腐蚀的铝合金。与商业合金，如360和380相比，这些合金应 该表现出在高温条件(如在运行中的内燃机（ICE )和它们的部件，如发动机缸体和气缸盖中 遇到的那些）下更好的耐腐蚀性和更高的机械性质。此外，该铸铝合金部件在室温和升高 的温度下都改进的强度扩大了它们在其它结构用途，如变速箱和悬挂部件中的接受度和应 用。另一益处是在这些和其它汽车用途中铸铝部件的保修成本显著降低。另一益处是部件 的重量减轻，以提高里程数(mileage)和降低成本。
[0030] 该合金还可以含有至少一种可铸造性和强度增强元素，如硅、锰、铁、铜、锌、银、 镁、镍、锗、锡、钙和钪、钇和钴。该合金的微结构可包括含有至少一种稀土元素或一种合金 元素的至少一种或多种不可溶的固化和/或沉淀粒子。
[0031] 通常，该合金可包括大约0. 6至大约14. 5重量％硅、0至大约0. 7重量％铁、大约 1. 8至大约4. 3重量％铜、0至大约1. 22重量％锰、大约0. 2至大约0. 5重量％镁、0至大约 1. 2重量％锌、0至大约3. 25重量％镍、0至大约0. 3重量％铬、0至大约0. 5重量％锡、大 约0. 0001至大约0. 4重量％钛、大约0. 002至大约0. 07重量％硼、大约0. 001至大约0. 07 重量％锆、大约0. 001至大约0. 14重量％钒、0至大约0. 67重量％镧且余量主要为铝+任 何残余物。
[0032] 在一些实施方案中，该合金可以基本由大约1. 1至大约7. 0重量％硅、0至大约0. 7 重量％铁、大约4. 13重量％铜、大约1. 14重量％锰、大约0. 2至大约0. 5重量％镁、大约 0. 2重量％锌、大约0. 12重量％镍、大约0. 15重量％铬、大约0. 019重量％锡、大约0. 379 重量％钛、大约0. 066重量％硼、大约0. 624重量％锆、大约0. 078重量％钒、大约0. 032重 量％镧和主要为铝+任何残余物的余量构成。
[0033] 在另一实施方案中，该合金可以基本由大约1重量％硅、0至大约0. 7重量％铁、大 约4. 13重量％铜、大约1. 14重量％锰、大约0. 2至大约0. 5重量％镁、大约0. 2重量％锌、 大约0. 12重量％镍、大约0. 15重量％铬、大约0. 019重量％锡、大约0. 379重量％钛、大约 0. 066重量％硼、大约0. 624重量％锆、大约0. 078重量％钒、大约0. 032重量％镧和主要为 错+任何残余物的余量构成。
[0034] 在另一实施方案中，该合金可以基本由大约7重量％硅、0至大约0. 7重量％铁、大 约4. 13重量％铜、大约1. 14重量％锰、大约0. 2至大约0. 5重量％镁、大约0. 2重量％锌、 大约0. 12重量％镍、大约0. 15重量％铬、大约0. 019重量％锡、大约0. 379重量％钛、大约 0. 066重量％硼、大约0. 624重量％锆、大约0. 078重量％钒、大约0. 032重量％镧和主要为 错+任何残余物的余量构成。
[0035] 受控固化和热处理改进微结构均匀性和细化并提供在特定铸造条件下最佳的结 构和性质。在一些实施方案中，该合金可以用浓度分别为不小于大约0.01重量％和大约 0. 002重量％的Ti和B细化晶粒。
[0036] 对于传统高压压铸（HPDC)、砂模铸造和永久模铸造，所提出的合金的溶液处理温 度通常为大约400°C至大约540°C，优选温度范围是大约450°C至大约525°C。可通过将铸 件淬火到温水、加压空气或气体中实现铸件的快速冷却。老化温度通常为大约160°C至大约 250°C，优选温度范围是大约180°C至大约220°C。
[0037] 当合金用于完全T6/T7或T4热处理时，溶液处理温度既不应低于大约400°C，又 不应高于大约540°C。下限取决于该组合物的溶线温度（Solvus temperature)，上限是该 合金的固相线。通常，较高溶液温度加速反应，但对标准的现有炉控制技术的限制要求将最 大目标温度保持在最大理论值下方的安全水平，因此优选的溶液处理温度应该控制在大约 480°C至大约525°C之间。
[0038] 当使用高Si (近共晶组成12-14重量％ Si)时，应该使用高含量的Mg (高于大约 0? 45%)和B (大约0? 05至大约0? 1重量％)细化共晶（Al+Si)晶粒。
[0039] 改进的强化 通常在机械处理之前对铸铝合金施以至少包括老化的热处理。人工老化（T5)通过将铝 铸件加热至中温、然后使铸件保持一段时间以经沉淀实现硬化或强化而产生沉淀硬化。考 虑到沉淀硬化是动力学过程，铸态铝固溶体中保留的溶质元素的含量(过饱和）在铝铸件的 老化响应中起到重要作用。因此，铸造后的铝软基质溶液中硬化溶质的实际含量对随后的 老化是重要的。与如在砂模铸造过程中发现的较低冷却速率相比，如在例如HPDC过程中发 现的高冷却速率导致铝溶液中较高的元素浓度。
[0040] 如下表中看出，已在不同的热处理下对照市售合金测试进一步包含1. 1% Si、0. 3% Fe和0.35% Mg的在[0032]中描述的实施方案的范围内的合金。可以看出，本合金在许多 测量标准中比较有利，尤其是在比较在250°C下的极限抗拉强度和屈服强度时。考虑到在室 温下也具有相对较高的极限抗拉强度和屈服强度的能力，这种性质尤其有意义。
[0041] Mg、Cu和Si是铝合金中的有效硬化溶质。Mg与Si结合形成Mg/Si沉淀物，如f3〃、 和平衡Mg2Si相。实际沉淀物类型、量和尺寸取决于老化条件。老化不足倾向于形成可 剪切的沉淀物，而在最高和过度老化条件下，形成不可剪切的和平衡Mg2Si相。在 铝合金中，Si可独自形成Si沉淀物，但强化非常有限并且不像Mg/Si沉淀物那样有效。Cu 可以与A1结合形成许多亚稳沉淀物相，如Al-Si-Mg-Cu合金中的0'、0和Q相。类似于 Mg/Si沉淀物，实际沉淀物类型、尺寸和量取决于老化条件和合金组成。在铸铝合金中的沉 淀物中，Al/Cu沉淀物和硅沉淀物与Mg/Si沉淀物相比可以维持高温。
[0042] 为了进一步改进铸铝合金的老化响应，应该使该合金中的镁含量保持不小于大约 0. 2重量％，优选含量高于大约0. 3重量％。如果仅对铸件施以T5老化过程，应该使最大Mg 含量保持在大约〇. 4%以下，优选含量为大约0. 35%，以使添加的大部分Mg在快速固化(如高 压压铸中那样）后留在A1固溶体中。
[0043] 改进的高温性能 形成的铸铝合金具有良好的升高的温度性质，因为该合金含有大体积分数的在预期工 作温度下热力学稳定的分散相。如果在该铸铝合金中添加Fe、Ni和Mn，在固化过程中形成 显著量的热稳定共晶分散相，如41 3附31丨以131丨通113512和其它金属间相。添加5(3、2^ Y和稀土元素，如Yb、Er、Ho、Tm和Lu也形成三铝化物化合物。
[0044] 三铝化物如Al3Ti、Al3Zr、A1 3Lu、A13Y等的其它四方晶体结构（0022或D0 23)与Ll2 结构密切相关并可通过与第四周期过渡金属，如Cr、Mn、Fe、Co、Ni、Cu和Zn合金化而进一 步转化成高对称的立方Ll2晶体。此外，随着相干亚稳L1 2的形成，金属间A1 3Zr沉淀。用 Zr部分取代Ti降低了 1^12沉淀物与A1基质的晶格失配，由此降低成核障碍，提高L12相的 稳定性并非常基本延迟转化成四方相。最后，Zr在A1中比Sc扩散得慢得多，这可提供增 强的粗化阻力，因为奥斯特瓦尔德熟化的动力学受到溶质经过基质从不断收缩的粒子移向 不断增大的粒子时的体积扩散调节。
[0045] 改进的可铸造性 Cu添加 铜的添加明显降低该合金的熔点和共晶温度。但是，铜通过形成低熔点相(其在该合金 的固化范围结束时形成并促成孔隙形成条件）而提高固化范围。
[0046] 可以如下描述在固化过程中在Al-Si-Cu-Mg铸造合金中固化和形成富Cu相的程 序： (i) 在大约610°C以下的温度下形成初生a-铝枝晶网络，以致剩余液体中硅、镁和铜 的浓度单调提高。 (ii) 在大约577°C (平衡铝-硅共晶温度）下，形成硅和a-Al的共晶混合物，以致剩 余液体中的铜含量进一步提高。 (iii) 在大约540°C下，形成Mg2Si和AlsMg3FeSi6。但是，对含有大约0. 5重量％ Mg的 合金而言，当Cu含量高于大约1. 5%时，不会形成Mg2Si相。 (iv) 在大约525°C下，会与P-Al5FeSi片晶一起形成枝晶间的(有时称作"大块"或 "块状"）CuA12相。 (v) 在大约507°C下，形成&^12与散布的a-Al的共晶体。在Mg存在下，在此温度下 也形成Q相（Al5MgsCu2Si6)，通常具有超细共晶结构。
[0047] Si 添加 硅向铸铝合金提供若干优点，其中大多数无论是否改性都存在。硅的第一个和可能最 重要的益处在于其降低与熔体的冻结相关的收缩量。这是因为，固体硅由于其非密排的晶 体结构而不如沉淀出固体硅的Al-Si液体溶液致密。公认的是，收缩率几乎与硅