腐蝕的鋁合金。與商業合金，如360和380相比，這些合金應 該表現出在高溫條件(如在運行中的內燃機（ICE )和它們的部件，如發動機缸體和氣缸蓋中 遇到的那些）下更好的耐腐蝕性和更高的機械性質。此外，該鑄鋁合金部件在室溫和升高 的溫度下都改進的強度擴大了它們在其它結構用途，如變速箱和懸掛部件中的接受度和應 用。另一益處是在這些和其它汽車用途中鑄鋁部件的保修成本顯著降低。另一益處是部件 的重量減輕，以提高里程數(mileage)和降低成本。
[0030] 該合金還可以含有至少一種可鑄造性和強度增強元素，如硅、錳、鐵、銅、鋅、銀、 鎂、鎳、鍺、錫、鈣和鈧、釔和鈷。該合金的微結構可包括含有至少一種稀土元素或一種合金 元素的至少一種或多種不可溶的固化和/或沉淀粒子。
[0031] 通常，該合金可包括大約0. 6至大約14. 5重量％硅、0至大約0. 7重量％鐵、大約 1. 8至大約4. 3重量％銅、0至大約1. 22重量％錳、大約0. 2至大約0. 5重量％鎂、0至大約 1. 2重量％鋅、0至大約3. 25重量％鎳、0至大約0. 3重量％鉻、0至大約0. 5重量％錫、大 約0. 0001至大約0. 4重量％鈦、大約0. 002至大約0. 07重量％硼、大約0. 001至大約0. 07 重量％鋯、大約0. 001至大約0. 14重量％釩、0至大約0. 67重量％鑭且余量主要為鋁+任 何殘余物。
[0032] 在一些實施方案中，該合金可以基本由大約1. 1至大約7. 0重量％硅、0至大約0. 7 重量％鐵、大約4. 13重量％銅、大約1. 14重量％錳、大約0. 2至大約0. 5重量％鎂、大約 0. 2重量％鋅、大約0. 12重量％鎳、大約0. 15重量％鉻、大約0. 019重量％錫、大約0. 379 重量％鈦、大約0. 066重量％硼、大約0. 624重量％鋯、大約0. 078重量％釩、大約0. 032重 量％鑭和主要為鋁+任何殘余物的余量構成。
[0033] 在另一實施方案中，該合金可以基本由大約1重量％硅、0至大約0. 7重量％鐵、大 約4. 13重量％銅、大約1. 14重量％錳、大約0. 2至大約0. 5重量％鎂、大約0. 2重量％鋅、 大約0. 12重量％鎳、大約0. 15重量％鉻、大約0. 019重量％錫、大約0. 379重量％鈦、大約 0. 066重量％硼、大約0. 624重量％鋯、大約0. 078重量％釩、大約0. 032重量％鑭和主要為 錯+任何殘余物的余量構成。
[0034] 在另一實施方案中，該合金可以基本由大約7重量％硅、0至大約0. 7重量％鐵、大 約4. 13重量％銅、大約1. 14重量％錳、大約0. 2至大約0. 5重量％鎂、大約0. 2重量％鋅、 大約0. 12重量％鎳、大約0. 15重量％鉻、大約0. 019重量％錫、大約0. 379重量％鈦、大約 0. 066重量％硼、大約0. 624重量％鋯、大約0. 078重量％釩、大約0. 032重量％鑭和主要為 錯+任何殘余物的余量構成。
[0035] 受控固化和熱處理改進微結構均勻性和細化并提供在特定鑄造條件下最佳的結 構和性質。在一些實施方案中，該合金可以用濃度分別為不小于大約0.01重量％和大約 0. 002重量％的Ti和B細化晶粒。
[0036] 對于傳統高壓壓鑄（HPDC)、砂模鑄造和永久模鑄造，所提出的合金的溶液處理溫 度通常為大約400°C至大約540°C，優選溫度范圍是大約450°C至大約525°C。可通過將鑄 件淬火到溫水、加壓空氣或氣體中實現鑄件的快速冷卻。老化溫度通常為大約160°C至大約 250°C，優選溫度范圍是大約180°C至大約220°C。
[0037] 當合金用于完全T6/T7或T4熱處理時，溶液處理溫度既不應低于大約400°C，又 不應高于大約540°C。下限取決于該組合物的溶線溫度（Solvus temperature)，上限是該 合金的固相線。通常，較高溶液溫度加速反應，但對標準的現有爐控制技術的限制要求將最 大目標溫度保持在最大理論值下方的安全水平，因此優選的溶液處理溫度應該控制在大約 480°C至大約525°C之間。
[0038] 當使用高Si (近共晶組成12-14重量％ Si)時，應該使用高含量的Mg (高于大約 0? 45%)和B (大約0? 05至大約0? 1重量％)細化共晶（Al+Si)晶粒。
[0039] 改進的強化 通常在機械處理之前對鑄鋁合金施以至少包括老化的熱處理。人工老化（T5)通過將鋁 鑄件加熱至中溫、然后使鑄件保持一段時間以經沉淀實現硬化或強化而產生沉淀硬化。考 慮到沉淀硬化是動力學過程，鑄態鋁固溶體中保留的溶質元素的含量(過飽和）在鋁鑄件的 老化響應中起到重要作用。因此，鑄造后的鋁軟基質溶液中硬化溶質的實際含量對隨后的 老化是重要的。與如在砂模鑄造過程中發現的較低冷卻速率相比，如在例如HPDC過程中發 現的高冷卻速率導致鋁溶液中較高的元素濃度。
[0040] 如下表中看出，已在不同的熱處理下對照市售合金測試進一步包含1. 1% Si、0. 3% Fe和0.35% Mg的在[0032]中描述的實施方案的范圍內的合金。可以看出，本合金在許多 測量標準中比較有利，尤其是在比較在250°C下的極限抗拉強度和屈服強度時。考慮到在室 溫下也具有相對較高的極限抗拉強度和屈服強度的能力，這種性質尤其有意義。
[0041] Mg、Cu和Si是鋁合金中的有效硬化溶質。Mg與Si結合形成Mg/Si沉淀物，如f3〃、 和平衡Mg2Si相。實際沉淀物類型、量和尺寸取決于老化條件。老化不足傾向于形成可 剪切的沉淀物，而在最高和過度老化條件下，形成不可剪切的和平衡Mg2Si相。在 鋁合金中，Si可獨自形成Si沉淀物，但強化非常有限并且不像Mg/Si沉淀物那樣有效。Cu 可以與A1結合形成許多亞穩沉淀物相，如Al-Si-Mg-Cu合金中的0'、0和Q相。類似于 Mg/Si沉淀物，實際沉淀物類型、尺寸和量取決于老化條件和合金組成。在鑄鋁合金中的沉 淀物中，Al/Cu沉淀物和硅沉淀物與Mg/Si沉淀物相比可以維持高溫。
[0042] 為了進一步改進鑄鋁合金的老化響應，應該使該合金中的鎂含量保持不小于大約 0. 2重量％，優選含量高于大約0. 3重量％。如果僅對鑄件施以T5老化過程，應該使最大Mg 含量保持在大約〇. 4%以下，優選含量為大約0. 35%，以使添加的大部分Mg在快速固化(如高 壓壓鑄中那樣）后留在A1固溶體中。
[0043] 改進的高溫性能 形成的鑄鋁合金具有良好的升高的溫度性質，因為該合金含有大體積分數的在預期工 作溫度下熱力學穩定的分散相。如果在該鑄鋁合金中添加Fe、Ni和Mn，在固化過程中形成 顯著量的熱穩定共晶分散相，如41 3附31丨以131丨通113512和其它金屬間相。添加5(3、2^ Y和稀土元素，如Yb、Er、Ho、Tm和Lu也形成三鋁化物化合物。
[0044] 三鋁化物如Al3Ti、Al3Zr、A1 3Lu、A13Y等的其它四方晶體結構（0022或D0 23)與Ll2 結構密切相關并可通過與第四周期過渡金屬，如Cr、Mn、Fe、Co、Ni、Cu和Zn合金化而進一 步轉化成高對稱的立方Ll2晶體。此外，隨著相干亞穩L1 2的形成，金屬間A1 3Zr沉淀。用 Zr部分取代Ti降低了 1^12沉淀物與A1基質的晶格失配，由此降低成核障礙，提高L12相的 穩定性并非常基本延遲轉化成四方相。最后，Zr在A1中比Sc擴散得慢得多，這可提供增 強的粗化阻力，因為奧斯特瓦爾德熟化的動力學受到溶質經過基質從不斷收縮的粒子移向 不斷增大的粒子時的體積擴散調節。
[0045] 改進的可鑄造性 Cu添加 銅的添加明顯降低該合金的熔點和共晶溫度。但是，銅通過形成低熔點相(其在該合金 的固化范圍結束時形成并促成孔隙形成條件）而提高固化范圍。
[0046] 可以如下描述在固化過程中在Al-Si-Cu-Mg鑄造合金中固化和形成富Cu相的程 序： (i) 在大約610°C以下的溫度下形成初生a-鋁枝晶網絡，以致剩余液體中硅、鎂和銅 的濃度單調提高。 (ii) 在大約577°C (平衡鋁-硅共晶溫度）下，形成硅和a-Al的共晶混合物，以致剩 余液體中的銅含量進一步提高。 (iii) 在大約540°C下，形成Mg2Si和AlsMg3FeSi6。但是，對含有大約0. 5重量％ Mg的 合金而言，當Cu含量高于大約1. 5%時，不會形成Mg2Si相。 (iv) 在大約525°C下，會與P-Al5FeSi片晶一起形成枝晶間的(有時稱作"大塊"或 "塊狀"）CuA12相。 (v) 在大約507°C下，形成&^12與散布的a-Al的共晶體。在Mg存在下，在此溫度下 也形成Q相（Al5MgsCu2Si6)，通常具有超細共晶結構。
[0047] Si 添加 硅向鑄鋁合金提供若干優點，其中大多數無論是否改性都存在。硅的第一個和可能最 重要的益處在于其降低與熔體的凍結相關的收縮量。這是因為，固體硅由于其非密排的晶 體結構而不如沉淀出固體硅的Al-Si液體溶液致密。公認的是，收縮率幾乎與硅