具有独特微结构的过共晶铝‑硅铸造合金的制作方法

相关申请的交叉引用

本申请是2015年7月6日提交的、美国专利申请号为14/791,646的部份接续申请，而美国专利申请号为14/791,646的申请是2013年3月14日提交的、美国专利申请号为13/828,765的部份接续申请，它们以全文引入的方式并入本文以供参考。

关于联邦政府资助研究和开发领域的申明

不适用。

用光盘递交的引用参考材料

不适用。

背景技术：

铝硅合金的共晶结构早已被研究以确定合金的机械性能，参见美国专利号1,387,900和1,410,461。在研究这种共晶结构80多年之后，本领域技术人员现在理解到：将仅100ppm浓度的钠或锶添加到共晶熔体中改变了共晶硅相的尺寸和形态，导致合金延展性的显著提高。

然而，由于过共晶铝硅合金难以机械加工，且由于初晶硅颗粒尺寸在砂型铸造冷却速度上比在使用金属铸模铸造工艺的冷却速度上大，过共晶铝硅合金没有在很大程度上用于砂型铸造工艺中。结果是，需要控制铸件的微结构以获得可接受的机械加工性。在过共晶合金中获得可接受的机械加工性典型地是通过向合金熔体中添加磷以改善初晶硅颗粒尺寸来完成。但是，磷更易与常用熔融添加物如锶、钠生成磷化物而不与铝反应生成磷化铝。这就成为一个问题，因为磷化铝是过共晶铝硅合金的共晶结构中初晶硅形成的核。相应地，含磷过共晶铝硅合金的共晶结构通常是未变质的。

因此，细化磷、溶液热处理、淬火和老化的过共晶铝硅结构为机械加工性提供基线，然而，该基线对于适合的机械加工性通常需要金刚石工具。相反，共晶铝硅合金和过共晶铝硅合金，其中共晶硅结构用锶或钠添加变质，具有增强的延展性，且易于机械加工。但是，当过共晶合金结构中的变质共晶与未变质结构比较时，锶或钠变质的共晶结构在热处理条件下呈现出与未变质结构几乎相同的机械加工性。据信，这种机械加工性的相同是由于共晶硅相在共晶中作为一个连续相出现，而不论共晶是变质的或未变质的。另外，相比于铸态条件，较易延展的t6或t7热处理条件通常易于机械加工，碱金属特性对机械加工性有相当显著的影响。相应地，不存在可预见提高过共晶铝硅合金的机械加工性的处理。

过共晶铝合金b391(aab391)包括按重量计18至20％的硅用于耐磨、按重量计0.4至0.7％的镁用于增加应力的时效响应，并具有最大量的铁，以及按重量计0.2％的铜用于良好的砂型铸造特性，其是唯一由铝业协会登记的用于砂型铸造的过共晶铝硅合金。按重量计0.2％的最大量铜组成保证了(对任何给定的硅含量)固化范围，即液相线和固相线之间的温差在最小值。相比之下，aa390具有与aab391相同的元素范围，除了aa390具有按重量计4.5％的铜组成。这样，相比于aa390，aab391的窄固化范围首先出现，因为显著更低的铜组成将固相线的熔点提高近100℉。

aab391的窄固化范围很重要，因为密度小于熔融合金的初晶硅不大可能在窄固化范围的合金中沉淀时浮起并分离。aab391的低铁和锰含量是理想的，对于缓慢固化的砂型铸造过共晶铝硅合金尤其具有吸引力。当铁相在缓慢冷却过程中长大时，aab391的机械性能明显退化，因为铁相导致的类似针状形态使机械性能退化。

从历史的观点上，镍是y合金(按重量计4％的铜、按重量计2％的镍、按重量计1.5％的镁，剩余为铝)中的必需元素，镍在第一次世界大战期间得到发展。现今，使用镍以2％和3％之间的镍浓度仅存在于三种铝业协会登记过的合金中。因此，已知在一些铝铜合金中使用镍作为次要组分，如aa242、aa336和aa393，其中，该元素在高温赋予高强度。aa242具有按重量计3.7至4.5％的铜、按重量计1.2至1.7％的镁、按重量计1.8至2.3％的镍、剩余为铝的组成。aa336具有按重量计11至13％的硅、按重量计1.2％的最大量铁、按重量计0.5至1.5％的铜、按重量计0.7至1.3％的镁、按重量计2.0至3.0％的镍，剩余为铝。类似地，aa393具有以下过共晶组成：按重量计21至23％的硅、按重量计1.3％的最大量铁、按重量计0.7至1.1％的铜、按重量计0.7至1.3％的镁、按重量计2.0至2.5％的镍，剩余为铝。

另外，四十多年前，有相当的兴趣在单向固化的、作为纤维增强材料特别是用于高温应用的al-nial3共晶中。具体参见b.k.agrawal,meta6,152605，在l.f.mondolfo的书《铝合金：结构和特性》的339页(巴特沃斯出版公司，1976年)，通过定向凝固可以使共晶与nial3纤维对齐生长方向进行晶化，纤维之间的间隔取决于凝固速度。相同的文献表明添加钡、铈和铯至单向固化的al-nial3共晶将固化模式从集落状改变成树枝状。还知道，高温淬火之后的熟化不产生有实际应用的二元al-ni合金的硬化。

但是，添加浓度接近6％的镍至铝硅镁铸造合金、铝硅铜铸造合金、铝硅铜镁合金中或铝铜铸造合金中尚无研究。这是因为已知添加按重量计2％或更少的镍在一些铸件中已经具有降低热脆性的效果，也具有降低热膨胀系数的效果。

另外，美国专利号6,168,675公开了具有按重量计2.5至4.5％的镍的过共晶铝硅合金，但是它具有按重量计最大量达1.2％的很高锰含量和按重量计最大量达1.2％的很高铁含量。该合金用于压铸工艺或永久模铸造工艺以制造车辆盘式制动器组件。由于高锰和铁含量，该合金具有很高的较重金属含量，这需要高保持温度以预防较重金属脱出。另外，高锰含量是必需的，以在环境温度和高温下将类似针状的β铁铝相调整至α铁铝相，并增加屈服强度、抗拉强度和延伸率。尽管高锰和铁含量的合金被赋予这些特性，美国专利6,168,675的合金仍不适合类似砂型铸造、消失模铸造或熔模铸造的慢冷却工艺，因为会形成大的类似针状的铁相颗粒，甚至具有高含量锰，从而在固化过程中妨碍供料，这将导致增加的多孔隙度水平和降低的延展性水平。

砂型铸造工艺正越来越多地被用于铸造复杂的金属产品。砂型铸造程序包括消失模铸造、带压力消失模铸造、湿型铸造、粘合砂型铸造、精确砂型铸造和熔模铸造。也许这些铸造类型中最有益和经济的是带压力消失模铸造。这种方法公开于美国专利6,763,876中，标题为：使用外部压力进行金属物品消失模铸造的方法和设备，其主题并入本文以供参考。上述讨论的所有内容不意味着，如果初晶硅颗粒尺寸是小的且共晶被变质，含镍或不含镍的压铸合金不能被制得更具机械加工性，这迄今为止还未被证实。

技术实现要素：

本发明的一个实施方案涉及一种具有改进的机械加工性的过共晶铝硅合金，添加了镍，基本上由以下组成：按重量计18至20％的硅、按重量计0.3至1.2％的镁、按重量计3.0至6.0％的镍、按重量计最大量为0.6％的铁、按重量计最大量为0.4％的铜、按重量计最大量为0.8％的锰、按重量计最大量为0.5％的锌、剩余为铝。本发明合金中镍含量可以调整至按重量计4.5％至6％组成，基本上不含铁和锰。本发明的合金具有附加的优势，尤其是当相比于含铜过共晶铝硅合金时。这些优势包括在十个大气压的等静气体压力下通过al-nial3共晶结构的改进的缩松补缩和含盐水的潮湿垫片接头的微结构中组分在微米级别上改进的电偶兼容性(在al-ni电偶上)。

本发明公开了一种过共晶合金成分，在固化时历经alnial3共晶反应，包括在慢速冷却(与压铸工艺的快速冷却相反)下产生由共晶硅相、共晶al-nial3相和共晶al相组成的三元共晶，这类似于共晶nial3相的“汉字(chinesescript)”状紧密的、块状形态，而不是细长的针状形态。该微结构形态嵌入围绕着初晶硅的共晶中，勾画和分隔了初晶硅颗粒，同时穿过共晶提供半连续的断裂路径，这为通常难以机械加工的过共晶铝硅合金提供了良好的机械加工性。另外，重要的是，本发明的合金基本上不含铁和锰，因为如果微结构中有铁相和锰相，它们会阻塞枝晶间通道且妨碍补缩，甚至当提供十个大气压的等静压时降低机械加工性。

因此，nial3汉字状紧密的、块状形态存在于本发明合金的整个微结构中，以增强机械加工性并有助于改进的高温特性。该发现颇为令人吃惊，因为通常增强机械加工性的微结构特征，如钢铁中的硫化物，也降低机械性能。

本发明的过共晶铝硅合金也在发动机部件如发动机缸体、发动机缸盖和活塞的消失模铸造工艺中具有预期的应用，尤其是这些发动机部件用在盐水中，因此在环境温度和高温两种情况下均需要高耐腐蚀性和高机械性能(通过低孔隙度水平)。

因此，本发明的过共晶铝硅砂型铸造合金基本上由以下组成：按重量计18-20％的硅、按重量计0.3-1.2％的镁、按重量计3.0-6.0％的镍、按重量计最大量为0.8％的铁、按重量计最大量为0.4％的铜、按重量计最大量为0.6％的锰、按重量计最大量为0.5％的锌、剩余为铝。可替代的，铜含量可以为按重量最大量为0.2％的铜，铁含量可以为按重量计最大量为0.6％的铁，锌含量可以为按重量计最大量为0.1％的锌。可替代的，本发明的铝硅砂型铸造合金可以基本上由以下组成：按重量计18-20％的硅、按重量计0.3-0.7％的镁、按重量计3.0-6.0％的镍、按重量计最大量为0.2％的铁、按重量计最大量为0.2％的铜、按重量计最大量为0.3％的锰、按重量计最大量为0.1％的锌、剩余为铝，其中，合金使用带压力的消失模铸造工艺砂型铸造。进一步可替代的，本发明的过共晶铝硅合金可以基本上由以下组成：按重量计18-20％的硅、按重量计0.3-1.2％的镁、按重量计4.5-6.0％的镍、按重量计最大量为0.8％的铁、按重量计最大量为0.4％的铜、按重量计最大量为0.6％的锰、按重量计最大量为0.5％的锌、剩余为铝。

当本发明的过共晶铝砂型铸造合金被铸造时，砂型铸造工艺选自以下砂型铸造程序：消失模铸造、带压力消失模铸造、湿型铸造、粘合砂型铸造、精确砂型铸造或熔模铸造。

在一个实施方案中，本发明的过共晶铝硅砂型铸造合金具有初晶硅颗粒嵌入由共晶si、共晶nial3和共晶al组成的三元共晶中的t6热处理微结构，且基本上没有以汉字状紧密的、块状形式的未固溶的mg2si相和cu3nial6。在本合金的实施方案中，共晶nial3相的量在按重量计5％和15％之间，进一步的在按重量计5％和14.3％之间。另外，共晶cu3nial6相以小于按重量计1％存在。

如前面提及的，本发明的过共晶铝硅砂型铸件的镍组成可以变窄成按重量计4.5-6.0％的镍。如果使用这种组成，合金具有t6热处理的微结构，其中初晶硅颗粒嵌入al-si和al-nial3的共晶中，且该微结构通常没有汉字形式的未固溶的mg2si相和cu3nial6，而共晶nial3相的量大于按重量计10％。

可以对过共晶铝硅砂型铸造合金组成进行附加的调整。具体地，铁含量可以低至按重量计最大量为0.2％的铁；铜含量可以低至按重量计最大量为0.2％的铜；锰含量可以低至按重量计最大量为0.3％的锰；镁含量可以调整至按重量计0.75-1.2％。另外，按重量计高达2％的镍可以用按重量计高达2％的钴替代。还有，晶粒或硅细化元素可以添加至合金。优选地，颗粒或硅细化元素为钛或者磷。

当本发明的过共晶铝硅砂型铸造合金使用带压力消失模铸造工艺进行铸造时，合金优选基本上由以下组成：按重量计18-20％的硅、按重量计0.3-0.7％的镁、按重量计3.0-6.0％的镍、按重量计最大量为0.2％的铁、按重量计最大量为0.2％的铜、按重量计最大量为0.3％的锰、按重量计最大量为0.1％的锌、剩余为铝。该合金可进一步包括按重量计0.005％-0.1％范围内的磷，用于细化目的。优选地，根据其内容并入本文以供参考的美国专利6,763,876的程序，压力被施加于熔融金属铸造。最优选地，压力是在将熔融液体金属源连接至聚合物泡沫模的聚合物泡沫浇注体系烧蚀之后，但是在熔融金属完全烧蚀聚合物泡沫模之前施加。压力在5.5-15大气压范围内以快于1大气压每12秒的速率施加。聚合物泡沫模可以具有几乎任何构造，但是，是为了利用本发明的改进的电偶兼容性，模最优选为盐水环境中运转的发动机中使用的发动机缸盖、内燃机活塞，或发动机缸体。用本发明中的过共晶铝硅砂型铸造合金铸造的内燃发动机缸体表现出小于0.5％的孔隙度水平。

所得的铸态消失模微结构包括嵌入铝-硅共晶混合物中的初晶硅颗粒，其中共晶硅相为未变质的且存在铝-nial3共晶，进一步的，其中nial3相包括在合金上赋予改进的机械加工性的汉字状紧密的、块状形态。具体地，如果nial3相的重量百分数超过原铝硅相的重量百分数，合金在机械加工工艺中为改进的机械加工性提供了低能量断裂路径。当镍组成从按重量计3％提高至按重量计6％的镍时，合金的机械加工性线性提高，因为共晶中的nial3的重量百分数相应地从7％提高至14％。当本发明的过共晶铝硅砂型铸造合金使用美国专利6,763,876的铸造工艺铸造时，合金在典型砂型铸造冷却的速率进行冷却。这种合金的微结构比如果该合金使用压铸工艺铸造表现出较少的结晶偏析，并且有利地是，孔隙度水平通常小于1％。

据预期，本发明的过共晶铝硅合金可以用于其他类型铸造工艺。如果是这种情况，镍组成应为按重量计4.5-6.0％的镍，相应地按重量计最大量为0.8％的铁组成。这种合金可以用于压铸工艺中或者永久模铸造工艺中或者带砂芯的半永久模铸造工艺中，以及前文描述的砂型铸造工艺中。这种合金具有初晶硅颗粒的t6热处理微结构，初晶硅颗粒嵌入共晶si、共晶nial3和共晶al的三元共晶中，这种结构没有汉字状紧密的、块状形态形式的未固溶mg2si相和cu3nial6。共晶nial3相的量在按重量计5％和15％之间，nial3相具有汉字状紧密的、块状形态。

在其他实施方案中，按重量计0.03-0.2％的锶可以添加至合金。在一个这样的实施方案中，合金包括按重量计18-20％的硅；按重量计3-6％的镍；和按重量计0.03-0.20％的锶，合金基本上不含铁、铜和锰，这样没有铁、铜和锰的正添加被添加，但是，应认识到可能存在杂质。在另一个实施方案中，合金基本上由以下组成：按重量计18-20％的硅、按重量计3-6％的镍、按重量计0.3-1.2％的镁、按重量计0.03-0.20％(可替代地0.03至0.18％)的锶，剩余为铝，其中合金基本上不含铁、铜和锰。合金避免了铸模焊接，具有初晶硅颗粒在尺寸上小于20微米的微结构，且具有大于2％的延伸率。

其他具有锶添加的实施方案允许高达按重量计0.4％的铁，按重量计0.01至1.0％或按重量计0.01至1.2％的铁。另外，这些含有锶的实施方案可以用按重量计0.1％-2.0％的钴替代按重量计0.1％-2.0％的镍。还有其他的实施方案设计一种合金，包括以下组成：按重量计14-20％的硅；按重量计0.03-0.20％的锶；按重量计0.1-1.2％的铁；合金基本上不含铜(例如小于按重量计0.20％)和锰(例如小于按重量计0.30％)，这样没有铜的正添加被添加，但应认识到可能存在至上文提及的示例性水平的杂质。按重量计0.40-0.70％的镁可添加至本实施方案的合金中。合金基本上不含铜和锰，避免了铸模焊接，具有初晶硅颗粒在尺寸上小于20微米的微结构，且具有大于2％的延伸率。另外，镍组分可以为零或者按重量计3-6％的镍。如本文中所解释的，本实施方案的合金，有或者没有镍，由于其基本上不含铜，因此具有高固相线温度和窄固化，有助于初晶硅更均匀分布的以及更有效的耐磨性。

在其他的实施方案中，公开了一种过共晶高压压铸铝硅合金，具有以下组分：按重量计16％至23％的硅、按重量计0.01％至1.5％的铁、按重量计0.01％至0.6％的锰、按重量计0.01％至1.3％的镁、按重量计0.05％至0.20％的锶，剩余为铝。该合金也可包括按重量计0.01％至4.5％的镍，但是镍组成也可以被排除在外。铁组成可以调整至按重量计0.01％至0.7％的铁，或按重量计0.01％至0.2％的铁。锰组成可以调整至按重量计0.01％至0.5％的锰。锶组成可以调整至按重量计0.05％至0.1％的锶。当在高压压铸冷却速度冷却时，该实施方案表现出重要的结构和微结构优势。具体地，结构优势包括至少2％的延伸率，大于250mpa的平均极限抗拉强度和大于200mpa的屈服强度。该高压压铸铝硅合金的微结构具有大于10％的初晶硅体积含量，在一个实施方案中在10％至20％之间，变质的铝-硅共晶的体积含量在45％至90％之间，微结构的其余部分为原铝。微结构优势包括初晶硅的体积含量被离异共晶铝包围，初晶硅的体积含量被含纤维状共晶硅相的变质共晶包围，树枝状的原铝具有小于15μm的平均枝晶臂间距。包括围绕着铝树枝晶的变质共晶的原铝的体积含量大于初晶硅的体积含量。另外，原铝枝晶臂间距大于平均硅颗粒尺寸。

所有锶添加的实施方案为压铸合金，可以压铸同时避免使用任何压铸工艺包括高压压铸(hpdc)的铸模焊接。

附图说明

图1示出了二元al-si相图。

图2为al-si-nial3三元体系三相平衡的三元相图。

图3为充分退火(在1000℉100小时)的过共晶无镍al-si合金的应力/应变曲线。

图4为拉伸试片铸造在永久铸模中的“铸态”磷细化的、不含锶的过共晶铝硅合金的微结构。

图5为拉伸试片铸造在永久铸模中的“铸态”磷细化的、含镍但不含锶的过共晶铝硅合金的微结构。

图6为图4的拉伸试片铸造在永久铸模中的充分退火(在1000℉100小时)的“铸态”磷细化的、不含锶的过共晶铝硅合金的微结构。

图7为图5的拉伸试片铸造在永久铸模中的充分退火(在1000℉100小时)的“铸态”磷细化的含镍但不含锶的过共晶铝硅合金的微结构。

图8为本申请含有0.05％锶的合金的微结构，表现出高度细化的初晶硅微结构，初晶硅体积含量接近20％，或接近传统过共晶al-si合金的两倍，初晶硅被离异共晶铝相围绕；变质的共晶围绕原铝树枝状晶；原铝的体积含量大于初晶硅的体积含量。

图9为通过重力浇注100克熔融的但仅添加有0.016％锶的aa391合金入永久铸模中制得的纽扣型分光仪样品(直径6.5cm、厚度7mm)的微结构，初晶硅颗粒尺寸为100微米。

图10为通过重力浇注100克熔融的但仅添加有0.030％锶的aa391合金入永久铸模中制得的纽扣型分光仪样品(直径6.5cm、厚度7mm)的微结构，与图8的微结构不同。

图11为al-si-fe体系的三元相图，以角度c显示液体的表面。

图12为通过重力浇注100克熔融的添加有按重量计0.04％锶的本发明熔融合金制得的纽扣型分光仪样品(直径6.5cm、厚度7mm)的微结构。

图13为通过重力浇注100克熔融的添加有按重量计0.06％锶的本发明熔融合金制得的纽扣型分光仪样品(直径6.5cm、厚度7mm)的微结构。

图14为通过重力浇注100克熔融的添加有按重量计0.09％锶的本发明熔融合金制得的纽扣型分光仪样品(直径6.5cm、厚度7mm)的微结构。

图15为通过重力浇注100克熔融的添加有按重量计0.18％锶的本发明熔融合金制得的纽扣型分光仪样品(直径6.5cm、厚度7mm)的微结构。

图16为通过重力浇注100克熔融的添加有按重量计0.05％锶和按重量计4％镍的本发明熔融合金制得的纽扣型分光仪样品(直径6.5cm、厚度7mm)的微结构。

图17为显示图8所示微结构的合金固化顺序的铝硅相图。

图18为高压压铸的承载盘铸件的微结构，具有按重量百分比计的以下组分：20.4％si、0.65％mg、0.26％fe、0.07％cu、0.04％mn、0.022％sr，剩余为al。

图19为二元al-ni相图。

发明详述

本发明的过共晶铝硅砂型铸造合金优选地具有按重量百分数计的以下组成：18-20％的硅、0.3-1.2％的镁、3.0-6.0％的镍、最大量为0.8％的铁、最大量为0.4％的铜、最大量为0.6％的锰、最大量为0.5％的锌，剩余为铝。可替代的，铜含量可以为按重量计最大量为0.2％的铜，铁含量可以为按重量计最大量为0.6％的铁，锌含量可以为按重量计最大量为0.1％的锌。

本发明的过共晶铝硅砂型铸造合金可以具有按重量计4.5-6.0％的较窄镍含量；最大量为按重量计0.2％的较窄铁含量，最大量为按重量计0.2％的较窄铜含量，最大量为按重量计0.3％的较窄锰含量和按重量计0.75-1.2％的较窄镁含量。此外，高达按重量计2.0％的镍用高达按重量计2.0％的钴替代，可以添加晶粒细化元素如钛或磷。

本发明的合金可以使用已知的砂型铸造程序来进行砂型铸造，如：消失模铸造、带压力消失模铸造、湿型铸造、粘合砂型铸造、精确砂型铸造或熔模铸造。如果过共晶铝硅合金使用带压力消失模铸造工艺铸造，合金可具有按重量百分比计的以下组成：18-20％的硅、0.3-0.7％的镁、3.0-6.0％的镍、最大量为0.2％的铁、最大量为0.2％的铜、最大量为0.3％的锰、最大量为0.1％的锌，剩余为铝。有益的带压力消失模铸造工艺描述于美国专利6,763,876中。如果磷作为细化剂添加，磷应该以按重量计0.005％-0.1％的范围添加至组合物中。

可替代的，本发明的过共晶铝硅合金可具有按重量百分比计的以下组成：18-20％的硅、0.3-1.2％的镁、4.5-6.0％的镍、最大量为0.8％的铁、最大量为0.4％的铜、最大量为0.6％的锰、最大量为0.5％的锌，剩余为铝。该合金合适用于压铸、永久模铸造、带砂芯的半永久模铸造、以及上文提及的传统砂型铸造工艺中。该可替代合金可以调整至包含按重量计0.3-0.7％的镁、按重量计最大量为0.6％的铁、按重量计最大量为0.2％的锰、按重量计最大量为0.2％的铜和按重量计最大量为0.1％的锌。另外，高达按重量计2％的镍可以用高达按重量计2％的钴替代。还有，组成可以调整至包含按重量计0.75-1.2％的镁或按重量计最大量为0.2％的铁。

在另一个替代性实施方案中，本发明的过共晶铝硅合金可以具有按重量百分比计的以下组成：18-20％的硅、0.3-1.2％的镁、3-6％的镍、0.03-0.20的锶，剩余为铝，其中合金基本上不含铁、铁、铜和锰。换言之，没有铁、铜和锰的正添加被添加，但铸造原料中可能存在杂质。如美国专利号7,666,353(并入本文以供参考)中描述的，0.03-0.20％的锶添加在任何压铸工艺包括高压压铸(hpdc)中预防磨具焊接至压铸冲模。在此，令人吃惊地发现，按重量计0.03-0.20％的锶添加至具有18-20％的硅、按重量计3-6％的镍和按重量计0.3-1.2％的镁而基本上不含铁、铜和锰的过共晶合金中避免了铸模焊接。这种压铸合金也允许易延展的压铸，所得的铸件表现出比任何其他过共晶铝硅合金高的延伸率。具有锶添加的该过共晶合金还表现出镍添加提供增强的机械加工性的明显优势。

在其他实施方案中，过共晶压铸合金可具有按重量计0.05-0.10％的锶。该合金也可具有按重量计4.5-6.0％的镍组分。还有，按重量计0.1-2.0％的镍组分可用按重量计0.1-2.0％的钴替代。

在又一个其他实施方案中，提供了一种过共晶压铸合金，包括按重量计18-22％的硅、按重量计0.03-0.20％的锶、按重量计3-6％的镍、按重量计最大量为0.4％的铁，剩余为铝。在其他实施方案中，铁组分为按重量计0.01-0.40％的铁。在其他实施方案中，镍组分可以为按重量计4.5-6.0％的镍。再次的，按重量计0.1-2.0％的镍组分可用按重量计0.1-2.0％的钴替代。这种合金除了杂质外基本上不含铜和锰。

在进一步实施方案中，该合金包括按重量计14-20％的硅、按重量计0.03-0.20％的锶、按重量计0.1-1.0％的铁，剩余为铝，合金基本上不含铜(例如小于按重量计0.20％)和锰(例如小于按重量计0.30％)，这样没有铜的正添加被添加，但应认识到，可存在至上文提及的示例性水平的杂质。按重量计0.40-0.70％的镁可添加至该实施方案的合金中。另外，镍组分可为零或者为按重量计3-6％的镍。

令人意外地发现，包含按重量计0.03-0.20％锶的上文提及的合金产生了具有高度细化的初晶硅颗粒的过共晶铝硅微结构。在本发明之前，过共晶铝硅合金的微结构倾向于易碎的，因为需要磷作为小初晶硅颗粒尺寸的核，且锶不能用来调整这些共晶硅因为磷和锶会相互反应。另外，通常认为，以低于0.03％的水平添加锶已知可以引起初晶硅颗粒尺寸的增大，且在机械加工过程中，所有初晶硅颗粒会破裂并导致质量很差的铸件。本申请令人吃惊地发现，如果锶以按重量计0.03％-0.20％的范围内添加至过共晶铝硅合金，几乎所有的初晶硅合金分解成不规则、尺寸小于30微米的小初晶硅颗粒。所得的铸件在铸态中表现出大于2％的延伸率，因为初晶硅和共晶硅均分别地、出乎意料地被细化成小初晶硅颗粒尺寸，且共晶硅通过按重量计0.03-0.20％的锶添加从针状形态变质至纤维形态。与这些显著变化相结合，非平衡的原铝树枝晶出乎意料地以有效的体积含量出现在微结构中，其次级枝晶间距(das)小于15μm。共晶结构被如此好地变质以至于共晶si和共晶al在100x倍放大显微镜下不能被分辨。通过添加按重量计3-6％的镍，进一步增强了上文提及的合金的机械加工性。

现转向图4-7，其中展示了0.5英寸直径、2英寸计量长度拉伸试片的微结构，拉伸试片在标准拉伸试片铰接式永久铸模中制作。在将熔融金属重力倾倒至模的过程中，铰接模关闭，拉伸试片铸件的拔出通过在拉伸试片固化之后打开铰接模完成。标准拉伸试片铰接式永久铸模中的冷却速度估算为29℃/秒，与图9-10和12-16中100克纽扣分光仪试样中的冷却速度大致相同。

图4-7为在永久铸模中铸造成拉伸试片的“铸态”含磷细化和无锶过共晶铝硅合金的微结构。图4和图6示出了具有以下具体组成的合金：20％si；1.1％fe；0.55％mg；且基本上不含铁、铜和锰(测定为0％的fe、0.08％的cu、0.25％的mn)。图4和图6的显微图之间的区别为，图4显示了“铸态”合金，而图6显示了在1000℉100小时充分退火的合金。图5和图7显示了与图4和图6相同合金的微结构，但是具有4％镍添加。相似地，图5和图7的显微图之间的区别为，图5显示了“铸态”合金，而图7显示了在1000℉100小时充分退火的合金。贯穿图4至图7相同的是初晶硅形态形状是规则的(即硅多边形具有4至6个面)，平均初晶硅颗粒尺寸为大约30微米，因为合金被磷处理以细化初晶硅颗粒尺寸，共晶中的共晶硅形态在两个铸态微结构中为针状的或未变质的。另外，当相比于“铸态”样品中的初晶硅，充分退火样品中的初晶硅的边缘已经被100小时1000℉弄圆，该热处理已经产生在形状形态学上为球型的共晶硅。上述磷处理的微结构是本发明锶处理微结构对比的基线。

图4的无镍合金显示了30.0ksi(或207mpa)的uts、27.0ksi(或186mpa)的屈服强度和0.5％的延伸率。图5的含镍合金显示了32.2ksi(或222mpa)的uts、28.7ksi(或198mpa)的屈服强度和0.5％的延伸率。在400℉(或205℃)，不含镍合金的屈服强度从27ksi(或186mpa)降至22ksi(或155mpa)，但含镍合金不降低，仍保持在28.0ksi(或193mpa)。图6中显示了无镍合金在充分退火条件(在1000℉100小时)下以热产生最佳延伸率，产生了17.5ksi(或121mpa)的uts、12.0ksi(或83mpa)的屈服强度以及1.7％的延伸率。图7的含镍合金当在1000℉100小时充分退火时，显示了18.0ksi(或124mpa)的uts、12.3ksi(或85mpa)的屈服强度和1.7％的延伸率。相应地，充分退火的样品产生了本发明含锶压铸合金的延伸率基线。

对于高压压铸工艺，理想的初晶硅尺寸为20微米。理想的微结构需要初晶硅被磷细化。也就是说，它需要产生很多的磷化铝成核位置和压铸的快速冷却速度(即80c/秒)。产生一个问题，由于磷化锶或磷化钠化合物在热动力学上比磷化铝更稳定，因此如果熔体中存在浓度比磷高的锶或钠，会出现初晶硅快速粗化。另外，50微米初晶硅颗粒尺寸的颗粒通常在机械加工过程中大量破裂。这样，高压压铸中，25-35微米颗粒尺寸是目标。

图4中，初晶硅颗粒尺寸为20至60微米，平均大约30微米。共晶硅形态为针状(或未变质的，且因此不是纤维状的或变质的)。300ppm磷引起硅在产生的很多磷化铝(alp)颗粒中的每一个上单一成核，这导致初晶硅颗粒的规则形状形态。相比于高压压铸工艺，永久铸模上的涂层减慢了铸件的冷却，导致了大约30微米的平均初晶硅颗粒尺寸和0.5％的延伸率。

通过添加按重量计4％的镍至图4的合金，获得了图5的微结构。初晶硅颗粒具有块状规则形态且初晶硅颗粒尺寸为20至60微米，平均约30微米。共晶硅形态为针状(不是变质的或纤维状的)，且三元共晶nial3相(主要位于靠下的右手角落)不是初生nial3相。磷导致硅在产生的alp颗粒上单一成核和规则形状的颗粒。再次地，相比于高压压铸工艺，永久铸模上的涂层减慢了铸件的冷却，导致了大约30微米的平均初晶硅颗粒尺寸和0.5％的延伸率。

现在转向图6和图7，图7中的含镍合金具有比图6中的不含镍合金中的共晶硅颗粒明显小的共晶硅颗粒。但是，更为重要的是对于图7中的含镍合金，共晶nial3颗粒比共晶硅颗粒小，比图6中的不含镍合金中的共晶硅颗粒小更多。这在微结构上十分重要，因为显然地，在1000℉100小时，该温度高的足以分解共晶硅相和共晶nial3相两者，引起共晶硅相的生长但不引起共晶nial3相的生长。结果是，含镍合金具有较高的温度特性。

机械特性被报告在本申请全文中。图3示出了当进行拉力试验时产生的典型图。更具体地，图3为充分退火(在1000℉100小时)的无镍合金的应力应变曲线。以ksi为单位的应力在垂直轴被确定，应变％在水平轴被确定。红线的斜率为弹性模量，而偏移0.20％的蓝线的斜率与应力应变曲线相交点为屈服强度。拉伸试片断裂处的应力为极限最大抗拉强度(或uts)。

这些结果中还有其他重要意义，在1000℉100小时足以分解提高机械特性的共晶nial3相，但不足以分解大得多的初生nial3相。相应地，本发明的具有锶的含镍合金，它在微结构中具有三元共晶nial3相但在微结构中没有初生nial3相，这种合金在多种不同类型铸造中具有重要的潜在应用。

当锶以按重量计0.03至0.2％的范围内添加至合金时，产生了其他意想不到的结果。图8显示了拉伸试片的“铸态”微结构，该拉伸试片从具有以下具体组成的铸造发动机缸体提取：按重量计19.2％的si；按重量计0.05％的sr；按重量计0.7％的铁和按重量计0.46％的mg，剩余为铝。该合金基本上不含铜和锰(测定为0.09％cu和0.24％mn)且仅有附带量的镍以按重量计0.05％的镍被发现。来自铸件的3个试样测试显示了38.1ksi(263mpa)的平均uts，30.0ksi(207mpa)的屈服强度和2.1％的延伸率，这是典型过共晶al-si合金0.5％延伸率的四倍，比充分退火的传统过共晶al-si合金的延伸率长。

在图8中，初晶硅的形式出乎意料地不是“规则的”，而是更小且不规则的，这表示更好的机械加工性条件，因为初晶硅被细化且尺寸小，平均尺寸小于10微米或比高压压铸中传统磷细化的初晶硅中期望的最好结果还小。还有，存在大比例的初晶硅用于高耐磨性。另外，共晶被出乎意料地、最大可能地通过很大的过冷进行变质，这为原铝树枝晶产生了10微米或更小的次级枝晶臂间距(sdas)，以及原铝树枝晶和纤维状变质共晶硅明显更高的体积含量，原铝树枝晶和纤维状变质共晶硅不能溶于离异初晶硅颗粒团簇之间的共晶中。

典型地，过共晶al-si合金的初晶硅相不容易被合金中存在的杂质成核。结果是，将磷添加至永久铸模铸件的过共晶ai-si合金熔融体中，在压铸中非常频繁地用于成核。如上文提及的，磷(以约100至500ppm的量)与液体铝反应以形成alp，alp具有非常类似于硅的晶体结构，用作有效的异质成核剂。然而，磷化锶和磷化钠是比磷化铝更稳定的化合物，因此，当锶或钠添加至熔融体时，应预期到初晶硅的粗化。

图9中的微结构显示了这种推理可接受的科学逻辑(即，添加锶增加了初晶硅的尺寸)。通过添加0.016％的锶，初晶硅的尺寸大小增至三倍。图9显示了低于按重量计0.03％的锶，过共晶合金具有规则的块状初晶硅颗粒尺寸形态，尺寸为90微米。如图9中所示，引起过共晶合金如a356变质所需的典型的锶水平使初晶硅粗化，但是初晶硅保持其块状规则形态。相比较于图4-7中产生的磷细化的30微米尺寸的具有0％锶的初晶硅没有表现出共晶硅的化学变质，在0.016％锶时，实现了共晶硅相的变质，且初晶硅形态保持其块状规则形状形态，但付出了巨大代价，这里的初晶硅尺寸大于3倍，90微米，且延伸率仍为0.5％或更小。事实上，从0.001％至正好低于0.03％添加锶增加了初晶硅颗粒的尺寸，如图9中所示。这样，一个本领域普通技术人员会预期初晶硅尺寸随着锶添加增加持续增加。然而，令人吃惊地发现，如图8、10和12-16中显示的，当锶添加为按重量计0.03％和更高时，好像爆炸了一般，初晶硅破碎并分解成更小的初晶硅颗粒尺寸，具有不规则的形状形态，共晶硅被变质。

如图8中所看到的，随着按重量计0.05至0.2％的锶添加，显微图显示了具有细化的初晶硅颗粒尺寸小于15微米的微结构。这几乎是用磷细化的初晶硅的传统压铸中产生的最好硅颗粒尺寸的一半。与图9中具有0.016％锶的微结构不同，图8中的微结构显示了单个的初始初晶硅颗粒似乎被分裂成4或5片小于15微米的更小片。此外，本发明合金显示了具有本质上为纤维状的共晶硅形态的变质共晶。细化初晶硅和变质共晶硅的结合迄今为止还没有在生产铸件中被提出，其是产品部件中的延伸率超过2％延伸率的原因，即，为无锶传统过共晶ai-si合金延伸率的4倍。

另外，在典型的具有18-20％硅的过共晶391合金中，以共晶凝固的合金的平衡重量含量为大约91％。这比以初晶硅固化的大约9％高很多。本发明中，具有锶的共晶中的共晶硅的变质对表示91％合金重量的微组成比对表示9％合金重量的用磷细化的初晶硅的影响大得多。这个10比1的比率推进共晶中共晶硅的变质，至少就关注的拉伸性能而言，不止可以补偿预期的初晶硅相的大量粗化。当共晶硅按照本发明进行变质时，本发明人发现了uts(25％)、屈服强度(10％)、延伸率(400％)和质量指标(250％)的显著增加。然而，本领域技术人员将认识到，如果不使用压铸工艺，且如果没有使用具有三元共晶nial3相的4％镍合金，粗化的初晶硅的机械加工性更成问题。

图10和12-16还显示了可见的共晶团，因为共晶团边界看上去由亚微米尺寸的al4sr颗粒装饰。最小的共晶团尺寸为约65微米，最大的约为200微米，而平均约为100微米。在不断变化的共晶变质理论中，当前被接受的理论是，根据s.d.mcdonald在他2002年七月出自澳大利亚布里斯班昆士兰大学的博士论文，共晶硅变质伴随着过共晶al-si合金的共晶团尺寸的十倍增加。然而，该共晶团尺寸仅可以在过共晶al-si-cu[-fe]中被看见，其中共晶团边界由cual2相或者al5fesi相的β片晶装饰。这样，过共晶al-si合金的被接受的变质理论直至2002年在任何技术解释中没有提及共晶团尺寸，因为共晶团尺寸的证据在2002年前没有被发现，且仅在观察al-si合金中的过共晶团晶粒的十分特别的技术得以发展之后。如图11中所示的al-si-fe体系的三元相图显示，如果铁为1％或者更高且硅为13％，过共晶al-si-fe合金中的al5fesi相的β片晶可以被解释，但是它们不可能在更高的硅过共晶合金中形成。三元相图说明δ铁相可在具有多于14％或更高si的al-si中沉积，但是这还未被报道过。图11的相图显示在1％fe和14％si，如果铁小于1％，β铁al5fesi和δ铁相不能形成。这说明装饰共晶团的相为al4sr，通过消除工艺。

永久铸模铸件试样中的可见共晶团被提及是因为没有专门的技术用来观察图10和12-16中的共晶团。微结构为简单打磨的样品不需要强化。应相信，这种在图10和12-16中非常清晰地装饰共晶团边界的小样品最有可能为al4sr相颗粒。另外，在这些图中可以清晰看到的共晶团为具有多于0.03％锶、在29c/秒冷却的样品，与小的破碎不规则形状硅颗粒和变质的共晶结构有关。但是，当相比于图8时，明显有两个重要发现。首先，图10中不存在过冷的、非平衡的原铝相。其次，(图10和12-16中)不存在非常小的初晶硅相，这在图8中在60或更高的℃/秒冷却的高压压铸块的微结构中清晰可见，该冷却速度大于纽扣分光仪样品冷却速度的两倍。相比于图9或10和12-16中的永久铸模微结构，图8中高压压铸微结构的更近的观察是，据信为al4sr相在图8中没有但在其他列举的图中存在，说明需要高压压铸的冷却速度去抑制推断的al4sr相的沉积。在砂模铸造较低的冷却速度，含0.03％sr或更高的纽扣分光仪样品的微结构具有图10和12-16中所示的初晶硅颗粒的大树枝状形态，而图8中具有小的不规则形状的初晶硅颗粒，进一步说明列举的微结构是冷却速度依赖的，且压铸冷却速度产生优选的微结构。

为了具体，图8-10和12-16中所示的过共晶铝硅合金的具体组成提供于下表1中。应注意，组成代表正添加至合金而不是来自原材料金属的杂质。另外，所有合金包含铝作为剩余组成。

根据本发明制作的合金的结果是带有大量初晶硅颗粒的复杂微结构，初晶硅颗粒具有小于15微米的颗粒尺寸。此外，共晶结构被变质，微结构中的原铝相具有小于15微米的次级枝晶臂间距。另外，初晶硅体积含量为约20％(是正常过共晶ai-si合金的两倍)，这些初晶硅颗粒被离异共晶铝包围。变质的共晶包围着原铝树枝晶。包括围绕着原铝的变质共晶的原铝树枝晶的体积含量，大于包括围绕着初晶硅的离异共晶铝的初晶硅的体积含量，铝的次级枝晶臂间距大于初晶硅颗粒尺寸。图8的“铸态”样品的本发明的合金也具有2.1％的延伸率，这是“铸态”传统过共晶al-si合金的0.5％典型延伸率的四倍。该延伸率也高于在充分退火的传统过共晶ai-si合金中可以获得的延伸率。在较高的温度下，例如400℉，含镍合金具有较高的机械性能。

本发明合金可具有初晶硅颗粒的t6热处理微结构，初晶硅颗粒嵌入al-si或al-si-nial3的共晶中，本发明合金通常不含未固溶的汉字状紧凑的块状形式的mg2si相和cu3nial6。本发明的过共晶铝硅合金具有压铸工艺的预期用途，以铸造发动机部件如发动机缸体、发动机缸盖和活塞，尤其是当这些部件用在需要高耐腐蚀性的盐水中时。本发明合金在环境温度和高温下均提供高机械性能(通过低孔隙度水平)。

获得高耐腐蚀性和低孔隙度水平需要低铜含量的合金组成。铜在铝中可大量溶解，在二元al-si共晶温度达到5.65％，结果是，铜对铝耐腐蚀性的破坏程度大于元素周期表中的任何其他普通元素。含铜铝硅合金在原铝相沉积之后的固化过程的后期在低温沉积含铜相。该低温、后沉积甚至阻塞了由原铝硅树枝晶产生的枝晶间补缩通道。结果是，用美国专利6,763,876的消失模铸造工艺铸造的含铜铝硅合金典型地包含可由无铜铝硅合金获得的孔隙度水平的十倍。

本发明描述了基于将nial3相引入铝硅共晶微结构的系统工程设计变化。这些设计变化在铝硅共晶中提供了分区，分区增加了机械加工性并在共晶中提供了金属间化合物组成，金属间化合物组成在盐水环境中比铝-镍或铝-硅具有更高的电偶兼容性。

含高铁组成的合金(例如aa336和aa393)的枝晶间通道的阻塞可能发生，因为铁相在固化过程中形成长的、针状相，阻塞了枝晶间通道且使得合金具有高微孔隙度。与此相反，当在压铸冷却速度下的三元反应(液态＞si+al+nial3)中形成时，nial3共晶相的汉字状紧凑的、块相形态是块状的但与铝硅共晶是压实且共混的。显然，在达到三元共晶温度之前，特别是对于高于6％的ni组合物，粗化的nial3原生相开始沉积。这样，如果机械性能尤其是延展性很重要，应避免高于6％的镍含量。三元共晶中的nial3网络，由于其在微米级别上的开放结构，对不包含固体铜相或固体铁相的液体组分是完全渗透的，因此，这种形态不阻碍熔铝的枝晶间补缩。结果是，当用压力增强的高压压铸时，含镍但同时具有低铁和铜的过共晶铝硅合金具有较低的孔隙度水平。

在“铸态”样品的固溶热处理过程中，具有镍的含铜过共晶铝硅合金和具有镍的不含铜过共晶铝硅合金之间存在明显区别。固溶热处理使mg2si和大部分的cu3nial6相溶解，但仅引起硅和nial3颗粒的简单磨圆，如图6和7中所示。这种现象发生是因为硅和nial3在铝中基本上是不溶的，而镁和铜在铝中是大量可溶的。因此，结果说明硅和nial3在高温比镁、铜和锰提供强度和稳定性的程度高。结果也说明，用含镍无铜铝硅合金获得的微结构在经固化过程的缓慢冷却之后在室温下相对稳定，因为没有非平衡相形成。另一方面，快速冷却样品，因为可能存在的非平衡相(例如，过共晶铝-硅合金中的原铝树枝晶，如图8中所示)，可以预期在室温具有独特优势的微结构，如果镍是非平衡相中的组分，该相也可以在高温具有稳定性。

此外，已经认识到，当镍以nial3化合物而不是纯元素(纯元素在铝中是不溶的)添加至共晶组分，微结构中没有未结合的镍(即“无镍”)。这是很重要的，因为无镍对电腐蚀有不利影响，而nial3，如前面提及的，对提高耐腐蚀性有有利影响。

已知在人造金属基复合材料中，增强相的体积含量通过人为添加更多的增强相得到增加。对于共晶，增强相(即，“纤维相”)的体积含量和基体相的体积含量通过共晶温度下共晶成分和平衡相的成分自然固定。

aab391合金与在577℃具有长停滞温度等温线的二元al-si共晶有关。当在消失模铸造工艺中铸造时，该长停滞温度等温线允许液体苯乙烯逸出，这具有的效果是，消失模铸件中较少可能有液体苯乙烯缺陷。在本发明中，尤其是含镍的，在平衡条件下，应仅有一个停滞温度，该停滞温度为5％镍合金在577℃的al-si-nial3三元共晶温度，比ai-si共晶温度低20℃。然而，在高压压铸的非平衡的冷却条件下，在577℃的al-si共晶和在640℃的al-ni共晶的停滞温度也可以开始起作用。由此有了图8中的微结构。在本发明中，预期非平衡停滞温度能增强缩松的补缩。具有镍的含铜铝硅合金，除了上面的，也可在汉字状紧凑的块状形式中包含cu3nial6相，这有助于机械加工性但会包含低熔点铜相，而低熔点铜相在固化过程的后期沉积且阻塞补缩通道，阻碍达到低孔隙度水平。因此，创造性的合金必须是低铜，且优选基本不含铜。

无铜过共晶铝硅合金，具有高于含铜过共晶铝硅合金接近100℉的固相熔点，不沉积阻塞补缩该缩松的枝晶间通道的低熔点相。这样，当在砂型铸造冷却速度下固化，al-nial3共晶中nial3相的粗化汉字形态，增大了缩松的补缩，这是由于nial3相比于共晶硅相的尺寸和形态。

本发明利用了al-nial3二元共晶，因为它随着增加的硅含量延伸入al-alni3-si相图的双变(即，两个自由度)温度平面，以为6％的镍组合物提供带有14％nial3的“汉字”紧凑块状形态外形的nial3相源。

相应地，nial3被优选地引入到共晶中，并且不实质上改变起始初晶硅的体积含量。另外，nial3添加赋予高的耐磨性，因为从基本上纯硅至al-si共晶平衡的长连结线保持相对恒定。然而，nial3添加增加了共晶组分的体积含量，相应地，较少的al-si共晶必须在最低的温度冻结。这在本发明中是有利的，因为，相比于普通的二元共晶，所有的固化不必在一个温度下发生。因此，在一个温度范围内固化事件的有序顺序存在加长的时间范围。改进了“补缩”收缩工作(例如，通过高压压铸的压力增强)。由于减少了缺陷，这对铸件的质量是有益的。相应地，因为本发明合金，通过nial3化合物添加产生了二元al-nial3共晶平衡或三元al-si-nial3共晶，其比al-si共晶在更高的温度发生，共晶的温度有效地提升，熔体的黏度增加10至15％。

热动力学地，铝的熔化热非常高，在92.7卡路里每克，而nial3的熔化热为68.4卡路里每克。然而，硅的熔化热要高很多，在430卡路里每克，接近铝的五倍且超过nial3的六倍。因此，无镍过共晶铝硅合金在初晶硅沉积时固化并释放出430卡路里每克，在铝上有下降的温度梯度倾向。铝温度梯度的下降降低了投入熔体的热且导致缩松变得较难以补缩。因此，含镍al-si合金应该比不含镍al-si合金能更好地补缩孔隙。

相反，当本发明的过共晶铝硅合金固化且nial3沉淀析出溶液时，仅释放68.4卡路里每克的热。因此，在固化的初期当nial3沉淀析出溶液时，预期有更大的温度梯度，结果是，缩松的补缩效率相比于没有镍的合金时更高。因此，添加nial3化合物为降低将在合金的固化后期过程中经过al-si共晶的共晶液体的量提供了有利条件，且进一步增加了缩松补缩效率。

本发明的一个实施方案设置了6％镍的上限。镍的较高值可包括不仅作为单独来自al-nial3共晶的相，也作为原始相的nial3相。这可能涉及液相线温度随镍含量徒增以及纯铝熔点以上的温度，所有这些对优良铸造合金所需的特性不利。6％镍时，二元nial3共晶反应产生了14.3％nial3的共晶。这是可以获得的共晶nial3的最大量；其由属性固定。3％镍时，仅能获得14.3％nial3的一半。2％镍时，仅能获得nial3的1/3。因此，为了实践原因，选择按重量计3％镍作为下限，因为趋向较低镍浓度益处递减。另外，nial3相体积含量超过初晶硅体积含量具有机械加工性和高温强度两个优势。这对高于按重量计4.5％的镍含量更容易被看到。

如前文所述，本发明的含镍合金主要用于高压压铸工艺，其中铁含量低且锰含量低，耐铸模焊接性由锶提供。对于这些其中铁含量可以高于0.2％，具体地高于按重量计0.3％的铸造工艺，高达按重量计2％、优选地仅高达按重量计1％的钴可以替代等量的镍。这种替代的好处是钴改进了铝β相的针状形态。

镁由于其时效硬化响应而存在于本发明合金中。在过共晶铝硅合金的平衡条件下，mg2si在铸态条件中作为共晶的粗组分在小于2000x放大时不可见，直至达到镁含量约0.75％。另外，当镁含量保持在低于0.75％，铝、硅和mg2si形成包含4.97％镁和12.95％硅的三元共晶，在555℃凝固。

硅存在于提出的合金中，耐磨性能通过硬的初晶硅颗粒赋予。相比于可具有硅含量低至按重量计16％的标准aa390合金，提出的合金具有按重量计18％的最小硅含量。相应地，该硅水平包含50％以上耐磨的初晶硅。高于按重量计20％的硅水平将包含高于按重量计16％的硅合金100％的初晶硅颗粒，但是不建议，因为液相线高于700℃。

nial3化合物的电解电势为负0.73伏，相比于纯铝的负0.85伏。铝-镍合金的电势从纯铝缓慢降低至nial3。具有大的正标准电极电势的金属(如au、ag、cu)显示极少的溶于水的倾向性，被称为惰性金属。然而，具有负标准电极电势的碱金属具有溶于水或腐蚀液的倾向性，如镁和钠。因此，铝和nial3之间的电偶显示了体系中的较小惰性金属铝溶于电解质的轻微倾向性。铝耦合至纯镍的电腐蚀将预期会更糟糕，因为镍比nial3明显惰性得多。因此，由于镍在nial3化合物中被完全缚牢，镍添加至合金不会降低合金在盐水中的应用。事实上，盐水中al-nial3对的电势差小于盐水中al-si对的电势差。

活塞是需要最高高温特性的发动机部件。低热膨胀系数在选择活塞构造的材料中是至关重要的。镍降低铝的热膨胀系数的程度比任何其它元素都高，6％镍添加时，铝的热膨胀系数降低大约10％。高导热系数对活塞构造来说也是一个非常重要的特性，因为发动机的燃烧热必须消散掉。然而，溶解于铝固态溶液中的元素影响晶格结构，并降低铝的热导性。相应地，引起相从铝溶液中沉积的热处理工艺，例如t5热处理vs.t6热处理，是铝活塞合金合适的热处理。

已知镍在固态铝中是不溶的。镍对铝的热传导性没有可测量的影响，因为镍和铝的最大溶解度为大约0.04％。镍在al-ni二元相图的铝端形成了与铝的共晶。al-ni共晶需要按重量计6％镍的液体合金以在冷却时于640℃分解成基本上“纯”的固态铝和nial3机械混合物。该固化合金具有大约2879kg/m³的密度。该密度小于6％镍添加的期望的3072kg/m³的代数计算密度，因为nial3在固化时膨胀。

现参见图1的al-si相图和图19的al-ni二元相图，尽管不存在al-si-nial3三元体系的相平衡图，本领域技术人员应认识到在557℃、大约5％ni、11-12％si存在三元共晶转化液体>al+nial3+si。在固态中，al、nial3和si三相在大多数合金中存在。在二元共晶温度，nial3中硅的溶解度大约为0.4-0.5％；铝中镍的溶解度仅为0.04％，硅的溶解度通过镍添加被降低。该知识，结合图1的al-si相图和图19的al-ni相图说明，al-si-nial3三元体系存在相平衡。因此，可以构建一个三元相图，显示平衡在一个温度范围上出现而不像在二元体系的单一温度出现，如图2所示。根据吉布斯相律，三元体系中的相平衡是双变的。吉布斯相律表明，可以在化学体系或合金中共存的相的最大值(p)，加上自由度值(f)等于体系的组分值(c)加上2的和。因此，在al-si-nial3平衡中，存在两个自由度，因为有可以共存的3相的最大值，且存在3组分体系，而根据吉布斯相律f＝(c+2)-p。相应地，在选择压力之后，为了确定平衡条件，仅需要选择温度或一个浓度参数。

在相图上表征三相平衡需要使用将在给定温度指明三个共轭相(即，al相、si相和nial3相)固定组成的结构单元。在图2的“连结三角形”中发现该结构单元，其中r代表al相，s代表nial3相，l代表si相。三角形r-s-l连接原来的相p分解进入的三相。使用p作为实验条件20％si、6％ni和大约73％al，使用图2中所列的公式来计算nial3的百分比和硅的百分比，nial3的百分比确定为11％，硅的百分比确定为8％。这些计算与用定量金相法在十个样品上测得的结果合理地一致(即对nial3为+或-1％，对硅为+或-0.5％)。

已经观察到，nial3相作为初晶硅颗粒和原铝树枝晶之间的共晶结构中的“汉字”状紧凑的块状相的半连续块从高压压铸合金中以14％的量沉淀析出。同时，初晶硅体积含量在典型砂型铸造微结构中为大约8％。该独特的微观结构对改进的机械加工性尤其重要，并进一步提供了高温蠕变强度和其他高温特性的合适加强，使得本发明的合金成为活塞构造材料的极好选择。

在本发明的另一实施方案中，公开了一种过共晶铝硅高压压铸合金，具有：按重量计16％至23％的硅、按重量计0.01％至1.5％的铁、按重量计0.01％至0.6％的锰、按重量计0.01％至1.3％的镁、按重量计0.05％至0.20％的锶，余量为铝。该合金也可包括按重量计0.01％至4.5％的镍，但是也可以不包括镍组分。铁组成可以被调整至按重量计0.01％至0.7％的铁，或者按重量计0.01％至0.2％的铁。锰组成可以被调整至按重量计0.01％至0.5％的锰。锶组成可以被调整至按重量计0.05％至0.1％的锶。当在高压压铸工艺冷却速度冷却时，该实施方案显示出显著的结构和微结构优势。

该实施方案的合金基本上无铜，因此具有比含铜过共晶ai-si合金如aa390和aa392高的固相线温度和窄的固化范围。这有助于初晶硅的更均匀分布和改进的耐磨性。本实施方案合金的较高固相线温度比含铜合金高大约85℉。本实施方案的合金表现出高于2％的延伸率。相比较而言，由于相对大的初晶硅颗粒和未变质的共晶，aa390和aa392表现出0.5％的延伸率。aa390和aa392用于无衬垫的全铝发动机缸体的制造中。然而，这些合金也用于制造活塞和其他结构组件，活塞和其他结构组件需要一定程度的、脆合金不能充分提供的损伤容限。因此，需要过共晶al-si合金具有较高的固相熔化温度和较高的延展性。本实施方案讨论的、具有由被锶变质的共晶结构和细化的初晶硅相共同围绕的原铝树枝晶组成的微结构，可以满足这种需求。

通常，过共晶al-si-mg合金，由90％或更多共晶和10％或更少初晶硅组成，本实施方案的合金引起共晶的体积含量在以前没有出现的方式中被分区成较高硅组成、更多初晶硅(被铝包围)和较低的硅组成，原铝被变质的共晶包围。小尺寸初晶硅体积含量的增加提高了耐磨性，共晶体积含量对原铝(被变质共晶围绕)的显著降低增加了延展性。

现参见图8，其中显示了用本实施方案合金制造高压压铸发动机缸体的微结构的显微图。如说明的，该合金的具体组成为按重量计19.2％的si、按重量计0.05％的sr、按重量计0.7％的fe、和按重量计0.46％的mg，余量为铝。出乎意料地发现，具有0.05％至0.10％锶的过共晶铝硅合金，当高压压铸时，表现出具有细化初晶硅颗粒尺寸小于10微米(μm)的微结构。典型地，在高压压铸工艺中，理想的初晶硅尺寸为20μm。相应地，本发明实施方案中表现出的小硅颗粒尺寸差不多是用磷细化初晶硅的压铸中产生的最好尺寸的一半。

本实施方案的合金也表现出具有基本上为纤维状的共晶硅形态的变质共晶。另外，是非常大的过冷产生具有10微米或更小的枝晶臂间距的树枝状原铝。因为离异共晶反应，这种过冷也在初晶硅周围和之间产生α铝环。结果是，本实施方案的合金将具有被变质的共晶围绕的初晶硅树枝晶的体积含量大于被离异共晶铝围绕的初晶硅的体积含量。具有10微米或更小的枝晶臂间距的树枝状原铝，和在枝晶臂间距之间的和完全围绕铝树枝晶的纤维变质的共晶硅，是出乎意料的。这些独特的特性在迄今为止的生产铸件中还未表现出来，是生产部件中延伸率超过2％延伸率的原因，即无锶传统过共晶al-si合金的延伸率的四倍。特别地，标准测试揭示，合金具有263mpa(或38.1ksi)的平均极限抗拉强度(uts)、207mpa(或30.0ksi)的屈服强度和2.1％的延伸率。该延伸率是典型过共晶ai-si合金0.5％延伸率的四倍，且高于充分退火的传统过共晶ai-si合金的延伸率。

返回参见图8，显示的微结构由下列组成：1)嵌在铝基体中的小的密集的不规则形状的硅颗粒(因为离异共晶反应)，和2)嵌在变质共晶中的较大的铝树枝晶。“原晶”硅颗粒的大多数在颗粒之间以很小的间距相当集中。硅颗粒之间或周围的间距实际上是非常低硅含量的铝合金环。带铝环的很多硅颗粒的集中块区域在面积上小于嵌入变质共晶中的原铝树枝晶的面积。具有锯齿状外观的初晶硅颗粒的大多数彼此非常接近，且具有小于10μm的小颗粒尺寸，显然，因为硅颗粒周围的铝环，这些颗粒没有相互接触。因此，硅不会破裂但在固化过程中有效地拒绝来自高硅区域的铝。这些被纯铝包围的较小尺寸的初晶硅颗粒，作为离异共晶反应的结果，是延伸率为传统过共晶ai-si合金四倍延伸率的原因。好的延展性相关的原铝是起作用的，因为枝晶臂间距之间的和整个原铝树枝晶周围的共晶结构被变质。

典型地，过共晶ai-si合金的初晶硅相不是很容易被这些合金中存在的杂质成核。结果是，磷在永久模铸造中一贯地、在压铸中非常频繁地加入过共晶ai-si合金熔体。磷，以约100至500ppm的量，与液态铝反应以形成磷化铝alp，磷化铝具有非常类似于硅的晶体结构，用作初晶硅的有效异相成核点。但是，磷化锶和磷化钠是比磷化铝更稳定的化合物，因此，当锶或钠添加至熔体时，预期有初晶硅的粗化。图9中的微结构说明添加0.016％锶和具有初晶硅尺寸的科学接受的逻辑，如预期的，尺寸增至三倍。图10中添加更多锶至0.03％sr水平，基于图9这没有什么意义，应该进一步增加初晶硅尺寸，但是相反，导致不规则形状的更小初晶硅。因此，仅在压铸冷却速度而不在永久模铸造冷却速度，2％和更高的延伸率在0.05％锶含量被发现。图8的最佳微结构逻辑上应该出现，因为冻结过程不是一个平衡过程而是一个准平衡过程，如图17中图示提出的。

现参见图17，传统过共晶铝硅合金中的初晶硅相在磷化铝颗粒的帮助下在低于液相线温度的a成核，然后随温度沿着箭头到达未变质的共晶形成的b处开始生长。相似地，在含锶的传统过共晶铝硅合金中，原铝相沿着c-曲线形成，随着温度降低生长，直至温度到达b且形成未变质的共晶。因为锶的存在毒化过共晶铝硅合金中的磷化铝核，初晶硅颗粒生长成大尺寸且在机械加工时破裂。当高压压铸的快速冷却施加到没有磷和有一些锶的过共晶铝硅熔体时，初晶硅相沿着下降的a曲线首先成核，硅颗粒具有规则的形状形态但是具有非常大的颗粒尺寸，这些硅颗粒会被铝含量非常低的熔体包围。这随后导致原铝树枝晶在固化时形成同时枝晶臂之间形成共晶。当熔体中没有磷及大量的锶时，初晶硅相被阻止首先沿着a曲线成核，但会需要更高的熔体过冷度，类似于曲线c。在这些准平衡条件下，原铝可能沿着曲线c沉积，但几乎是立即地，大量的硅将沉积以平衡组分的不平衡。这样，由于当在这些大过冷度熔体中发现成核点时，熔体非常大的过冷度和非常快速的后续反应速度，规则形状的硅形态不会如预期的形成。另外，在制造冷却速度慢于高压压铸的样品时使用相同的化学物质，不会产生任何图8中所示的在原铝相的微结构中的证据。添加不同量锶变质剂至以29c/秒冷却的冷淬铸件391合金的结果示于图9-10和12-16中。0.05％sr的较高的惯用浓度引起初晶硅形态自身的变化，导致树枝状形状，如图10和12-16中所示。

相应地，通常0.016％锶添加至过共晶铝硅合金以使共晶硅变质，从共晶结构中的针状形态至纤维状形态，以增加机械性能(尤其是延伸率)。然而，不预期锶添加对压铸过共晶ai-si合金有效，因为初晶硅颗粒尺寸从0％锶水平增加了三倍，且机械加工使所有这些硅颗粒破碎。因此，在过共晶铝硅合金中通过增加的锶添加获得较小的硅颗粒是意料之外的。图8的创造性微结构是在压铸冷却速度下获得，且不能用永久模铸造冷却速度在0.03％锶含量或接近0.20％的较高硅水平获得，因为在这些永久模铸造微结构中，初晶硅很大且是树枝状的(即，不可机械加工)，共晶被变质但是共晶团边界由在压铸的较快冷却速度不沉积的小al4sr颗粒装饰。图8中所示的创造性微结构包括0.05％锶，显示了细化的初晶硅。现参见图18，其中显示了相似的高压压铸合金的微结构但是具有按重量计0.22％的锶。图18显示细化的初晶硅颗粒和原铝相，但也显示了大量比铝枝晶臂间距大的非常大的初晶硅颗粒。这些大初晶硅颗粒具有不规则的形状，很可能发现在上面成核的磷化铝(alp)或其他颗粒。这是为何需要更多锶的原因，来与所有初晶硅的传统的核反应并毒化它们。数据显示在创造性的过共晶al-si合金中消除初晶硅传统核并产生图8中的微结构的最小锶水平为0.05％的锶。

本发明还通过下列实施例进行详述。本领域技术人员将认识到，当前所列合金390、391、392和393的铝业协会研究可以被变质成图8的创造性微结构，通过添加按重量计0.05至0.10％的锶。相应地，本申请提出了一种过共晶硅铝合金，包括按重量计16-23％的硅、按重量计0.01至1.5％的铁、按重量计0.20至5.0％的铜、按重量计0.01至0.30％的锰、按重量计0.40至1.3％的镁、按重量计0.05至0.10％的锶，余量为铝，其中合金作为铸件显示了大于2％的延伸率。

具体实施方式

实施例1

内燃机活塞用本发明的合金铸造，具有按重量百分比计的以下具体组分：19％的硅、0.6％的镁、4％的镍，余量为铝。活塞使用传统砂型铸造方法铸造。活塞铸件被热处理，随后机械加工。

活塞的机械加工进行得很好以至于被怀疑合金不是过共晶铝硅合金。机械加工结果如此令人吃惊以至于不使用硬质合金工具或金刚石工具，高速钢足以对活塞进行机械加工。另外，在与从aab391铸造活塞的对比测试中，使用本发明合金的活塞提供比从aab391铸造活塞低的排放数。较低的排放数可归因于本发明合金的较高温度强度，以及本发明合金的较低的热膨胀系数。

实施例2

双筒发动机缸使用带压力的消失模铸造进行铸造，其中固化过程中使用十个大气压力。双筒发动机缸使用本发明的合金铸造，具体地包括：19.1％的硅、0.65％的锰和5.2％的镍。铸造之后，双筒气缸体的孔隙度水平测试为0.11％。

0.11％的孔隙度显著低于在10个大气压压力相同条件相同消失模缸体中固化的含铜过共晶硅铝合金测得最佳孔隙度(约0.35％)。从本发明合金缸体铸造获得样品的拉伸强度在700℉测试具有10.5ksi的拉伸强度。100个发动机缸体机械加工试验的机械加工结果与实施例1中活塞的结果一样令人吃惊，并且相应地，允许高速钢机械加工。

上文展示的实施例在预测的刀具寿命中由本发明合金制成的机器零件相比于由铝合金b391制成的机器零件达到了100％的提高。因为活塞、发动机缸体和发动机缸盖是铸造之后需要大量机械加工的发动机组件，因此本发明尤其适合。

实施例3

三个“铸态”拉伸试样从高压压铸的发动机缸体提取，具有以下组成：按重量计19.2％的si、按重量计0.05％的sr、按重量计0.7％的fe、和按重量计0.46％的mg，余量为铝，其微结构示于图8中。标准测试显示，合金具有263mpa(或38.1ksi)的平均极限抗拉强度(uts)，207mpa(或30.0ksi)的屈服强度和2.1％的延伸率。延伸率是典型过共晶al-si合金0.5％的延伸率的四倍，且高于充分退火的传统过共晶al-si合金的延伸率。

对本领域技术人员而言，显而易见地，如本文所描述的本发明包含几个特征，可以进行本文中公开的各种实施方案的变化，该变化仅体现公开特征中的一些。各种其他的组合和改变或替换对本领域技术人员是显而易见的。这些不同的替换和其他实施方案应认为在特别指出且明确要求保护本发明主题的所附权利要求的范围内。