、ｒｍｅｂｅｈａｎｄｌｕｎｇがしかし図４．３８の中でまだ合わない最適化されたＴ６−Ｗに基づいています。 Ｋｅｎｎｗｅｒｔｅのための一様により劣った最大値は、Ｃ１の「フランスのＫｏｋｉｌｌｅ」がこの反対のＢ４を説明することを調査しました。

低印刷の品質鉛は、すでにキャスティング状態にあります（図４．３９） − Ｓｃｈｗｅｒｋｒａｆｔ−Ｋｏｋｉｌｌｅｎｇｉｅエヌの反対側のＧｅｇｅｎｄｒｕｃｋ−Ｇｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎｓ（Ｂｒｕｃｈｄｅｈｎｕｎｇｓｋｅｎｎｗｅｒｔｅｎ（明らかに明らかな）によるすべてより上の）。 熱処理（図４．４０）の後、ブレーク延びることは、より高い固さとＳｔｒｅｃｋｇｒｅｎｚｅに賛成して減らされます。 特に低圧のものの品質プロフィール − 抵抗流れ出ることは、ＡＩＳｉ７ＭｇでＣＰＣ−Ｇｕｓｓの反対側にＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６で改善をはっきりさせます。

また、Ｓｃｈｗｅｒｋｒａｆｔ−Ｋｏｋｉｌｌｅｎｇｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎのために、合金はＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６に魅力的な品質プロフィールを示します。ｇｇｆから高さが壊れること−キャスティング状態で延ばします。新しい用途救出、そして、熱処理の後、より劣っていてブレーク延びることによる良い固さ−特性でも面白いことに見えます。 両方のグラフィックスから、熱処理がそれから前もって作られたパート特性のより劣った寝具リボン（間違い−光線）に現れる前もって作られたパート特性の調和化を引き起こすことは、明らかです。 よくそれがフランツｓｉｓｃｈｅ Ｚｕｇｓｔａｂが適当なテスト−の形を意味する図４．３９と４．４０の中で明らかになって、重力からの本当のプレハブ方式の部分の固さ−特性について、そして、規制でもＤｅｈｎｇｒｅｎｚｅｎ − Ｋｏｋｉｌｌｅｎｇｕｓｓ（審判するために）。

図４．３９は以下を示します： 注がれる異なる手順（ＰＱ ４６）では、キャスティング状態でＡＩＳｉ３，３ＭｇＯ，６−ＢからＺｕｇｐｒｏｂｅｎの機械のＫｅｎｎｗｅｒｔｅを比較してください： ＣＰＣ−Ｖｅｒｆａｈｒｅｎ、ＰＱ ２４、．Ｆｒａｎｚ ｓｉｓｃｈｅｒ Ｚｕｇｓｔａｂ」（Ｓｃｈｗｅｒｋｒａｆｔ−Ｋｏｋｉｌｌｅｎｇｉｅエヌ）画像４．４０は、以下を示します： 注がれる異なる手順（ＰＱ ４６）では、ＡＩＳｉ３，３ＭｇＯ，６−ＢからＺｕｇｐｒｏｂｅｎの機械のＫｅｎｎｗｅｒｔｅを比較してください： ＣＰＣ − 手順、ＰＱ ２４、．Ｆｒａｎｚ ｓｉｓｃｈｅｒ Ｚｕｇｓｔａｂ」： Ｓｃｈｗｅｒｋｒａｆｔ−Ｋｏｋｉｌｌｅｎｇｉｅエヌ、まだ最適化されない均一なものの後、Ｔ６−Ｗ ｒｍｅｂｅｈａｎｄｌｕｎｇ画像４．４１は、以下を表します： 図は、ＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６の合金で達成されて、反対である最適機械のＫｅｎｎｗｅｒｔｅを表しますＡＩＳｉ７ＭｇとＡＩＳｉＨＭｇがＳｃｈｗｅｒｋｒａｆｔ−Ｋｏｋｉｌｌｅｎｇｕｓｓ．のための達成されたＫｅｎｎｗｅｒｔｅｎの実行にあってどれ
ＢｉＩｄ ４．４２は以下を示します： 図は、ＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６の合金で達成されて、反対である最適機械のＫｅｎｎｗｅｒｔｅを表しますＡＩＳｉ７Ｍｇが低圧−抵抗−成形のための達成されたＫｅｎｎｗｅｒｔｅｎの実行にあってどれ。

場所製造工場−テストをされたあと、図４．４２の中で見受けられるように、そして、Ｓｃｈｗｅｒｋｒａｆｔ−Ｋｏｋｉｌｌｅｎｇｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎ（ＰＱ ２４）のために、Ｃ２（より遠く最適化された熱処理の下の合金、Ｋｏｒｎｆｅｉｎｕｎｇと本当のものの上塗り−処置のための機械の特性がＮｉｅｄｅｒｄｒｕｃｋ−Ｇｅｇｅｎｄｒｕｃｋ−Ｇｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎ（ＰＱ ４６）のために図４．４１において代表されてパートを前もって作ったＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６−Ｂ結果）を仕事パックしてください。 現在の合金（ＰＱ ４６）の前もって作られたパート特性は、ＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６−Ｂの機械のＫｅｎｎｗｅｒｔｅｎです： ＡＩＳｉＨＭｇ、ＰＱ２４： 彼らに均一な熱処理で最適手順−状況で達して、ＡＩＳｉ７Ｍｇを比較しました。

最高の特性はそうです、それはＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６−ＢでＳｃｈｗｅｒｋｒａｆｔ−Ｋｏｋｉｌｌｅｎｇｉｅエヌにおいて成し遂げられました： 固さ（Ｒｍ）： ３２６Ｎ／ｍｍ２、Ｓｔｒｅｃｋｇｒｅｎｚｅ、Ｒｐｏ，２： ２７９Ｎ／ｍｍ２（そして、延びること）Ａ： ４，３パーセント）； 。低圧−抵抗−成形において： 固さ（Ｒｍ）： ３７７Ｎ／ｍｍ２、Ｓｔｒｅｃｋｇｒｅｎｚｅ、Ｒｐｏ，２： ３０４Ｎ／ｍｍ２（そして、延びること）Ａ： １１の，３パーセント）。 形作ることによる図ツール、プレハブ方式の部分とプロセス−パラメータは、標準的なこぼされた合金の必要に関して、そのときに配置されます。 ＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６の必要へのこのＳｔｅｌｌｇｒエヌの対応する適合で、より良いｇｉｅ ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｉｓｃｈｅと同様に機械のＫｅｎｎｇｒエヌのもう一つの増加が多分キャスティング部分（Ｚ）の代表であるだろうこと。 Ｂ． ｂｚｇｌ．は、冷たい疾走その他です）実現可能な。

４．３．５ ＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６のｍｅｔａｌｌｏｇｒａｐｈｉｓｃｈｅｎ構造に関する議論
ＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６のｍｅｔａｌｌｏｇｒａｐｈｉｓｃｈｅｎ構造に関する以下の議論は、合金から注がれるテストを分析して、ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｉｓｃｈｅｎと機械の特性も合金−仕様に合う上記の導入されたｇｉｅの引用を生産します。 スクリーン−電子顕微鏡（ＲＥＭ）の下でまた、テストはｍｅｔａｌｌｏｇｒａｐｈｉｓｃｈｅｎで表示だけでなくこれに光学顕微鏡の下のカットになります。そして、また、それで、場所を分解された化学分析（ＥＤＸ）は行われます。

テストの構造について、光学顕微鏡の下で詳細にＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６の構造を意味するために、２００と１０００倍の拡大による切られた図は、見られます。 ２００倍の拡大（構造（Ｄｅｎｄｒｉｔｅｎ）缶の繊細さ）による切られた図に基づいて、１０００倍の拡大による切られた図の中の個々の段階の形成は、評価されます。 構造−繊細さは、中央のＤｅｎｄｒｉｔｅｎａｒｍａｂｓｔａｎｄｓ（ＴＨＩＳ）によって表されます。

切られた図画像４．４３（Ｖｅｒｇｒ。２０Ｏｘ）、そして、図４．４４（Ｖｅｒｇｒ。１０００ｘ）、章で示される図４．１１と同様に、４．２はキャスティング状態でテストの構造をＰＱ４６−Ｇｕｓｓｓｔ ｃｋｓの細い壁の地域に伝えます。 ＡＩＤｅｎｄｒｉｔｅｎは、非常にきれいに訓練されます（ｍｉｔｔｌ）。 Ｄｅｎｄｒｉｔｅｎａｒｍａｂｓｔａｎｄ ＤＡＳ ＝ ２０，５ ．ｍ。 Ｄｅｎｄｒｉｔｅｎａｒｍｅｎの間でそれ自身であるＥｕｔｅｋｔｉｋｕｍは、十分な処理の特徴を示します。 ｅｕｔｅｋｔｉｓｃｈｅを混ぜたものは、５つの異なる段階までに造られます。 構造−映画（ダークグレイのｅｕｔｅｋｔｉｓｃｈｅ Ｓｉ−Ｔｅｉｌｃｈｅｎ明るく灰色であるのと同じくらいよく）の．−Ａｌｕｍｉｎｉｕｍ白のように見えることのそばに−ＡＩ５ＦｅＳｉ−Ｎａｄｅｌｎ、更には構成による．−Ｐｈａｓｅｎのように明るく灰色に見えることは、ＡＩＤｅｎｄｒｉｔｅｎ．の間でそれ自体のためのＡｌｓＳｉ．ＭｇａＦｅです より正確な観察で、構成による黒い段階はまだＭｇ２Ｓｉです、それは比較的小さな小片、図４．４４、認識できる図４．１１の形で利用できます。

図４．４３と図から明らかに、４．４５のように、より遅い冷却は構造の重要なＶｅｒｇｒ ｂｅｒｕｎｇに同じ鋳造物の厚く壁のような領域でリードします。 ＤＡＳ−ウェートは、このときに３１の，９５ ．ｍに達します。 また、ｅｌｅｋｔｉｓｃｈｅｎ段階の構成要素は、よりざっと特徴的です。
また、厚く壁のような地域で、すばらしいように、ｅｕｔｅｋｔｉｓｃｈｅ Ｓｉは特徴づけられることができます。 水の中で阻止される鋳造物の構造は、空気でクールダウンされる鋳造物のそれと異なりません。 これは、鋳造部品の構造が凝結の間、すでにＫｏｋｉｌｌｅに現れるという事実ともうない段階の形成が影響することができる後の空飛ぶ阻止に基づきます。 抑止は、単に解決−状況（Ｚのような）のＥｉｎｆｒｉｅｒｕｎｇにつながります。 Ｂ． ＡＩＭｉｓｃｈｋｒｉｓｔａｌｌｓの．−Ｐｈａｓｅへのマグネシウムの可溶性−境界。

図４．４３は以下を示します： クールダウンされたＰＱの空気の細い壁のものの構造−画像は、キャスティング状態ショーでＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６から図４．４４を４６リハーサルします： クールダウンされたＰＱの空気の厚く壁のようなものの段階−説明による構造−画像は、キャスティング状態ショーでＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６から図４．４５を４６リハーサルします： キャスティング状態画像４．４６の中のクールダウンされたＰＱ４６−Ｐｒｏｂｅの空気の厚く壁のような一つの構造−画像は、以下を示します： キャスティング状態画像４．４７の中でＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６から空気でクールダウンされるＰＱ２４−Ｐｒｏｂｅの構造−画像は、以下を示します： キャスティング状態画像４．４８の空気でクールダウンされるＰＱ２４−Ｐｒｏｂｅの構造−画像は、以下を示します： Ｔ５の後のＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６からＰＱ４６−Ｐｒｏｂｅ、映画４．４６のこれの熱処理（載って去ろうとしている抑止力＋としての行為）とＰＱ２４の比較の構造−画像は、４．４７の見受けられる切られた図とＰＱ４６−Ｇｕｓｓｓｔ ｃｋｅです（図４．１１、４．４３ − ４．４５）、おそらく。 キャスティング状態で空気でクールダウンされるＰＱ２４−Ｐｒｏｂｅの構造は、ＰＱ４６−Ｇｕｓｓｓｔの厚く壁のような地域へのひどい類似性にｃｋ．を示します。 この声明は、３１の，３３ ．ｍのＤＡＳ−ウェートによって、また、立証されます。 しかし、Ｅｕｔｅｋｔｉｋｕｍｓの形成は、ＰＱ２４の場合基本的によりすばらしいです。 彼女／それは、ほぼ細い壁のＰＱ４６−Ｐｒｏｂｅと一致します。

Ｚｕｇｓｔａｂが３３，０８ ．ｍの１つのＴＨＡＴに示すフランス語のための、明らかにより粗いＥｕｔｅｋｔｉｋｕｍと同様にカットと特徴的なｎａｄｅｉｆ ｒｍｉｇｅ除去を示されないで、ここ−進行中のＡＩ５ＦｅＳｉ、ＰＱの反対側のより劣った機械のＫｅｎｎｗｅｒｔｅの原因として２４リハーサルをすることは、評価されます。 認識できて地元でＦｅ−ｈａｌｔｉｇｅｎ段階の近くのＥｕｔｅｋｔｉｋｕｍの黒い丸みがある除去としての上記の切られた図中のより大きいＭｇ２Ｓｉ−Ｔｅｉｌｃｈｅｎは、命じられます。

図４．４８は、Ｔ５−Ｗ ｒｍｅｂｅｈａｎｄｌｕｎｇ（抑止力としての行為（避難する））の後、ＰＱ４６−Ｐｒｏｂｅの構造を意味します。 構造は、キャスティング状態で対応するテストと少しの重要な正反対のものも示しません。 ***プロセスだけが避難の間、．−Ｍｉｓｃｈｋｒｉｓｔａｌｌで尽きる時から、これは理解できます。 固さを増やしているＭｇ２Ｓｉ−Ｔｅｉｌｃｈｅｎが飽き飽きさせるものからそれでそれ自身で除かれて、．−Ｍｉｓｃｈｋｒｉｓｔａｌｌは光学顕微鏡で彼女／それ／それらのあまり低いサイズのため、認識できません。

修正された処置は、Ｔ６−５−Ｋｕｒｚｚｅｉｔｗ ｒｍｅｂｅｈａｎｄｌｕｎｇ（章２．２．５（．ＳＳＴ）を見てください」）を意味します。 テストは、そうです、その後、その出来事に、５４０°Ｃを阻止して、空にする５分の間、まもなく輝きます。 掛けられる短いＧｌは、すでにｐｏｌｙｇｏｎｅｎ ｅｕｔｅｋｔｉｓｃｈｅｎ Ｓｉを角ばったものの情報に導きます。 すばらしい丸くされた除去は、ＰＱ４６−Ｐｒｏｂｅの例で、図４．４９の中でかなり認識できます。

より長い解決−白熱−時間は、ｅｕｔｅｋｔｉｓｃｈｅｎ集合の解散に高温を通して支持されるＤｉｆｆｕｓｉｏｎｓｖｅｒｍ父系氏族（熱の起動）のため、リードします。 Ｅｕｔｅｋｔｉｋｕｍは、従ってアルミニウムで起こります − そして、シリコンの豊富な段階は分かれました。 ｂｅｒｕｎｇと完全なＡｂｒｕｎｄｕｎｇ（Ｓｐｈｅｒｏｉｄｉｓｉｅｒｕｎｇ）が起こるＶｅｒｇｒは、以前ｅｕｔｅｋｔｉｓｃｈｅｎなシリコンをとても引き起こします。 個々のＤｅｎｄｒｉｔｅｎの間の穀物−境界も溶解します、そして、．−Ａｌｕｍｉｎｉｕｍは相互関係のある基材を形成します。

Ｔ６−Ｗ ｒｍｅｂｅｈａｎｄｌｕｎｇのＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６の合金に対する効果は、切られた図の上で４．１２を描くことができて、見られた図４．５０です − ４．５２。 違いは、Ｇｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎ（ＰＱ ４６とＰＱ ２４）のために、構築物でこれ以上見つけられません。 ｅｕｔｅｋｔｉｓｃｈｅｎシリコンの他に、また、．−Ｐｈａｓｅ（ＡＩ８ＳＪｅＭｇ３Ｆｅ）はＳｉとして同じ方法で１形作られます。 鉄を含むことから一人の針−まだ掛けられるＬ ｓｕｎｇｓｇｌが明るく灰色の大きなプレートとして構造−画像の中でかなり認識できたあと、Ｐｈａｓｅ（ＡＩ５ＦｅＳｉ）はあなたの前に構築物で不変のままです。 Ｌ ｓｕｎｇｓｇｌ雌鶏の間、完全に合金に含まれるマグネシウム−Ｇｅｈａｌｔ（０，６パーセント）は、Ａｌｕｍｉｎｉｕｍ−Ｍｉｓｃｈｋｒｉｓｔａｌｌに溶けます。 したがって、解決輝かれたテストは、構築物で少しのＭｇ２Ｓｉ−Ａｕｓｓｃｈｅｉｄｕｎｇｅｎも示しません。 以降の避難だけで、彼らは、主に非常にすばらしい除去（明らかにサイズ＜ １つの．ｍ）の図で、ＲＥＭに同意するだけであることがそうである低い範囲で、再び行います。

図４．４９は以下を示します： ５分のｔｉｇｅｎ短い−時間−熱−処理が以下を示したあと、ＰＱの構造−画像はＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６から図４．５０を４６リハーサルします： ＰＱの構造−画像は、Ｔ６−Ｗ ｒｍｅの後、ＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６から４６リハーサルをします − 処置画像４．５１は以下を示します： ＰＱの構造−画像は、Ｔ６−Ｗ ｒｍｅの後、ＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６から４６リハーサルをします − 段階−名画像４．５２の処置は、以下を示します： Ｔ６−Ｗ ｒｍｅの後のＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６からＰＱ ２４−ｒｅｈｅａｒｓｅｓのＳｔｒｕｃｔｕｒｅ−ｐｉｃｔｕｒｅ、処置ＲＥＭ−Ｕｎｔｅｒｓｕｃｈｕｎｇｅｎ、そして、ＭｉｔがそうすることができるＥＤＸ−Ａｎａｌｙｓｅスクリーン−電子顕微鏡彼ら／彼女／それ解散、そして、Ｗｉｅｄｅｒａｕｓｓｃｈｅｉ − Ｍｇ２Ｓｉ−Ｔｅｉｌｃｈｅｎのｍａｎｕｒｅ−ｐｒｏｃｅｓｓｅｓは、目にみえてされます。 図４．５３は、１０００の下でキャスティング状態でＰＱ４６−Ｐｒｏｂｅの鋳造組織のＲＥＭＡｕｆｎａｈｍｅを示します − 拡大を折ってください。 Ｍｇ２Ｓｉ−Ｐｈａｓｅは、明らかに認める比較的粗い形のＤｅｎｄｒｉｔｅｎａｒｍｅｎの間のｅｕｔｅｋｔｉｓｃｈｅｎを混ぜたもののよく配布された黒です。 なんて前に述べたでしょう、彼女／それは終わりまでＴ６になります − アルミニウム母体で完全に熱処理を解いて、そこの非常に純粋な粒子の形で、それ自体を排出します。 図４．５４は、１０００倍の拡大中で完了されたＴ６−Ｗ ｒｍｅｂｅｈａｎｄｌｕｎｇの後、状態を表します。 前Ｅｕｔｅｋｔｉｋｕｍに、Ｍｇ２Ｓｉの未払い金は、気がつかれることになっていません。 １１４４０倍の拡大中で図４．５５の中で見分けがつくほどに、サイズで除去のだいたいあります。０，１ − 埋め込まれて、等しく出席しているＡＩＭｉｓｃｈｋｒｉｓｔａｌｌｓの基盤の０，３ ．ｍ。 このＭｇ２Ｓｉを形づくることは、Ａｕｓｓｃｈｅｉｄｕｎｇｓｈ ｒｔｕｎｇと材料の固さのはっきりした増加に至ります。

個々のＧｅｆ ｇｅｂｅｓｔａｎｄｓｔｅｉｌｅの化学組成は、ＥＤＸ−Ａｎａｌｙｓｅの援助で決定されます。 ありうる現在の接続の既知の聖ｃｈｉｏｍｅｔｒｉｅで、個々の段階は、そう確認されることができます。 ４．５６がＰＱのために分析−結果に示す図は、キャスティング状態でＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６から４６リハーサルをします。 スペクトルによるこれは、０，０７パーセント７だけがＡＩマトリックスとほぼＳｉの０，４パーセントと記したマグネシウムを含みます。 ｅｕｔｅｋｔｉｓｃｈｅｎを混ぜたものは、中にあります明るく−Ｓｉ−Ｔｅｉｌｃｈｅｎと．−Ｐｈａｓｅと記されてスペクトルで２を証明するこの明るく灰色の有色人種を恐れます。 スペクトルによる黒いものも、ＥｕｔｅｋｔｉｋｕｍｓのＢｅｓｔａｎｄｓｔｅｉｌです。３つは、キャスティング状態のＭｇ２Ｓｉ−ＰｈａｓｅにＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６ ４６−ｒｅｈｅａｒｓｅｓからＰＱのための分析−結果と記しました。 スペクトルによるこれは、０，０７パーセント７だけがＡＩマトリックスとほぼＳｉの０，４パーセントと記したマグネシウムを含みます。 私は、ｍ ｅｕｔｅｋｔｉｓｃｈｅｎを混ぜたものです明るく−Ｓｉ−Ｔｅｉｌｃｈｅｎと．−Ｐｈａｓｅと記されてスペクトルで２を証明するこの明るく灰色の有色人種を恐れます。 スペクトルによる黒いものも、Ｍｇ２Ｓｉ−Ｐｈａｓｅと記されるＥｕｔｅｋｔｉｋｕｍｓ ３のＢｅｓｔａｎｄｓｔｅｉｌです。

ＢｉＩｄ ４．５４は以下を示します： ＰＱのＲＥＭＡｕｆｎａｈｍｅは、１０００倍の拡大中でキャスティング状態でＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６から４６リハーサルをします。

Ｅｕｔｅｋｔｉｋｕｍに、Ｍｇ２Ｓｉは目にみえて利用できる黒です。

図４．５５は以下を示します： ＰＱのＲＥＭＡｕｆｎａｈｍｅは、ｌ ｓｕｎｇｓｇｅ−ｇｌ ｈｔｅｎ Ｔ６で、４６リハーサルをします − １０００倍の拡大の下の状態。 見分けがつくほどに始まってください、ｅｕｔｅｋｔｉｓｃｈｅシリコンはそうです。 それは、見分けがつくほどにＭｇ２Ｓｉ−Ａｕｓｓｃｈｅｉｄｕｎｇｅｎでありません。

図４．５６は以下を示します： １１４００倍の拡大の下のＲＥＭＡｕｆｎａｈｍｅは、非常に小さなＭｇ２Ｓｉを示します − 除去はこれ以上熱心に溶解性でない図の中で、そして、汚れとして現れることを知っています。そして、灰色からの周囲がａｂｇｅ−ｓｃｈｌｏｓｓｅｎｅｒ Ｔ６−Ｗ ｒｍｅｂｅｈａｎｄｌｕｎｇの後のＡＩＭｉｓｃｈｋｒｉｓｔａｌｌのように見えます。

Ｔ６−Ｗ ｒｍｅｂｅｈａｎｄｌｕｎｇの影響は、図４．５７に示されます。 ＡＩ − Ｍｉｓｃｈｋｒｉｓｔａｌｌは、この場合マグネシウムの０，４３パーセントとＳｉの０，５９パーセントを含みます。 非常に小さなＭｇ２Ｓｉ−Ａｕｓｓｃｈｅｉｄｕｎｇｅｎが、基材の中に配布されて、とてもきれいに利用できる、彼らが、独立した段階より少しも認められることができなくて、ＥＤＸ−Ｍｅｓｓｕｎｇ．のＭｉｓｃｈｋｒｉｓｔａｌｌｓのＢｅｓｔａｎｄｓｔｅｉｌと解釈される、これはそれで説明されます また、スペクトルによる丸くされたＳｉ−Ｔｅｉｌｃｈｅｎは、見えていると記される６です、そして、スペクトル２としての．−Ｐｈａｓｅ（Ａｌ．Ｓｉ．ＭｇａＦｅ）のかけらのように同じように見えることの彼女／それ／それらの形態で彼ら／彼女／それを認めること。 彼らは、スペクトルという特徴があって（ＡＩ５ＦｅＳｉ）、１を白くします − 針スチールは、不変の形で利用できます。

ＲＥＭで捏造されるレセプションに基づいて、段階の表面の株式は、構築物で計算されます。 表４．５は、そのときに勝たれる結果を示します。 ３つのグループは識別されます： ＡＩＭｉｓｃｈｋｒｉｓｔａｌｌ、Ｅｕｔｅｋｔｉｋｕｍと残りの段階のＳｉ。

キャスティング状態では、そしてそれは熱処理の間のについての彼／それの解散を通して、ＥｕｔｅｋｔｉｋｕｍのＳｉは、およそ８パーセントの構造−割当を所有します。残りの丸くされたＳｉ−Ｔｅｉｌｃｈｅｎのための２パーセントは、戻ります。 そう割当の９７，５パーセントを所有するＡＩマトリックスは、そのときに失われた構造−株式を儲けます。 鉄を含む接続の株式（ − そして、．−段階）、熱処理から影響を受けなくて、両方の構造−状況のについての構造−割当です。０，５ − ０，７パーセント。

４．５８を作って、結論の生じられたエレメント−ＶｅｒｔｅｉのＥＤＸ、キャスティング状態の、そして、Ｔ６の後のＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６テストのｌｕｎｇｓｍａｐｐｉｎｇｓ、高い拡大（カーソルにとって、６０の．ｍは一致します）の熱処理を通して４．５９のショーを描いてください。 あなた／彼らは、普及プロセスが熱処理を通して起こったことをはっきりさせます。 特に簡潔に、ｒｅｔｉｃｕｌａｒ ＥｕｔｅｋｔｉｋｕｍのＳｉ−ｒｅｉｃｈｅｎ段階の変更は、孤立した除去にあります。

図４．５７は以下を示します： 結果は、キャスティング状態のＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６からＰＱ４６−ＰｒｏｂｅのＥＤＸ−Ａｎａｌｙｓｅです。 強調された範囲２、３、７は、明解に化学組成物を割り当てられることができます。

図４．５８は以下を示します： 図は、フランスのＺｕｇｓｔａｂの熱処理テストのＥＤＸ−Ａｎａｌｙｓｅの結果を表します。 強調された範囲１、２、５，６は明解に化学組成物を割り当てられることができます。

形４．５８ａは以下を示します： 標準的な光線に、キャスティング状態のＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６−ＰｒｏｂｅのＲＥＭ−Ａｕｆｎａｈｍｅ、６０の．ｍは、図４．５９において一致します − ｄ。

形４．５８．ｂは以下を示します： アルマッピング； ＡＩは、明るく灰色に見えます。

形４．５８．Ｃは以下を示します： Ｓｉ−マッピング； Ｓｉは、灰色まで白く見えます。

形４．５８．ｄは以下を示します： マグネシウム−マッピング； マグネシウムは、白く見えます。 総勢若干のマグネシウムで − 強化は、また、Ｆｅということを証明されることができます。

ＢｉＩｄ ４．５９ａは以下を示します： Ｔ６の後のＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６−ＰｒｏｂｅのＲＥＭＡｕｆｎａｈｍｅ − 標準的な光線に、熱処理、６０の．ｍは、図４．６０において一致します − ｄ。

形４．５９。ｂは以下を示します： アルマッピング； ＡＩは、明るく灰色に見えます。

形４．５９．Ｃは以下を示します： Ｓｉ−マッピング； Ｓｉは、白く見えます。

形４．５９．ｄは以下を示します： マグネシウム−マッピング； マグネシウムが、知っていることを見えます、ｎが総勢若干のマグネシウムです − 強化は、ｕｃｈ Ｆｅということを証明されることができます。

４．４．６ Ｋｏｒｎｆｅｉｎｕｎｇ、処理とＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６ Ｋｏｒｎｆｅｉｎｕｎｇの上のＳｐ ｌｇａｓｂｅｈａｎｄｌｕｎｇの影響
流行の仕事パッケージ［３４は、フランスのＺｕｇｓｔａｂでＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６の上でＫｏｒｎｆｅｉｎｕｎｇｓｍｉｔｔｅｌ ＡＩＴｉ５Ｂ１で異なる内容のために試験にＫｏｒｎｆｅｉｎｕｎｇの影響について語ることを与えられます。 高給の影響は、仕事パッケージでＣ２になります ＞ ＡＩＴｉＩ Ｂ１の上のＫｏｒｎｆｅｉｎｕｎｇｓｍｉｔｔｅｌ ＴｉＢＡＩＩｏｙの反対側にによるＫｏｒｎｆｅｉｎｕｎｇｓｍｉｔｔｅｌ ＡＩＴｉ５Ｂ１の５００ｐｐｍ − したがって、比較的高い含有量がタイタン−Ｄｉｂｏｒｉｄ−Ｋｅｉｍｅｎ（ＴｉＢ２）にあって、Ｓｃｈｗｅｒｋｒａｆｔ−Ｋｏｋｉｌｌｅｎｇｉｅエヌの本当のプレハブ方式のパートＰＱ ２４の基礎は、調査します。

構造のＡＩＴｉ５Ｂ１の追加を通しての〈２００ｐｐｍのＴｉとＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６の合金の粒度からの追加は、それ自身で影響をなんて深刻にするでしょう、章２．２．４、図２．２４と図２．２５の中で代表します。 したがって、ｇｉｅ ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｉｓｃｈｅｎ特性は、合金でＫｏｒｎｆｅｉｕｎｇｓｍｉｔｔｅｌで内容で上達します。 ＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６の合金の流れ−品質に関するＫｏｒｎｆｅｉｎｕｎｇｓｍｉｔｔｅｌのための上る含有量の陽影響は、セクションですでに、４．３．２（４．２５が議論する図）になります。 図−充填材−財産も上る含有量でＳｃｈｗｅｒｋｒａｆｔ−Ｋｏｋｉｌｌｅｎｇｉｅエヌの試験の後、ＡＩＴｉ５Ｂ１が増加します。そして、ｄｕｒｃｈｓｃｈｒｅｉｔｅｔが他方５００ｐｐｍ（ｂｅｒｂｅｈａｎｄｌｕｎｇ）の含有量による最大限とシンクです。 Ｓｃｈｗｅｒｋｒａｆｔ−Ｋｏｋｉｌｌｅｎｇｉｅエヌと低圧−抵抗−成形とつながることでの本当のプレハブ方式の部分による試みが視覚的により多くで、ＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６は裂け目を支持します、そして、ｘ−光線−試験が高いＫｏｒｎｆｅｉｎｕｎｇの合金の要請です。 等しく高いＴｉ−ＧｅｈａｌｔはＡＩ７．５Ｂ１とＡＩＴｉＩ、６Ｂ１、４（ＴｉＢＡｌｌｏｙ）を通してにあって、ｇｉｅ ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｉｓｃｈｅｎ特性の有意差は、Ｋｏｍｆｅｉｎｕｎｇｓｍｉｔｔｅｌのアプリケーションのために明らかになりません。 機械の特性に対する影響はセクションで４．３．４になります。そして、図４．３８が見受けられて、そこで議論されます。

強く効果的Ｋｏｒｎｆｅｉｎｕｎｇは、あります従ってＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６のｇｉｅ ｔｅｃｈｎｉｓｃｈｅ処理のために注意されて基本的に。 ＫｏｒｎｆｅｉｎｅｒとしてのＡＩＴ．５Ｂ１の内容は、ＡＩＳｉ７Ｍｇのために普通の含有量より上にそのときに選ばれなければなりません。

合金のＳｒのＺｕｌｅｇｉｅｒｅｎｓの影響は、４６人の車輪−運搬人がＣＰＣ−Ｖｅｒｆａｈｒｅｎへ注いだＰＱに基づいて、仕事パッケージＣ２ ＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６で処理を調べます。 ポジティブな変化は、ｕｎｂｅｈａｎｄｅｌｔｅｎ鋳造組織で２５０ｐｐｍの追加まで、切られた図の中で認識できません。 ｅｕｔｅｋｔｉｓｃｈｅシリコンは非常にきれいに平たくのような多角形に提出されました（図４．４３を見てください − ４．４５）、処理なしですでにそう、処理がそうしないキャスティング状態では、必要に見えてください。 この意見は、キャスティング状態でｕｎｖｅｒｅｄｅｌｔｅとｖｅｒｅｄｅｄｅｌｔｅテストに対する検査で、Ｚｕｇｖｅｒｓｕｃｈｅｎの結果によって立証されます。 独立して、Ｓｒの追加量から、ＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６のためのサーモ−分析−システムによるＡｂｋ ｈｌｋｕｒｖｅｎの記録によるｅｕｔｅｋｔｉｓｃｈｅｎ Ｒｅｋａｌｅｓｚｅｎｓの変更は、測られません。 彼女／それは、着実にまわりに達します。特性のポジティブな違いがそうでありえない１，７ Ｋ．は、処理でＩｔを測定しました。 ｅｕｔｅｋｔｉｓｃｈｅｎシリコンを成形することの取るに足らない違いがあるならば、これらは熱処理であらゆる場合に相対化されるでしょう。

低Ｓｉを基礎としたＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６缶の合金の処理に関して − 調べられたＤａｕｅｒｆｏｒｍｇｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎとプレハブ方式の部分のためのＳｉがそうであるｅｕｔｅｋｔｉｓｃｈｅｍの結果として低い含有量と株式は、慎みました。 これは、処理で現在の気高くされた流れＡＩＳｉ−Ｋｏｋｉｌｌｅｎｇｕｓｓ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎ ｇｇｆ．の反対側にも、財政的でプロセス安定している利点を提供します。

それが完全にプレハブ方式の部分を固めるまで、上塗りへの圧力が守られる時から、Ｎｉｅｄｅｒｄｒｕｃｋ−Ｇｅｇｅｎｄｒｕｃｋｇｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎに種ｌｇａｓｂｅｈａｎｄｌｕｎｇは通常Ｓｐ ｌｇａｓｂｅｈａｎｄｌｕｎｇの上で与えられることができます。 おそらく、それはそれ自体のその時に、ガス−多孔性をつくる凝結を中で抑えます。 したがって、試験はここでされます。

Ｓｃｈｗｅｒｋｒａｆｔ−Ｋｏｋｉｌｌｅｎｇｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎで、ｌｇａｓｂｅｈａｎｄｌｕｎｇが通常そうであるＳｐは、アルゴンで、そして、特例でＦｏｒｍｉｅｒｇａｓｂｅｈａｎｄｌｕｎｇを実行しました（ｖｅｒｇｌ．章２．２．４）。 両方の治療の効果は、ＰＱ ２４下部構造−ブラケットに基づいて、仕事のフレームワークで調べられます。 両方の処置が、試みにおいて機械の特性の重要な改善につながるというわけではありません、余分な処置のなんと徴候が、あるでしょう。あまりに長い処置−期間がそうである１つ。 ｕｎｂｅｈａｎｄｅｌｔｅｎ上塗りの低い密度−インデックスは、上塗り（きれいな、ガスの少ない）の十分に良い品質を確かめます。 また、ＫｏｋｉｌｌｅのＫａｖｉｔ ｔから流れ出ることは、これから光学試験の後、影響を受けないままです。

アルゴンでＳｐ ｌｇａｓｂｅｈａｎｄｌｕｎｇを実行して、低い多孔性はＥｕｔｅｋｔｉｋｕｍで．−Ｍｉｃｈｋｒｉｓｔａｌｌ ｉｎｔｅｒｄｅｎｄｒｉｔｉｓｃｈの隙間で証明されます、そこで、ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ−ｗｅａｋｅｎｓが彼女／それ／それら（缶作業）です。 Ｆｏｒｍｉｅｒｇａｓの処置で、多孔性は．−でより大きい丸い孔でＭｉｓｃｈｋｒｉｓｔａｌｌを等しく配布されます。

それぞれのＳｐ ｌｇａｓｂｅｈａｎｄｌｕｎｇの必要性が主に上塗り−プロセス（Ｏｆｅｎｔｙｐ、温度−リーダーシップ、材料のサイクル−割当、Ｕｍｆ ｌｌｐｒｏｚｅｓｓｅ）のリーダーシップに依存するので、第２に同程度よく前もって作られたパートジオメトリ（ディック−壁−岬、流れ−方法）から、一般的な推薦はここのＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６の処理のためにされることができません。

４．３．７ ＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｓｓｐｅｚｉｆｉｋａｔｉｏｎの定義
この仕事の研究結果は、下記がＳｉ−ａｒｍｅ ＡＩＳｉ−Ｇｕｓｓｌｅｇｉｅｒｕｎｇ ＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６の合金−仕様の定義を引合いに出したと認めます。 この定義は、現在のＡＩＳｉ−Ｇｕｓｓｗｅｒｋｓｔｏｆｆｅｎに比較においてかなり改善された特性の下で下部構造−アプリケーションの手続きで、材料の問題の少ないｇｉｅ ｔｅｃｈｎｉｓｃｈｅ処理を低圧−抵抗−成形（ＣＰＣ−Ｖｅｒｆａｈｒｅｎ）とＳｃｈｗｅｒｋｒａｆｔ−Ｋｏｋｉｌｌｅｎｇｉｅエヌにとって可能にします。

合金は、その後引合いに出された合金−構成要素のうちの少なくとも５つを含みます：
Ｓｉ： ３，３（望ましくは３，１ Ｇｅｗ．−％への２，５）への２，７。マグネシウム： ０，７（望ましくは０，６５ Ｇｅｗ．−％への０，２５）への０，３。Ｆｅ： 〈０，１８（望ましくは０，１６ Ｇｅｗ．−％への０，０５）。ｍ： 〈０，５、望ましくは０，４ Ｇｅｗ．−％への０，０５。Ｔｉ： 〈０，１、望ましくは０，０８ Ｇｅｗ．−％への０，０１。Ｓｒ： 〈０，０３（望ましくは０，０３ Ｇｅｗ．−％への０，０１）。他： 〈０，１ Ｇｅｗ．−％。そして、ＡＩ補助食品による１００ Ｇｅｗ．−％まで。

彼らが熱処理の最適固さ−特性の取得を受けるという点で、この構成に基づいている合金はマークされます。 注がれたプレハブ方式の部分は、２〜１０時間、５４０°Ｃ、間にそれに５００をｓｏｌｕｔｉｏｎ−ｇｌｏｗｅｄされます。 部品の上に去ることは、間に１５０が３〜１０時間１８０°Ｃそうする解決−白熱につながります。 若干のアプリケーション−ケースのために、１つのｅｉｎｓｔｕｆｉｇｅ出来事−処置だけを実行することは、意味があることがありえます。
しかし、彼女／それがｋｏｒｎｇｅｆｅｉｎｔになるという点で、合金はそれ自体を識別します。
表示−決勝は特に更なる試験を出ているＷａｒｍｆｅｓｔｉｇｋｅｉｔｓを贈られます。そして、それはもう一つの品質増加（上記の主張についての第４．４章の）を目的として引き受けられます − 基礎−合金ＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６の増加してください。 持ち出された結果は、従って合金の発展を意味します。

４．４ 合金ＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６の上の更なる合金−構成要素の影響
注がれた下部構造−構成要素の期間−ギ酸鋳造やり方ではからの製造への再び発達したＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇの仕様との関係で、合金の達成スペクトルの増加についての試験は、行われます。 特に下部構造を越えた暖かく確実なアプリケーションについては、このセクションに持ち出される結果は、情勢のために仕事の終結に、Ａｎｋｎ ｐｆｕｎｇｓｐｕｎｋｔｅを意味します。

多数の試験は、現在のアルＧｕｓｓｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎ仕上がりのために進行中です − 合金を含んで引き受けられて、そして、文学の記述されます。 章２．２の記載として、そのような合金は図を描く。そして、部分的にｗａｒｍｌｙ−ｓｏｌｉｄｉｔｙをずっと上がる、と、悪いブレークを延ばしている価値、問題のｗａｒｍｌｙ−ｒｉｐ−ｓｕｓｃｅｐｔｉｂｉｌｉｔｙと高い腐食−感染性がしかししばしば示します。 それでも、下げられたＳｉ−ＧｅｈａｌｔｅｎによるＡＩＳｉ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎの検査は、１の下で、（ｓ）が集積する仕事プログラムへのｃｏｐｐｅｒ％のＺｕｌｅｇｉｅｒｕｎｇの下のＧｅｗ．−になります。 章３．３．１（３．３．２）は、以後この満足な腐食−機能のために報告されます。 仕事パッケージＡでは、試験はＢ１とＢ２ １ Ｇｅｗ．になります−広がるｍａｘｉｍｕｍ％までの銅含有量の上で。 最後に、ニッケルのＺｕｌｅｇｉｅｒｕｎｇとの試み−口論は、中で一方的な銅付加物で満足な結果に基づいてＢ５（ＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６への実行された銅とニッケルだけでなく）になりません。 試験を向けてください、これらのニッケルを含有する合金の機械の特性は２００°Ｃの高い温度です。

試み−列は、クロムのＺｕｌｅｇｉｅｒｅｎに、仕事パッケージＢ５で場所に更なるものを持っていきます。 クロムは、ＡＩＳｉ−ＬｅｇｉｅのＦｅ−ｈａｌｔｉｇｅｎ段階を形づくることに影響します − すでに名をつけられた内容を尊重している第４．２節で予測することを議論するように、賭け。 ＡＩＫｎｅｔｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎに、Ｃｒ ｚｕｌｅｇｉｅｒｔは、Ａｕｓｓｃｈｅｉｄｕｎｇｓｈ ｒｔｕｎｇを実行するために適切になります。 ＡＩＳｉのＣｒの影響 − 過去に不十分にｇｉｅ ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｉｓｃｈｅｎ特性に関する文書化された鋳造用合金だけで、定量化されませんでした。 彼／それ呼ばれたｐａｕｓｃｈａｌｉｓｉｅｒｅｎｄが、主に、否定的です。

４．４．１ 銅のＺｕｌｅｇｉｅｒｅｎｓの影響
０，５ Ｇｅｗ．−％のＣｕＺｕｇａｂｅが低Ｓｉにある経験的な予備試験の後、 − Ａｂｅｉｔｓｐａｋｅｔ ＡでＡＩＳｉＭｇ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎを含んで、ＣｕＺｕｇａｂｅは〈から仕事パッケージＢ１とＢ２で１Ｇｅｗ．になります−パーセントは組織的に調査します。 段階を作っているそれ自体の予想に、そして、 − 株式と熱力学Ｍｏｄｅｌｌｉｅｒｕｎｇは、彼女／それ／それらの形成−体温（テストの熱処理の根拠として）に置かれます。 典型的な結果は、図４．６０を示します。

図４．６０は以下を示します： Ｔｈｅｒｍｏｃａｌｃ−Ｍｏｄｅｌｌｉｅｒｕｎｇｅｎは、平衡（左）の合金のために、そして、Ｓｃｈｅｉｌ（右）の後、典型的で見受けられるＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６ＣｕＯ，５です。 彼女／それは、同様に５００°Ｃ新生のＴｈｅｔａ−Ｐｈａｓｅ ＡＩ２Ｃｕで見受けられる正常な図の中にいます。

表４．６： Ｃｕｆｒｅｉｅｎの反対側のｔｅｒｍｏｄｙｎａｍｉｓｃｈｅｒ Ｍｏｄｅｌｌｉｅｒｕｎｇに従うＳｃｈｅｉｌがそれ自体合金のためにごくわずかに形成−温度を変えるだけだったあと、形成−温度と段階はＢ１とＢ２調べられたＡＩＳｉＭｇＣｕ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎのこれです、彼女／それは低くＣｕの存在で和らいでしかし純粋になります、穀物−境界ａｕｓｓｅｉｇｅｒｎｄｅ Ｔｈｅｔａ−Ｐｈａｓｅ ＡｂＣｕの上で。 異なる作品と文献金額（ｓ）のためにＳｃｈｅｉｌの後、テーブル４．６で引合いに出される段階の形成−温度に従って。 セクション２．２．５、熱処理−パラメータリードするその他は、以下からあとに続きます： 中で２−ステージ解決−白熱は４８５°Ｃによる２ｈと５００°Ｃによる２ｈでＢａｃｋｅｒｕｄほかで１９９０に連絡します。そして、１６０°Ｃで８ｈを空にします。 必ずしも低い解決−白熱−温度によって、マグネシウム−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｓｂｅｓｔａｎｄｔｅｉｌｓの完全な可能性が、固さ−特性で否定的に反映されることの上で開けられることができるというわけではありません。

合金をつくられたＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６、ＡＩＳｉ２ＭｇＯ，６とＡＩＳｉＩ ＭｇＯ，６のＣｕでからのねばる機械のＫｅｎｎｇｒエヌの面積−温度によるフランスのＺｕｇｓｔａｂのこれが、熱処理の後、Ｃｕｆｒｅｉｅｎ合金のそれらの下にあります。 ０，５ Ｇｅｗ．−％のＣｕＡｎｔｅｉｌうそで、Ｒｍはおよそ３０Ｎ／ｍｍ２．が２５０Ｎ／ｍｍ２と延びているＡ５であるカットにおいて、抗張力についてとともに下がります。Ｃｕｆｒｅｉｅｎ参照合金でより劣った１パーセント。 当初期待するより、延びることの浪費はより、劣ってそれです。 １ Ｇｅｗ．−％、ＣｕＡｎｔｅｉｌは、０，５ Ｇｅｗ．−％のｇｌｅｉｃｈａｕｆのそれで、抗張力に嘘をつきます。 単に延びているＡ５だけは、およそ最高２パーセント劣っています。

まとめることは、合金ＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６への〈１つのＧｅｗ．−％のＣｕからのＨｉｎｚｕｌｅｇｉｅｒｅｎの後、そして、面積−温度による他の低いＳｉ−ｈａｌｔｉｇｅｎ作品で、技術的な品質改善が入らないと固く決心していることがありえます。 しかし、ＡＩＳｉ−ＬｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎのＣｕが大方のｗａｒｍｌｙ−ｓｏｌｉｄｉｔｙを増やす時から、相次ぐ試験はより高い温度（２００°Ｃ）で、そして、５００ｈ（疲労試み（Ｕｍｌａｕｆｂｉｅｇｅｖｅｒｓｕｃｈ、Ｋｒｉｅｃｈｖｅｒｓｕｃｈ）と結合するもｇｇｆ．）の長い−時間−避難の後、推薦されます。 延びることの取るに足らない損失のＴｏｌｅｒｉｅｒｕｎｇで、ＣｕＧｅｈａｌｔｅは、シリンダーヘッドとモータ−ブロック−アプリケーションのためにＡＩＳｉ７Ｍｇで１ Ｇｅｗ．−％未満で面白い品質−スポーツ−二つ折り判の本をそこ［Ｆ． Ｊ． Ｆｅｉｋｕｓ １９９８］に置きました。 ＣｕＢｅｓｔａｎｄｔｅｉｌｓの陽影響は、比較的実質的に、見分けがつくほどにＡＩＳｉ７Ｍｇ［Ｆ． Ｊ． Ｆｅｉｋｕｓほかが、２００１です］への１つを通しての５００ｈの事前の記憶装置だけの後のＡＩＳｉ７ＭｇＣｕ０，５のための二重のＤｅｈｎｇｒｅｎｚｅになります。 また、ＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６ＣｕＯ，５−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇが暖かく確実なアプリケーションのためにＡＩＳｉ３Ｍｇ０，６の反対側に広がる可能性を所有するかどうかは、探検されなければなりません。 下部構造−運搬人が要求されるので、温度はより現在、しかし、この場所で詳細な試験をあきらめません。 ｗａｒｍｌｙ−ｓｏｌｉｄｉｔｙについての実験は、Ｎｉ−ｈａｌｔｉｇｅｎ ＡＩＳｉＭｇ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎだけのために、以下のもので使用されます。

４．４．２ 銅とニッケルだけでなくニッケルのＺｕｌｅｇｉｅｒｅｎｓの影響
長い時間から、サーマルの製作にシリンダーヘッドと変人−ケースのような非常にｍｏｒｔｇａｇｅａｂｌｅなモータ部品を始めることができるために、鋳造用合金の修正は、ゴール（これら）による探検されたＡＩＳｉ７ＭｇとＡＩＳｉＩ ２Ｍｇです。 実験の主な焦点が、このときにＣｕとＮｉの一般のＨｉｎｚｕｌｅｇｉｅｒｅｎにあります。 Ｎｉは、抵抗に対する陽影響が這う原因にならなければならなくて、しかし否定的に疲労特性に影響します［Ｗ．仕立て屋２００５］。 Ｃｕと結合するＮｉの特定のｍｅｔａｌｌｋｕｎｄｌｉｃｈｅｎ Ｗｉｒｋｍｅｃｈａｎｉｓｍｅｎは、ＡＩＳｉです − 科学的に不十分に鋳造用合金だけ記述されて。 しかし、ＡＩＳｉ７ＭｇＣｕＮｉＦｅの合金は、特に有利に特性を要求されるすべてで考慮中に確立されました。

Ｆ．−Ｊ。 Ｆｅｉｋｕｓほかは、２００°Ｃ前にでＷａｒｍｚｕｇｖｅｒｓｕｃｈでＴ６−Ｗ ｒｍｅｂｅｈａｎｄｌｕｎｇの後、２００１、ＡＩＳｉ７Ｍｇへの比較のｗｅｌｌ％ Ｎｉとして０，５ Ｇｅｗ．−に出されるこの新しい合金の機械の特性とＡＩＳｉ７ＭｇＣｕ０．５です。 著者はＭＰａをおよそ７０のために上がる抗張力を与えます。そして、それが２８０のＭＰａの上でＡＩＳｉ７Ｍｇの反対側にＡＩＳｉ７ＭｇＣｕＮｉＦｅに賛成です。 Ｓｔｒｅｃｋｇｒｅｎｚｅは、２５５のＭＰａに達します、比較で増加およそ。６５ＭＰａ。 これには、延びる重要な無駄が付いてきます。 延びることは、合金でより劣った半分より多くのものについてのＡＩＳｉ７ＭｇとＡＩＳｉ７ＭｇＣｕ０．５です。 普通のとき、Ｗａｒｍｚｕｇｖｅｒｓｕｃｈｅｎと対照的に避難して、延びることは５００時間の長い−時間−事前の−保管の後、Ｗａｒｍｚｕｇｖｅｒｓｕｃｈｅｎで低くまして落ちます。 同じように有利な特性は、モータ−ブロック−アプリケーション［Ｈ．キツネ、Ｍ． Ｗａｐｐｅｌｈｏｒｓｔ ２００３］で、ＡＩＳｉＩ ２ＣｕＮｉＭｇのために報告されます。 理想的なＮｉについての試験 − 固さが事前の保管の後、上がる間、良いｗａｒｍｌｙ−ｓｏｌｉｄｉｔｙ−ｑｕａｌｉｔｉｅｓに関するＡＩＳｉ７Ｍｇのための含有量はよりすぐに固さ減少している影響が引き起こす５００時間の事前の保管なしで０，５ Ｇｅｗ．−％以上そのより高いＮｉ−Ｇｅｈａｌｔｅを示します。 すでに、０．２パーセントから０．３パーセントの原因への劣ったＮｉ−Ｇｅｈａｌｔは、ｗａｒｍｌｙ−ｓｏｌｉｄｉｔｉｅｓ［Ｆ． Ｊ． Ｆｅｉｋｕｓほかが、２００１です］を改善しました。

影響を調べますのＣｕとＮｉだけでなくニッケルで合金、ＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６のために、１（１，３と１つの，５と同じＮｉ−Ｇｅｈａｌｔｅｎが保証される０，３ Ｇｅｗ．−％の同時のＣｕＧｅｈａｌｔの近くにある仕事パッケージＢ５の第２の試み−列）のＮｉ−Ｇｅｈａｌｔｅｎとの試み−口論は、起こります。 動機づけは考慮です、Ａｕｓｓｃｈｅｉｄｕｎｇｓｈ ｒｔｕｎｇがおそらくニッケル−追加を通して起こるかどうかにかかわらず、面積−温度によるもｇｇｆ．は働きます、そして、ＣｕとＮｉの合同の追加で特性を改善されるかどうかにかかわらず、より高い使用温度は証明されることができます。
実行したＣＯＳＴの予測（結果でそれ自体（ＴｈｅｒｍｏｃａｌｃによるＭｏｄｅｌｌｉｅｒｕｎｇｅｎ）で段階と彼女／それ／それらの形成−体温をつくることを示すことができる）についてそのデータベース − あたりを現在のものはこれのために十分を立たせないデータベースは、信頼できる声明に応ずることができるために適切です。 すべての段階が予測されることができるというわけではないと、あれがｍｅｔａｌｌｏｇｒａｐｈｉｓｃｈｅｎカットにおいて、そして、ＥＤＸ−Ａｎａｌｙｓｅを通して証明することができます。

ニッケル−含有量との試み−口論の代わりに、キャスティング状態で、そして、熱処理の後の図４．６２の中で図４．６１の中で引合いに出されるＡＩＳｉ３ＭｇＯ．６Ｎｉ１の結果として生じる構造の切られた図は、あります。 キャスティング状態では、ニッケル−追加なしで、ｅｕｔｅｋｔｉｓｃｈｅシリコンは若干のより粗い形で引退しました。

ｅｕｔｅｋｔｉｓｃｈｅ段階は、進行中のキャスティング状態にすでに構築されて、きれいにこれ以上入りません。 記述されるｅｕｔｅｋｔｉｓｃｈｅ Ｓｉの型は、熱処理の間、ＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６のために彼ら／彼女／それに丸くされた形態学を看破しました。 ＡＩの熱処理の前の鋳造組織のＥｕｔｅｋｔｉｋｕｍにおけるＭｇ２Ｓｉ−Ａｕｓｓｃｈｅｉｄｕｎｇｅｎステップ − やって埋め込まれるＤｅｎｄｒｉｔｅｎ。

図４．６１は以下を示します： 特徴のある段階画像４．６２の名前によるキャスティング状態のＡＩＳｉ３ＭｇＯ．６Ｎｉ１の構造−画像は、以下を示します： 特徴のある段階画像４．６３の名前による熱処理の後の状態のＡＩＳｉ３ＭｇＯ．６Ｎｉ１の構造−画像は、以下を示します： 特徴のある段階画像４．６４の名前によるキャスティング状態のＡＩＳｉ３ＭｇＯ．６ＣｕＯ．３Ｎｉ１．５の構造−画像は、以下を示します： 構造−画像は、さらにＥＤＸ−Ａｎａｌｙｓｅアルミニウムの後でＥｕｔｅｋｔｉｋｕｍ（認識できる巨大で枝分かれして部分的に針のような看破された除去）でそれを段階的に実行するように特徴のある段階の名前による熱処理がさらに明るく灰色だったあと、状態のＡＩＳｉ３ＭｇＯ．６ＣｕＯ．３Ｎｉ１．５のす、Ｃｕをニッケルメッキをして、そして、アイロンをかけて、そして、試み−合金の劣った不純物に基づいて、また、孤立させました含みます。 要素−含有量に従って、される除去は、ＦｅＮｉＡｌｇ−Ｍｏｄｉｆｉｋａｔｉｏｎｅｎの上で閉まりました。 存在しているもろい、ざっとｐｏｌｙｇｏｎｅなＮｉＡＩ３−Ｐｈａｓｅｎは、更なるです。 ＡＩＳｉ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎ段階のために特徴のあるＦｅ−ｈａｌｔｉｇｅは、認識できません。

熱処理の後の丸みがある１を形作られて比較的等しく配布されたシリコンは、それ自体を彼／それのそばに類似した形態学でもう一つの段階を決定させます。 ｅｕｔｅｋｔｉｓｃｈｅｎ段階のこの構成要素は、混合を通してのＥＤＸ−Ａｎａｌｙｓｅに従う異なる作品（ＮｉＡＩ３、ＦｅＮｉＡＩｇ１ＡＩ、Ｃｕ）のＮｉ−ｈａｌｔｉｇｅｒ ＦｅＮｉ段階になって、抗議します。 若干の地域では、Ｎｉ−ｈａｌｔｉｇｅｎ段階のより大きい巣は、利用できます。 彼らがさらなるチョウザメ−段階として働くという点で、彼ら／彼女／それの原因はこんなにａｔｔｅｍｐｔ−ｒｏｗな、より劣った機械の特性のこれらの反対のＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６がそうであると述べることができました。 ひどくａｖｏｉｄａｂｌｙに、ＣｕとＦｅ−Ｖｅｒｕｎｒｅｉｎｉｇｕｎｇｅｎは、もう一度Ｎｉを減少させます − プレ合金。 Ｃ． Ｍ。スタイル、そして、２０００年のｂｅｒｅｕｔｋｔｉｓｃｈｅｎ ＡＩＳｉＣｕＮｉＭｇ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎ（ピストン−合金）のプレハブ方式のパート離反への裂け目−開始の決定的な理由としての粗いＳｉ−ＰａｒｔｉｋｅｌｎのそばにＰ． Ａ． Ｓ・リード総計ｉｎｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｓｃｈｅ ＦｅＮｉＡｌｇ−Ｐｈａｓｅｎ。これは低く否定的に彼女／それでまた、そのＦｅＮｉＡｌｇ−Ｐｈａｓｅｎ自体を閉じたようにしておきます。そして、Ｓｉ−ｈａｌｔｉｇｅｎ合金は影響を及ぼします。

図４．６３と４．６４は、キャスティング状態で、そして、熱処理の後、例証として紅ヒニッケル鉱−試み−列の構造−画像を示します。 キャスティング状態、彼ら自身粗いシリコン除去休暇、針−ｙで−ＥｉｓｅｎａｕｓｓｃｈｅｉｄｕｎｇｅｎとＦｅＮｉＡＩｇとＡＩＣｕＦｅＮｉが認める作品の看破された平たくのような除去。

熱処理テストの図４．６４の中で、第２のｅｕｔｅｋｔｉｓｃｈｅ段階は、丸くされたシリコンのそばに起こります。 同等に ― これらのニッケルを含む構成要素が、類似した形態学でニッケル−試み−列で、である ― しかし、混合形成はそうします。 ＥＤＸ−Ｍｅｓｓｕｎｇｅｎの結果として、ＮｉＡＩ３、ＡＩＣｕＮｉとＣｕ３ＮｉＡＩ６は、ありうる和解として現れます。 アルミニウム−紅ヒニッケル鉱−段階は、熱処理の後、離れて丸くて、構築物で看破された形で利用できます。 Ｅｉｓｅｎｈａｌｔｉｇｅ接続（茶色は現れます）は、しかし直接前にアルミニウム−紅ヒニッケル鉱−我を忘れるだけであるか、しかし保管されるだけです。

図４．６５は以下を示します： 参照合金ＡＩＳｉ３Ｍｇ０．６のＲＴと１つの，０のＮｉ−ＧｅｈａｌｔｅｎによるＴ６−Ｗ ｒｍｅｂｅｈａｎｄｌｕｎｇの後の機械の特性； 試みの範囲内の１つの，３と１つの，５ Ｇｅｗ．−％のＮｉ Ｗｉｅは文書化されます、Ａｕｓｓｃｈｅｉｄｕｎｇｓｈ ｒｔｕｎｇが達成されることができないように、Ｎｉ−ｈａｌｔｉｇｅ段階−株式はＥｕｔｅｋｔｉｋｕｍにたまります、そして、Ｎｉ−ＢｅｓｔａｎｄｔｅｉｌｅはＫｒｉｅｃｈｍｅｃｈａｎｉｓｍｅｎの障害について高い重荷−温度だけで明らかに影響を持ちます。 これは、Ｚｕｇｖｅｒｓｕｃｈｅ確証の結果で、また、見つけます。

異なるＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６−Ａの機械の特性は、図４．６５の中にあります − Ｎｉ−Ｇｅｈａｌｔが熱処理Ｔ６−Ｚｕｓｔａｎｄにある引用された作文。 キャスティング状態で目立つように、熱処理（中で重要なものでない）の後の異なるニッケル−内容実行 − 固さの上の川ですおそらくしかしブレーク延びることから。 上るニッケル−含有量によるブレークを延ばしている滝。 熱処理の後、比較的低い１６５のＭＰａの抗張力の増加は、はっきりと２９０のＭＰａの上にあって、ＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６−Ａ参照合金の抗張力で、それにほぼ相当します。 Ｓｔｒｅｃｋｇｒｅｎｚｅは、だいたいあたりを熱処理中を上がります。まわりにやっている１００のＭＰａ。２０５ＭＰａ。 ４パーセント未満でのブレークを延ばしている滝。 測定結果は、面積−温度（ＲＴ）で決定されたＺｕｇｖｅｒｓｕｃｈｅｎから来て、特性に関してより高い温度でどんな直接的な終わりでも認めます。 試み−列は、ＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６に比較において面積−温度でニッケルの追加から、それに機械の特性結果基礎−合金の長所を示しません。 試験は、Ｆ．−Ｊのそれらによって立証されます。 Ｆｅｉｋｕｓほか、２００１例がニッケル−追加が１．０まで固さの上でパーセントに少しも影響しないという報告された観察のＡＩＳｉ７Ｍｇに賛成で、しかし、ＡＩＳｉ７Ｍｇから結果までブレーク延びる沈没は、そうしました。 これも、ＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６に適用できます。 また、ＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６のより高いｃｏｎｔｅｎｔ％ニッケルのためのｂｉｓ１．５のこの観察缶１．０パーセントは、確かめられます。

０．３パーセントの銅の追加は、Ｎｉ−Ｖｅｒｓｕｃｈｓｒｅｉｈｅで変更においてＣｕＮｉ−Ｖｅｒｓｕｃｈｓｒｅｉｈｅに含まれます。 フランスのＺｕｇｓｔａｂの機械の特性の調査は、２００°ＣでＷａｒｍｚｕｇｖｅｒｓｕｃｈでさらに起こります。 ＣｕＺｕｓａｔｚｅｓで４．４．１のこれへの８ｈが１６０°Ｃで５００°Ｃと避難することで４８５°Ｃと２ｈで結果を意味したので、類似して、２ｈの２歩熱処理は選択されます。 図から、面積−温度によるＺｕｇｖｅｒｓｕｃｈと２００°ＣによるＷａｒｍｚｕｇｖｅｒｓｕｃｈへの図４．６７の図４．６６は、明らかになります。固さとブレーク延びることが、ニッケルだけとの試み−口論の場合のように、上るニッケル−含有量でＮｉＣｕ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎの類似した傾向を示す。 あたりを抗張力で面積−温度でうそに勝たれるＫｅｎｎｗｅｒｔｅ。２７５で、ごくわずかに純粋なＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６−Ａのそれらの下のＭＰａだけは、参照試験します。

定数についてのうそがまわりに水平になるＳｔｒｅｃｋｇｒｅｎｚｅ。１９５ＭＰａ。

ＣｕＮｉ−Ｚｕｓａｔｚが５．４パーセントと４．１パーセントの間の相当にない比較的上に向かう１４のパーセントによる上るＮｉ−Ｇｅｈａｌｔによるブレークを延ばしているシンク。

ＣｕＮｉの追加は、図４．６８から認めることがあるＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６の高いｗａｒｍｌｙ−ｓｏｌｉｄｉｔｙを引き起こします。 抗張力は０，３ Ｇｅｗ．−％のＣｕの合金−追加を通して基礎−合金に比較においてＴｅｍｐｅｒａｔｕｒｂｅａｕｆｓｃｈｌａｇｕｎｇでそうすることができます、そして、１．３パーセントのＮｉは２４０のＭＰａの上で３５のＭＰａについて増やされます。 Ｓｔｒｅｃｋｇｒｅｎｚｅのために、影響はあたりにさらに簡潔にあります。２２５ＭＰａの上の４５のＭＰａと面積−温度のためのＫｅｎｎｗｅｒｔｅｎの上のＷａｒｍｚｕｇｖｅｒｓｕｃｈのうそ。 ブレーク延びることは利用できます。上るニッケル−含有量が３パーセントまでにある面積−温度とシンクでより劣った１パーセント。 ＡＩＳｉ３ＭｇＯ．６ＣｕＯ．３Ｎｉ１．３の合金は、これらのパイロットテストの後、更なるｃｏｎｔｅｍｐｌａｔｉｏｎｓのために合金に比較においてＡＩＳｉ７ＭｇＣｕＮｉＦｅに特に面白いことに現れます。

図４．６６は以下を示します： 合金ＡＩＳｉ３Ｍｇ０．６（基礎）のフランスのＺｕｇｓｔ山の機械の特性と０，３ Ｇｅｗ．−％のＣｕと面積−温度画像４．６７によるＺｕｇｖｅｒｓｕｃｈによるＴ６−Ｗ ｒｍｅｂｅｈａｎｄｌｕｎｇの後の１〜１つの，５ Ｇｅｗ．−％のＮｉ １．５の追加は、以下を示します： 合金ＡＩＳｉ３Ｍｇ０．６（基礎）のフランスのＺｕｇｓｔ山の機械の特性と０，３ Ｇｅｗ．−％のＣｕとＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６の合金の２００°Ｃ正反対によるＷａｒｍｚｕｇｖｅｒｓｕｃｈのＴ６−Ｗ ｒｍｅｂｅｈａｎｄｌｕｎｇの後の１〜１つの，５ Ｇｅｗ．−％のＮｉ １．５の追加はＮｉによる合金の流れ−財産です、そして、ＣｕＮｉのために図４．６８において代表されるように、ＣｕＮｉは明らかに下がります。 流れ−長さ追加なしでだいたい起こります。５２０ｍｍ追加でおよそ。３１０〜３３０ｍｍは、決定します。 ＣｕＧｅｈａｌｔは、流れ−長の少しの変更も引き起こしません。 流れ−財産は、最も低く１ Ｇｅｗ．−％のＮｉ−Ｇｅｈａｌｔのためです。 図−充填材−財産は、ＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６が、いくぶんより高いＣｕＮｉ−Ｇｅｈａｌｔのために、Ｎｉ−Ｇｅｈａｌｔによりあるごくわずかに低いです。

図４．６８は以下を示します： 合金ＡＩＳｉ３Ｍｇ０．６とＡＩＳｉ３ＭｇＯ．６ＣｕＯ．３Ｎｉ１−１．５の流れまでの長さの測定
４．４．３ クロムのＺｕｌｅｇｉｅｒｅｎｓの影響
クロムは、若干のＡｌｕｍｉｎｉｕｍ−Ｋｎｅｔｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎ（ｖｅｒｇｌ． Ｔａｂ． ２．２）の合金−構成要素です。 そこで、通常０．１パーセントのクロム内容は、Ｒｅｋｒｉｓｔａｌｌｉｓａｔｉｏｎと穀物−成長［ＫＢＭ １９９６］の同時の制限で、Ｈｏｍｏｇｅｎｉｓｉｅｒｕｎｇｓ−Ｗ ｒｍｅｂｅｈａｎｄｌｕｎｇで、０．４ Ｇｅｗ．−％まで創り出されたプレハブ方式の部分の改善された会話−作用を引き起こします。 ＡＩＳｉ−ＬｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎのＣｒの正確なｍｅｔａｌｌｋｕｎｄｌｉｃｈｅｎ Ｗｉｒｋｍｅｃｈａｎｉｓｍｅｎは、特にまだこれまで鋳造用合金のために彼女／それ／それらの影響で不十分に調べられます。 一般に、それがかなりｗａｒｍｌｙ−ｒｉｐ−ｓｕｓｃｅｐｔｉｂｉｌｉｔｙを増やす時から、Ｃｒは鋳造用合金で好ましくないと考えられています。 機械の特性に関して、クロムの追加は、ＡＩＫｎｅｔｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎで緊張−裂け目−腐食で、改善されたプレハブ方式の部分の高い恒久性だけでなく、ブレークを延ばすことを引き起こします。 この利点は、特に鍛えて作られた下部構造です − 意味からＡＩＫｎｅｔｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎから部品を前もって作って、注がれた構成要素のためにまた、そこの品質増加へのｔｅｓｔ−ａｓｓｅｓｓｅｓアプローチを置きます。

最初の潜在的評価を成し遂げることができるために、合金はクロムによる仕事パッケージＢ５の合金をつくられたＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６です。 また、ここで、熱力学Ｍｏｄｅｌｌｉｅｒｕｎｇは、始まることで実行されます。 準バイナリのバランス−状態−図からの抜粋は、図４．６９の中の例としてのＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６です − ｃｒは帰りました、そして、１図につきＳｃｈｅｉｌのうちの４．７０図の中で、それは段階が温度の依存における彼女／それ／それらの割当でＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６ＣｒＯ，３のためにそれ自体を除いたことを示します。 多様性がそれ自身でｉｎｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｓｃｈｅｒ段階とデータベースの積載量についての不安をつくるシステムの複雑さに基づいて、Ｃｒの期待される最大溶解度に関する情報がどんなに最初に与えても、Ｍｏｄｅｌｌｉｅｒｕｎｇｅｎは彼女／それ／それらの関連でより遠く疑問の余地があります。そして、それがそれ自身で段階と構築物の彼女／それ／それらのシェアをつくります。 温度で、それは６４０°Ｃの０．４１パーセントのクロムまで、．−ＡＩ−Ｍｉｓｃｈｋｒｉｓｔａｌｌで解決されることができます。 可溶性は、アルミニウム構築物でｉｎｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｓｃｈｅｎ段階の図で、そう非常に強くしかしそのクロム秘密のＡＩ７Ｃｒ、ＡＩｎＣｒ２、Ａｈ３Ｃｒ２を落します。 計算された段階は、切られるｍｅｔａｌｌｏｇｒａｐｈｉｓｃｈｅｎで、ＥＤＸの上に証明されることになっています。 それは彼女／それ／それらの自然とすでに図４．１７と図４．１８の中の形態学になりました。すべてこみで、鉄の含有量の前後関係で討議します。
図４．６９は以下を示します： 準二進法ＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６−Ｃｒのバランス−状態−図を突っ切って進んでください。 きわだった段階の．ｄｉａｍｏｎｄである、きわだった段階の．ＦＣＣ＿Ａ１による彼女／それ／それらの結晶構造を基礎とした彼女／それ」は、ＡＩ７Ｃｒ２ですＡｌｕｍｉｎｉｕｍ−Ｍｉｓｃｈｋｒｉｓｔａｌｌ」。

図４．７０は以下を示します： ＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６−Ｂａｓｉｓｌｅｇｉｅｒｕｎｇへのクロムからの追加を通しての．Ｆｒａｎｚ ｓｉｓｃｈｅｎ Ｚｕｇｓｔａｂで機械の特性に対するＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６ＣｒＯ，３ Ｄｉｅ影響のためにＳｃｈｅｉｌの温度の依存でそれ自体を作っている段階−株式の状態−図」は、試み−列のフレームワークで調べられます。 ４つの異なるＣｒ−Ｇｅｈａｌｔｅ（０．１パーセント、０．３パーセント、０．５パーセント、０．７パーセント）は、費されます。 図４．７１は、クロミウムの影響を示します − ＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６への比較のキャスティング状態の機械の特性のための含有量。 彼女／それが固さＲｍと段階的なＲｐｏ．２の連続増加、しかし、また、ブレークを延ばす上昇だけでなく０．１パーセントから０．７パーセントまでＣｒ−Ｇｅｈａｌｔｅｓの増加を引き起こすと認められます。 抗張力のために、およそ３７のＭＰａの増加が記録されることになっていること。 また、ブレーク延びることは、３パーセント増加します。

Ｚｕｇｐｒｏｂｅｎ原因のＴ６−Ｗ ｒｍｅｂｅｈａｎｄｌｕｎｇは、より遠く固さ−特性を改善しました。 抗張力が３００のＭＰａの上に０．３パーセントのクロム含有量からあることは、図４．７２において代表されます。 Ｓｔｒｅｃｋｇｒｅｎｚｅは２２５のＭＰａから始めることで、そして、しかし、クロム含有量による２１５のＭＰａの上でと同じくらい遠く、０．７パーセントから落ちます。 ４．５パーセントから１０．８パーセントまでブレーク延びることは、それのために上がります。 機械の特性がこの最初の試み−列にすでに比較に洗い流されるＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６−Ｂａｓｉｓｌｅｇｉｅｒｕｎｇより明らかに高い価値を得るので、それはおそらく現れます。そして、抗張力とＳｔｒｅｃｋｇｒｅｎｚｅが最適化を通して合金−構成と熱処理−パラメータをブレーク延ばすことの費用負担です。そして、さらに増加さえします。 Ｃｒ−Ｖｏｒｌｅｇｉｅｒｕｎｇが好ましくない鉄の不純物を所有するので、生産された全合金の鉄の含有量はできるだけ低く持たれなければなりません。 ＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６のためにすべてこみで章４．２で記述されるように、さらに、合金−構成要素とＣｒ−ｒｅｉｃｈｅｒが形態的なもののＵｎｓｃｈ ｄｌｉｃｈｍａｃｈｕｎｇを通して明らかに間接的に除去または好ましからぬＦｅ−Ｐｈａｓｅｎ作業で段階をしなければならなくて彼らがクロムの直接的な前後関係で改善された機械の特性に沿って着くかどうかにかかわらず、それは明白でありません。

図４．７１は以下を示します： 合金ＡＩＳｉ３Ｍｇ０．６Ｃｒ０．１の機械の特性 − 図４．７２は、フランスのＺｕｇｓｔａｂショーでキャスティング状態で０．７を測定します： 合金ＡＩＳｉ３Ｍｇ０．６Ｃｒ０．１の機械の特性 − 決定されるフランスのＺｕｇｓｔａｂのＴ６−Ｗ ｒｍｅｂｅｈａｎｄｌｕｎｇの後の０．７。
Ｃｒ−ｈａｌｔｉｇｅｎ合金の流れ−財産は、Ｇｉｅ ｓｐｉｒａｌｅに基づいて決定されます。 寸法の結果は、明らかに、図の中の４．７３です。 上るＣｒ−Ｇｅｈａｌｔで、上塗りの流動性は、沈んで、明らかに、ＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６の下に、同等にＮｉ−ｈａｌｔｉｇｅｎ合金です。 したがって、合金は重力のためによりｄｒｕｃｋｂｅａｕｆｓｃｈｌａｇｔｅ Ｇｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎのためにすぐに推薦されます − Ｋｏｋｉｌｌｅｎｇｕｓｓ。
図４．７３は以下を示します： ０．１の追加による合金ＡＩＳｉ３Ｍｇ０．６の流れ−長さ − ０．７のＧｅｗ．−％のｃｒ
５． 結論と表示
現在の仕事は、下部構造−アプリケーションのための主要な結果として、新しいＳｉ−ａｒｍｅｎ ＡＩＳｉＭｇ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇの発展を提示します： すなわち、ＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６ Ｄｉｅｓｅは、現在のＡＩＳｉ−Ｇｕｓｓｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎの反対側に明らかに改善された機械の特性を通してそれ自体を識別します。 更なるＤａｕｅｒｆｏｒｍｇｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎが工業生産のためにベアリングを将来に与えて、圧力を形作ることの間でＳｃｈｗｅｒｋｒａｆｔ−Ｋｏｋｉｌｌｅｎ−Ｇｉｅエヌと境界を低圧ｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ−ｍｏｌｄｉｎｇすることのような異なるＧｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎのアプリケーション−テスト。

それは、１〜７ Ｇｅｗ．−％の違って低いＳｉ−Ｇｅｈａｌｔｅｎ、１ Ｇｅｗ．−％までのマグネシウム−ＧｅｈａｌｔｅｎとＧｅｗ．％が調べる１までのＣｕＧｅｈａｌｔｅｎによるＡＩＳｉ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎになりました。 さらにまた、チョウザメ−要素の影響は、ねばるＦｅでした。 原則−ジオメトリと本当の鋳造物プレハブ方式の部分との試み−口論は、熱力学Ｍｏｄｅｌｌｉｅｒｕｎｇで支えられました。 それで、精巧な品質プロフィールは、構造に関してｇｉｅ ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｉｓｃｈｅｎと機械の特性のために生じられることができました。 基礎−合金は、そのときに強い品質−スポーツ−二つ折り判の本による合金としての確認されたＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６と要素−含有量−境界と理想的な熱処理を定める合金−構成のためのプロセス−ウインドウでした特許に発表される合金−仕様のどの基礎。

試験は、合金が下部構造で岬−タイトル４．３．７でアプリケーションへのはっきりした可能性を引用される仕様でＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６を所有することを示します。 低圧−抵抗−手順（シリーズプレハブ方式のパートＰＱ ４６）（３７０のＭＰａの上に張力の強さに似合う非常に好ましいプレハブ方式のパート特性）のために同時に高いブレークによる３００のＭＰａの上のＳｔｒｅｃｋｇｒｅｎｚｅｎを着きます−１１パーセントを延ばします。 中で彼女／それの反対側に、この手順は、通常、ＡＩＳｉ７Ｍｇが抗張力をまわりに缶詰にする合金を使います。４０のＭＰａとだいたいまわりにＳｔｒｅｃｋｇｒｅｎｚｅ。３パーセントによる同時延びている増加で、３５のＭＰａは増やされます。

Ｓｃｈｗｅｒｋｒａｆｔ−Ｋｏｋｉｌｌｅｎｇｕｓｓ（シリーズプレハブ方式のパートＰＱ ２４）のために、いくぶんより劣った機械の特性は、得られました（Ｒｍ＝３２６ ＭＰａ、Ｒｐ０，２ ＝ ２８０ ＭＰａとＡ＝４ ，３パーセント）（とてもしかし静かなｂｚｇｌ．抗張力とＡＩＳｉ１１がＦａｈｒｗｅｒｋｓｔｅｉｌｅｎで使うＬｅｇｉｅｒｕｎｇｓｔｙｐがそうであるより高いＳｔｒｅｃｋｇｒｅｎｚｅ）。 比較において、およそ３０のＭＰａとＳｔｒｅｃｋｇｒｅｎｚｅ ５５ ＭＰａを減少して延ばす１，５パーセントに対する抗張力の増加は、観察されることができました。 ＰＱのブレーク延びることを４６リハーサルすることは一般にたとえば、ＰＱ ２４からと同じくらい高く二倍でした。抗張力とＳｔｒｅｃｋｇｒｅｎｚｅは同程度の大きさでキャスティング状態に比較において適当な熱処理によってまだ増やされることができます。 鋳造部品の最適機械のＫｅｎｎｗｅｒｔｅの態度のために、パラメータが研究プロジェクトのフレームワークでも確かめられたＴ６−Ｗ ｒｍｅｂｅｈａｎｄｌｕｎｇは、ＡＩＳｉ３，３ＭｇＯ，６にふさわしく見えます。

２つのＧｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎのための機械の特性の違いは、また、使うものから一人の最高でも達成できる機械のＫｅｎｎｗｅｒｔｅが合金になるそれを指し示します、そして、可能なチョウザメ−構成要素かなり、構造−間違いがガス−水膨れと酸化物に合うように、よく構造−繊細さと段階−形態学に対する影響を持たれる低圧−抵抗−成形の圧力支持として、プロセス条件つきのパラメータから、しかし。

２つのＧｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎ低圧−抵抗−成形とＳｃｈｗｅｒｋｒａｆｔ−ＫｏｋｉｌｌｅｎｇｉｅエヌによるＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６缶から、高い冶金の支出のない発生する完璧な鋳造部品は、５足らずＧｅｗ．−％でＡＩＳｉ−Ｂａｕｔｅｉｌｅ自体が産業的にキャスティング技術的に生じなかった大体の意見と一致しないことです。 Ｄｒｕｃｋｇｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎで合金ＡＩＳｉ３Ｍｇ０．６をこぼすことは他方満足に進行しませんでした、そのため、材料はこの手順には不適当なＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６です。

ＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６による本当のプレハブ方式の部分の明確な観察は、原則−ジオメトリで伴われた試験によって定量化されました。 それでも、この合金のＧｉｅ ｂａｒｋｅｉｔは、彼／それですＡＩＳｉ７Ｍｇ、そして、広くこれまで使用合金のＤａｕｅｒｆｏｒｍｇｉｅ ｖｅｒｆａｈｒｅｎのこれよりひどくＡＩＳｉ１１。 最適化されたＫｏｒｎｆｅｉｎｕｎｇで、そして、着てみられたＧｉｅ ｐａｒａｍｅｔｅｒｎの合金で、しかし、Ｇｉｅ ｅｉｇｅｎｓｃｈａｆｔｅｎはよくなることができます、そして、実行可能性の合金条件つきの赤字は補償されます。 しかし、ＡＩＳｉ−Ｅｕｔｅｋｔｉｋｕｍｓの処理処置は、ＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６を中止することができます。

ｕｎｓｃｈｉｅｄｌｉｃｈｅｎ熱処理−状況の広範囲な構造−分析は、それぞれの流出のＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６で、それに鋳造物の構造を教えます − 続行して、そして、存在します独立して主に５つの段階から合金−追加。 ＡＩＭｉｓｃｈｋｒｉｓｔａｌｌとｅｕｔｅｋｔｉｓｃｈｅｍシリコンと比べて、人だけでなく固さを増やしているＭｇ２Ｓｉ−Ｐｈａｓｅは、．−Ａｌに似ているＳｉのための彼女／それ／それらのふるまいの特徴のある．ＳｉｅＭｇｓＦｅ−Ｐｈａｓｅです。 また、マグネシウムとＣｒが議論した追加（Ａｕｓｓｃｈｅｉｄｕｎｇｓｔｙｐ）による前後関係のこれ−ＡＩ５ＦｅＳｉ、否定的に機械の特性に影響します、支配の必要性を強調しますの低さの発達した合金の可能性がある鉄の含有量です。

ＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６ Ｗｉｓｓｅｎｓｃｈａｆｔｌｉｃｈによるさらに科学的な作品のためのＡｎｋｎ ｐｆｕｎｇｓｐｕｎｋｔｅは、面白いことにＭｇ２Ｓｉ−Ａｕｓｓｃｈｅｉｄｕｎの徴候（筋道正しく／ある程度−首尾一貫した）の分析への吸収されるｍｅｔａｌｌｋｕｎｄｌｉｃｈｅｒ入場です − 注がれたＡＩＳｉ３Ｍｇ−Ｐｒｏｂｅｎでの方へ。 そのような試験のために、可能な限りの０，１ ．ｍのサイズで小片の化学組成の規制をする高い正確なマイクロ−調査−手順は、適当です。 このことから、熱処理へのより正確な点は、引き出されることができました。 その上、ＣｒまたはＭｎ−Ｇｅｈａｌｔの影響のより広範囲な検査は、望ましい段階−構造で、背景ｍｅｔａｌｌｋｕｎｄｌｉｃｈｅｒ Ｗｉｒｋｍｅｃｈａｎｉｓｍｅｎの前に鋳造組織で教育に関してＡＩＳｉＭｇＦｅ−ＳｃｈｍｅｌｚｅでＦｅ−ｈａｌｔｉｇｅｒ段階（−ＡＩ５ＦｅＳｉ）まで現れます。 これはＡＩＳｉ３Ｍｇ−Ｌｅｇｉｅｒｕｎｇだけに適用できないで、ＡＩＳｉ−Ｇｕｓｓｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎに広く賛成です。

耐久性（Ｕｍｌａｕｆｂｉｅｇｅｖｅｒｓｕｃｈ）のような機械の特性の継続的な材料−検査は、ＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６の産業アプリケーション、Ｗ ｈｌｅｒの後の材料−疲労−カーブの準備とキャスティング材料ＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６のプレハブ方式の部分の温度−需要の影響の調査にとって重要です。

研究プロジェクトのフレームワークでＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６の合金−バリエーションの発展の結果とＡｎｋｎ ｐｆｕｎｇｓｐｕｎｋｔｅは、合金の使用と発展のために説明された結果ＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６について更なる試験を得られました。 これらの試験は、クロム割当、銅割当、銅と同様に同様にニッケル−割当とニッケル−割当でＡＩＳｉ３Ｍｇの合金−バリエーションから成ります。

唯一の銅または低いＳｉ−ｈａｌｔｉｇｅｎ ＡＩＳｉ−Ｇｕｓｓｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎへのニッケル−追加は、面積−温度で試みにおいて機械の特性の重要な改善を示しませんでした。 ｗａｒｍｌｙ−ｓｏｌｉｄｉｔｙが関心の焦点により強く動くならば、ＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６のそのような合金−バリエーションはより集中的に、しかし、この職場に置かれるベースに基づくことができただけのもので明るくされなければならないでしょう。 ＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６への銅とニッケルの合同のＺｕｌｅｇｉｅｒｅｎは、Ｚのような温度に原因とみなされたプレハブ方式の部分のために、下部構造の外で地域でＬｅｇｉｅｒｕｎｇｓｔｙｐｓのアプリケーションに、新しい可能性を示します。 Ｂ． モータ近いアプリケーション。 この仕事の間、ＷａｒｍｚｕｇｖｅｒｓｕｃｈでＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６ＣｕＮｉで観察される機械の特性は、ＡＩＳｉ７ＭｇＣｕＮｉＦｅのそれらに相当して、この材料の可能性を指し示します。

ＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６へのクロムのＺｕｌｅｇｉｅｒｅｎは、すでに機械の特性のもう一つの重要な改善の可能性を開けます、特にしかし解決−白熱とｅｖｔｌの後、キャスティング状態で彼ら。記録に避難します。 フランスのＺｕｇｓｔａｂの最初の試み−列では、ブレーク延びる増加は、Ｔ６−Ｗ ｒｍｅｂｅｈａｎｄｌｕｎｇ（だいたいまわりに抗張力の増加によるそれ）の後、３パーセントで測定されます。３７のＭＰａは歩き回ります。 Ｓｔｒｅｃｋｇｒｅｎｚｅは、高さ１レベル一定であるとわかります。 流れ−特性がさらに悪化するのに対して、図−充填材−財産はＣｒの存在で上達します。 さらに、結果は好ましくない鉄の除去がより好ましい形態学にキャスティング状態ですでにクロム付加物によって移されることができる方法を指します。 将来の試験も、さらに高い機械のＫｅｎｎｗｅｒｔｅを予想することがある本当のプレハブ方式の部分を含まなければなりません。 これらはよりすべてこみでテストされなければなりません、そのため、クロムを含むバリエーションについてのＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６ ｇｇｆ．のための合金−仕様は広がることができます。

彼／それと平行して、エンジニア−穏健派は、理論的により強くｍｅｔａｌｌｋｕｎｄｌｉｃｈを深めているベースに基づいて段階−構造とより遠く科学的にクロムのＺｕｌｅｇｉｅｒｅｎを通してのＡＩＳｉＭｇ−ＬｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎとＣｕと特にＣｕＮｉのｗａｒｍｌｙ−ｓｏｌｉｄｉｔｙの増加の品質増加のＷｉｒｋｍｅｃｈａｎｉｓｍｅｎを透過しなければならないキャスティング−パート−特性と起訴できる岬の狙いをつけている、更なる作品の上で面白いことにベースです。

仕事の大まかな主要な結果は下部構造−アプリケーションのための最低Ｓｉ−ｈａｌｔｉｇｅ ＡＩＳｉＭｇ−Ｇｕｓｓｌｅｇｉｅｒｕｎｇ ＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６です。そして、それをＳｃｈｗｅｒｋｒａｆｔ−Ｋｏｋｉｌｌｅｎｇｉｅエヌの良いだけでなく低圧−抵抗を形作っている実行可能性の優れたＧｉｅ ｅｉｇｅｎｓｃｈａｆｔｅｎはそれ自身で終わりまでマークします。 機械の特性は、ＣＰＣ−Ｖｅｒｆａｈｒｅｎのプロセスがそうである工業製品から、プレハブ方式の部分を熱処理しました： 抗張力 ＞ ３７０ＭＰａ、Ｓｔｒｅｃｋｇｒｅｎｚｅ ＞ 延びる１１パーセントによる３００のＭＰａ。 Ｓｃｈｗｅｒｋｒａｆｔ−Ｋｏｋｉｌｌｅｎｇｉｅエヌでは、特性はより低いと、しかし、ＡＩＳｉ７ＭｇとＡＩＳｉＩ １Ｍｇのような現在の合金への改善が述べます。 更なる可能性は、処理（方法（たとえばＫｏｒｎｆｅｉ））の最適化を通してあります − 所定のｎｕｎｇと熱処理。

ＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６を外へ広範囲にテストすることの上に、ＣｒのＺｕｌｅｇｉｅｒｅｎがＡＩＳｉ３ＭｇＯ，６の機械の品質改善の広い方法として起こること。Ｃｕと持ち出される暖かく確実なアプリケーションと結果として生じる結果のためのＮｉに。 これらの合金−バリエーションで彼女／それ／それらのｇｉｅ ｔｅｃｈｎｉｓｃｈｅｎと機械の特性に基づいて魅力的に現れて、ずっとＡＩＫｎｅｔｌｅｇｉｅｒｕｎｇｅｎの機械のＫｅｎｎｗｅｒｔｅで、すでに十分です。 あなた／彼らは科学的により遠くしかし透過されなければならなくさえあって、合金−進展に導入された方法論の後、改善されることさえできます。

６． 参考文献目録

Claims (25)

1. 自動車のフロントアクスルキャリア（１０）であって、コントロールアームまたは三角アームのような２つのホイールガイド部材のそれぞれ１つを旋回支承する軸受個所のための、車両長手方向（Ｆ）に互いに間隔を置くそれぞれ２つの収容部（１２、１４）と、事前組立されたアセンブリを含む事前製作されたユニットとして該フロントアクスルキャリア（１０）を車両構造部に取り付けるための収容部（１６、１８）とを備え、さらに、次に掲げる収容部、すなわち、
   −ステアリングギヤの取付け（収容部２０）、
   −スタビライザの取付け（収容部２２）、
   −ペンドラムサポートの取付け（収容部２４）、
   のための収容部のうちの少なくともいくつかを備えており、該フロントアクスルキャリア（１０）は、これらの収容部（１２、１４、１６、１８、２０、２２、２４）と一体的であり、かつ、これらの収容部を相互に連結するコンポーネントとして製作されている、自動車のフロントアクスルキャリアにおいて、該収容部（１２、１６、２０、２２）の少なくともいくつかが、棒状の連結部材（２６）を介してフレーム構造のように該フロントアクスルキャリア（１０）に一体化されていることを特徴とする、自動車のフロントアクスルキャリア。
2. ２つの、好ましくは４つの、特に好ましくは６つの、さらに特に好ましくは８つの、さらに特に好ましくは１０の前記収容部（１２、１６、２０、２２）が、前記棒状の連結部材（２６）を介してフレーム構造のように前記フロントアクスルキャリア（１０）に一体化されており、好ましくは直接的に互いに連結されていることを特徴とする、請求項１に記載の自動車のフロントアクスルキャリア（１０）。
3. 各々の前記ホイールガイド部材を支承するための走行方向（ＦＲ）後側の収容部（１２）は、走行方向（ＦＲ）後側の軸受を該ホイールガイド部材によって取り囲むように保持するために、少なくとも近似的に車両長手軸（Ｆ）に対して垂直方向に間隔を置く収容部材（１２ａ、１２ｂ）を有しており、好ましくは各々の該収容部材（１２ａ、１２ｂ）は、少なくとも１つの、好ましくは少なくとも２つの棒状の連結部材（２６）を介して前記フロントアクスルキャリア（１０）に一体化されていることを特徴とする、請求項１または２に記載の自動車のフロントアクスルキャリア（１０）。
4. 少なくとも１つの、好ましくは各々の前記収容部材（１２ａ、１２ｂ）は、前記棒状の連結部材（２６）を介して、車両構造部に前記フロントアクスルキャリア（１０）を固定する取付手段のための第１の収容部（１６）と連結されていることを特徴とする、請求項１〜３のうちのいずれか一項に記載のフロントアクスルキャリア（１０）。
5. 少なくとも１つの前記収容部材（１２ａ、１２ｂ）は、前記棒状の連結部材（２６）を介して、各々のホイールガイド部材の支承のための走行方向（ＦＲ）前側にある前記収容部（１４）と連結されており、該棒状の連結部材は、好ましくは近似的に車両長手方向（Ｆ）に延びていることを特徴とする、請求項１〜４のうちのいずれか一項に記載のフロントアクスルキャリア（１０）。
6. 各々のホイールガイド部材の支承のための走行方向（ＦＲ）前側の前記収容部（１４）は、走行方向（ＦＲ）前側の軸受をホイールガイド部材によってＵ字型に取り囲むように保持するために、少なくとも近似的に車両長手軸（Ｆ）に間隔を置く２つの収容部材（１４ａ、１４ｂ）を有していることを特徴とする、請求項１〜５のうちのいずれか一項に記載のフロントアクスルキャリア（１０）。
7. 前記フロントアクスルキャリア（１０）は、各々のホイールガイド部材の支承のための走行方向（ＦＲ）前側の前記収容部（１４）の間に、横方向の少なくとも１つの補強部材を好ましくは水平方向に配置された面状部材（２８）の形態で有していることを特徴とする、請求項１〜６のうちのいずれか一項に記載のフロントアクスルキャリア（１０）。
8. 前記水平方向に配置された面状部材（２８）は、平坦に構成されており、および／または該面状部材の走行方向（ＦＲ）を向く縁部（１８）は、半長円状の湾入部（３０）を有することを特徴とする、請求項７に記載のフロントアクスルキャリア（１０）。
9. 前記水平方向に配置された面状部材（２８）は、前記収容部材（１４ａ、１４ｂ）に設けられた穴（３２）よりも下方の平面に配置されることを特徴とする、請求項７または８に記載のフロントアクスルキャリア（１０）。
10. 走行方向（ＶＲ）後側の前記フロントアクスルキャリア（１０）の端部を形成する、車両構造部への該フロントアクスルキャリア（１０）の取付けのための第１の収容部（１６）が設けられていることを特徴とする、請求項１〜９のうちのいずれか一項に記載のフロントアクスルキャリア（１０）。
11. 各々のホイールガイド部材の支承のための走行方向（Ｆ）前側の前記収容部（１４）のすぐ近傍の領域に前記ブラケット（３４）に一体化された状態で配置された、車両構造部への前記フロントアクスルキャリア（１０）の取付けのための第２の収容部（１８）が設けられていることを特徴とする、請求項１〜１０のうちのいずれか一項に記載のフロントアクスルキャリア（１０）。
12. 前記フロントアクスルキャリア（１０）は、ペンドラムサポートの支承のための前記収容部（２４）に少なくとも部分的に接合され、走行方向（ＦＲ）と反対向きに拡張する、近似的に中央にある平坦な補強部材（３６）を有してい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フロントアクスルキャリア（１０）。
13. 平坦な前記補強部材（３６）は、少なくとも部分的に補強リブ（３８）によって区切られていることを特徴とする、請求項１２に記載のフロントアクスルキャリア（１０）。
14. 前記平坦な補強部材（３６）は、走行方向（ＦＲ）と反対向きの後側の縁部に向かって、下面が中空に構成されてＶ字型の断面を有する一種の***部（４０）を形成していることを特徴とする、請求項１２または１３に記載のフロントアクスルキャリア（１０）。
15. 前記平坦な補強部材（３６）は、走行方向（ＦＲ）と反対向きの後側の縁部に、少なくともいくつかの、好ましくは複数の棒状の連結部材（２６）が集合する結節点（４２）を有していることを特徴とする、請求項１２〜１４のうちのいずれか一項に記載のフロントアクスルキャリア（１０）。
16. 車両構造部への前記フロントアクスルキャリア（１０）の取付けのための前記第１の収容部（１６）は、少なくとも１つの棒状の連結部材（２６）を介して前記平坦な補強部材（３６）と連結されていることを特徴とする、請求項１２〜１５のうちのいずれか一項に記載のフロントアクスルキャリア（１０）。
17. 前記平坦な補強部材（３６）には少なくとも１つの補強リブ(４４）が設けられており、該補強リブは、好ましくは車両長手方向に少なくとも部分的に、該平坦な補強部材（３６）の後側の縁部と前記ペンドラムサポートの支承のための収容部（２４）との間に配置されていることを特徴とする、請求項１２〜１６のうちのいずれか一項に記載のフロントアクスルキャリア（１０）。
18. 前記フロントアクスルキャリア（１０）は、軽金属、好ましくはアルミニウム合金によって製作されることを特徴とする、請求項１〜１７のうちのいずれか一項に記載のフロントアクスルキャリア（１０）。
19. アルミニウム鋳造法によって、好ましくは重力金型鋳造法によって、特に好ましくは傾動式重力金型鋳造法によってコンポーネントが製作されることを特徴とする、請求項１〜１８のうちのいずれか一項に記載のフロントアクスルキャリア（１０）。
20. 前記フロントアクスルキャリア（１０）を平面図で見たときに前記棒状の連結部材（２６）によって区切られる区画（４６）の面積は、該フロントアクスルキャリア（１０）を平面図で見たときに貫通していない該フロントアクスルキャリア（１０）の面積よりも広く、好ましくは、該フロントアクスルキャリア（１０）を平面図で見たときに貫通していない前記補強部材（３６）の面積よりも広いことを特徴とする、請求項１〜１９のうちのいずれか一項に記載の自動車のフロントアクスルキャリア（１０）。
21. 前記フロントアクスルキャリア（１０）は、ステアリングギヤの取付けのために２つの収容部（２０）を有していることを特徴とする、請求項１〜２０のうちのいずれか一項に記載の自動車のフロントアクスルキャリア（１０）。
22. 前記ステアリングギヤの取付けのための収容部（２０）および／または前記スタビライザの取付けのための収容部（２２）は、ウェブ（４８）を介して前記棒状の連結部材（２６）に連結されることを特徴とする、請求項１〜２１のうちのいずれか一項に記載の自動車のフロントアクスルキャリア（１０）。
23. 前記収容部は、車体の運動性にマイナスの影響を及ぼすことなく、貫通部および／または片側が開いた空洞部の形態の重量を削減する切欠きが、前記フロントアクスルキャリアに残るように、相互に連結されていることを特徴とする、請求項１の前提部に記載の自動車のフロントアクスルキャリア（１０）。
24. 前記フロントアクスルキャリア（１０）は、次に掲げる合金成分、すなわち、
    Ｓｉ： ２．５〜３．３、好ましくは２．７〜３．１重量％
    Ｍｇ： ０．２〜０．７、好ましくは０．３〜０．６重量％
    Ｆｅ： ＜０．１８、好ましくは０．０５〜０．１６重量％
    Ｍｎ： ＜０．５、好ましくは０．０５〜０．４重量％
    Ｔｉ： ＜０．１、好ましくは０．０１〜０．０８重量％
    Ｓｒ： ＜０．０３、好ましくは０．０１〜０．０３重量％
    その他： ＜０．１重量％
    のうちの少なくとも５つを含む、Ａｌ鋳造合金でできており、別の合金成分として合金強度を向上させる量の追加のＣｒが含まれており、Ａｌとそれぞれ補い合って１００重量％をなしていることを特徴とする、請求項１〜２３のうちのいずれか一項または請求項１の前提部に記載の自動車のフロントアクスルキャリア（１０）。
25. 前記フロントアクスルキャリア（１０）は、次に掲げる合金成分、すなわち、
    Ｓｉ： ２．５〜３．３、好ましくは２．７〜３．１重量％
    Ｍｇ： ０．２〜０．７、好ましくは０．３〜０．６重量％
    Ｆｅ： ＜０．１８、好ましくは０．０５〜０．１６重量％
    Ｍｎ： ＜０．５、好ましくは０．０５〜０．４重量％
    Ｔｉ： ＜０．１、好ましくは０．０１〜０．０８重量％
    Ｓｒ： ＜０．０３、好ましくは０．０１〜０．０３重量％
    Ｃｒ： ０．３〜１．３、好ましくは０．４〜１．０、特に好ましくは０．５〜０．８重量％
    その他： ＜０．１重量％
    のうちの少なくとも５つを含み、Ａｌとそれぞれ補い合って１００重量％をなす、Ａｌ鋳造合金でできていることを特徴とする、請求項１〜２３のうちのいずれか一項または請求項１の前提部に記載の自動車のフロントアクスルキャリア（１０）。