CN105074027A

CN105074027A - 含镍过共晶铝硅砂型铸造合金

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Publication number: CN105074027A
Application number: CN201480008061.0A
Authority: CN
Inventors: 雷蒙德·J·唐纳修; 特伦斯·M·科利尔里; 凯文·R·安德森
Original assignee: Brunswick Corp
Current assignee: Brunswick Corp
Priority date: 2013-03-14
Filing date: 2014-02-11
Publication date: 2015-11-18
Anticipated expiration: 2034-02-11
Also published as: CA3092855C; CA2900770A1; CA2900770C; US20140271342A1; US9109271B2; EP2971208B1; WO2014158384A1; CA3092855A1; EP2971208A4; JP6577449B2; CN105074027B; EP2971208A1; JP2016516895A

Abstract

本发明公开一种含镍过共晶铝硅砂型铸造合金，其含有按重量计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0.6％的铁，按重量计最大0.4％的铜，按重量计最大0.6％的锰，最大0.1％的锌和余量的铝。该合金可以具更窄的范围为按重量计4.5％～6.0％的镍和按重量计最大2％的钴。该合金可以实质上不含铁、铜和锰。本发明的合金优选地砂型铸造，并且最优选地用10大气压的压力消失模铸造，以生产具有很容易加工的高热性能的发动机零件。

Description

含镍过共晶铝硅砂型铸造合金

交叉参考相关申请

不适用。

关于联邦资助的研究或开发

不适用。

光盘提交的引用合并资料

不适用。

背景技术

铝硅合金的共晶结构早已进行了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。经过80多年对这种共晶结构的研究，本领域技术人员现在理解，仅以100ppm的浓度将钠或锶添加至共晶熔体中就改变了共晶硅相的尺寸和形态，致使合金的延展性显著增加。

而且，过共晶铝硅合金没有在很大程度上用于砂型铸造工艺，因为它们难以加工且因为初级生硅颗粒的尺寸在砂型铸造冷却速率下比在使用金属模具的铸造工艺的冷却速率下更大。其结果是，需要控制铸造的微观结构，以达到可接受的机械加工性。在过共晶合金中达到满意的机械加工性通常是通过将磷添加到合金熔体来细化初生硅颗粒的尺寸而实现的。然而，磷倾向于与普通熔体添加剂，如锶和钠，形成磷化物，而不是与铝反应形成磷化铝。这是有问题的，因为磷化铝是过共晶铝硅合金的共晶结构中形成初生硅的晶核。因此，含磷过共晶铝硅合金的共晶结构几乎总是不变的。

因此，磷细化的、固溶热处理的、淬火并老化的过共晶铝硅结构提供了用于机械加工的基线，但这个基线通常需要金刚石刀具进行适当的加工。相比之下，共晶铝硅合金和亚共晶铝硅合金，其中共晶硅结构用添加锶或钠改性，增加了延展性并更易于加工。然而，当亚共晶合金结构中的改性共晶与未改性结构比较时，锶或钠改性的共晶结构表现出与未改性结构几乎相同的热处理状态下的机械加工性。人们认为，这种加工性的相同是由于共晶硅相作为连续相在共晶中存在，无论共晶改性或未改性。另外，由于相比于铸造状态，加工延展性较差的T6或T7热处理状态始终是更容易的，基础金属的性质对机械加工性存在相当显著的影响。因此，不存在可以改善过共晶铝硅合金的机械加工性的可预测处理。

过共晶铝合金B391(AAB391)包括18～20％的按重量计的硅以求耐磨损性，0.4～0.7％按重量计的镁用于老化以增加强度并具有最大值为0.2％的按重量计的铁和铜以求良好的砂型铸造特性，并且是由铝业协会注册用于砂型铸造的唯一过共晶铝硅合金。按重量计最大0.2％的铜成分可以确保(对于任何给定的硅含量)固化范围，即，液相和固相线之间的温度差，处于最小值。相比较而言，AA390具有与AAB391相同的元素的范围，只是AA390具有4.5％按重量计的铜成分。因此，AAB391的窄固化范围的发生主要是因为，相比于AA390，显著较低的铜成分提高了近100华氏度的固相线熔点。

AAB391的窄固化范围是很重要的，因为初生硅比熔融合金密度小，比较不太可能在窄固化范围的合金中漂浮及沉淀而分离。AAB391的低铁和锰含量是可取的，并且对于固化缓慢的砂型铸造过共晶铝硅合金特别有吸引力。当在缓慢冷却期间铁相变大时，AAB391的机械性能显著降低，因为铁相的针样形态导致了机械特性的下降。

从历史上看，镍是在第一次世界大战期间开发的Y合金中(按重量计铜4％，按重量计镍2％，按重量计镁1.5％，余量的铝)的必要元素。现今只存在于3个在铝协会注册的合金中，镍的浓度为2％～3％的镍。因此，已知镍作为微量成分使用在一些铝铜合金中，例如AA242、AA336和AA393，其中该元素在高温下赋予了高强度。AA242具有的配方是3.7～4.5％按重量计的铜，1.2～1.7％按重量计的镁，1.8～2.3％按重量计的镍和余量为铝。AA336具有11～13％按重量计的硅，最大1.2％按重量计的铁，0.5～1.5％按重量计的铜，0.7～1.3％按重量计的镁，2.0～3.0％按重量计的镍和余量为铝。同样地，AA393具有的过共晶配方是21～23％按重量计的硅，按重量计最多1.3％的铁，0.7～1.1％按重量计的铜，0.7到1.3％按重量计的镁，2.0～2.5％按重量计的镍和余量为铝。

此外，四十多年前，人们对于单向固化的、作为纤维增强材料的Al-Ni-Al₃共晶有相当大的兴趣，特别是用于高温应用。如参考B.K.Agrawal,MetA6,152605所确定的，在L.F.Mondolfo的《铝合金：结构和属性》这本书中339页[巴特沃斯出版有限公司，1976]，通过定向固化，共晶可被使得与在生长方向上对齐的NiAl₃纤维结晶，且纤维之间的间距取决于固化率。该参考资料指出将钡、铈、铯添加至单向固化的Al-NiAl₃共晶将固化模式从集落改变至枝晶。还已知，从高温淬火后老化不产生有实用价值的二元Al-Ni合金的硬化。

然而，浓度接近6％的镍加入铝硅镁铸造合金、铝铜硅铸造合金、铝铜硅镁合金或铝铜合金铸件还没有被研究。这是因为，已知的2％或更少的按重量计的镍的添加具有在一些铸件中降低热脆性的效果，也具有降低热膨胀系数的效果。

此外，美国专利号6,168,675描述了具有2.5～4.5％按重量计的镍的过共晶铝硅合金，但有最大1.2％按重量计的非常高的锰含量和最大1.2％按重量计的非常高的铁含量。这种合金适用于压铸工艺或永久型铸造工艺，以制造车辆用盘式制动器组件。因为高的锰和铁的含量，这种合金具有非常高的较重金属含量，其需要高的保持温度以防止较重金属脱出。此外，高锰含量是必要的，以将针形的β铁铝相改性成α铁铝相并提高屈服强度、抗拉强度和伸长率，既在环境温度下又在高温下。尽管高水平的锰和铁赋予了合金以特性，美国专利6,168,675的合金将不适合于缓慢冷却工艺如砂型、消失模或熔模铸造，因为即使有高水平的锰也会形成大针状铁相颗粒，，从而阻碍了固化期间的给料，其导致增加的孔隙率水平和降低的延展性水平。

砂型铸造工艺越来越多地被用于铸造复合金属制品。砂型铸造工艺包括消失模铸造、带压消失模铸造、绿色砂型铸造、砂型铸造、精密砂型铸造和熔模铸造。也许这些类型铸造中最有利和经济的是带压消失模铸造。这样的方法在美国专利6,763,876中描述，题为“使用外部压力的消失模铸造金属制品的方法和设备”，其主题通过引用并入本文。

发明内容

本发明涉及一种具有改进的机械加工性的过共晶铝硅合金，其添加了镍，本质上包含了按重量计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0.4％的铜，按重量计最大0.8％的锰，按重量计最大0.5％的锌和余量的铝。本发明的合金的镍含量可被改性成按重量计4.5％～6％，并且实质上不含铁和锰的。本发明的合金具有额外的好处，特别是当与含有过共晶铝硅合金的铜相比。这些好处包括：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给料和改善的微米水平上的电偶兼容性(通过铝镍电偶)用于含盐水的湿垫片连接的微结构中的成分。

本发明公开了一种过共晶合金组合物，在固化时，经历Al-NiAl₃共晶反应，并在缓慢冷却时(相对于压铸工艺的快速冷却)涉及到形成Al-NiAl₃相，其酷似“中文字”的形态。此微观形态嵌入在围绕初生硅的共晶中，勾勒和分割初生硅颗粒，同时提供半连续断裂路径，通过共晶将良好机械加工性的赋予到通常难加工的过共晶铝硅合金。此外，很重要的是，本发明的合金实质上不含铁和锰，因为如果铁相和锰相在微结构中，它们会堵塞枝间通路并阻碍给料，降低可加工性，即使在施加了10个大气压的等静压力。

因此，NiAl₃中文字形态存在于整个本发明合金的微结构中，以提高机械加工性和促进改善的升温性能。这一发现非常令人惊奇是因为通常提高机械加工性的微观结构特征，如在钢中的硫化物，也会降低机械性能。

本发明的过共晶铝硅合金还预期地使用在用于发动机部件的消失模铸造工艺中，如发动机座、发动机头、活塞，尤其在盐水中使用的发动机部件，因此无论是在环境温度或升高的温度下都需要高耐腐蚀性和高机械特性(通过低孔隙率水平)。

因此，本发明的过共晶铝硅砂型铸造合金实质上包含按重量计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0.8％的铁，按重量计最大0.4％的铜，按重量计最大0.6％的锰，按重量计最大0.5％的锌，和余量的铝。或者，铜含量可以为按重量计最大0.2％的铜，铁的含量可为按重量计最大0.6％的铁，锌含量可以是按重量计最大0.1％的锌。或者，本发明的铝硅砂型铸造合金可实质上包含按重量计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0.2％的铁，按重量计最大0.2％的铜，按重量计最大0.3％的锰，按重量计最大0.1％的锌，余量的铝，其中所述合金是使用带压消失模铸造工艺。作为另一种选择，本发明的过共晶铝硅合金实质上包含按重量计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0.8％的铁，按重量计最大0.4％的铜，按重量计最大0.6％的锰，按重量计最大0.5％的锌，和余量的铝。

当本发明的过共晶铝合金砂型铸造合金铸造时，砂型铸造工艺从以下砂型铸造程序之一选择：消失模铸造、带压消失模铸造、绿砂模铸造、砂型铸造、精密砂型铸造或熔模砂型铸造。

在一个实施例中，本发明的过共晶铝硅砂型铸造合金具有嵌入Al-Si和Al-NiAl₃共晶的初生硅颗粒的T6热处理的微观结构，且基本无未固溶的Mg₂Si相和中文字形态的Cu₃，NiAl₆。在这种合金的实施例中，共晶NiAl₃相的量是在按重量计5％和15％之间，并进一步的是在按重量计5％和14.3％之间。此外，出现的共晶Cu₃NiAl₆相小于按重量计1％。

如前面提到的，本发明的过共晶铝硅砂型铸造的镍成分可以变窄到按重量计4.5～6.0％的镍。如果此成分被使用，该合金具有嵌入Al-Si和Al-NiAl₃的共晶的初生硅颗粒的T-6热处理的微结构，且所述微结构基本无未固溶的Mg₂Si相和中文字形态的Cu₃NiAl₆，而共晶NiAl₃相的量为按重量计大于10％。

可以对过共晶铝硅砂型铸造合金的成分进行额外调整。特别是，铁的含量可以降低到按重量计最大0.2％的铁；铜的含量可以降低到按重量计最大0.2％的铜；锰含量可以降低到按重量计0.3％的锰；镁含量可以改性为按重量计0.75～1.2％。此外，按重量计高达2％的镍可以用按重量计高达2％的钴替代。而且，晶粒或硅提炼元素可以被添加到合金中。优选地，晶粒或硅提炼元素为钛或磷。

当本发明的过共晶铝硅砂型铸造合金使用带压消失模铸造工艺铸造时，该合金将优选地实质上包含按重量计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0.2％的铁，按重量计最大0.2％的铜，按重量计最大0.3％的锰，按重量计最大0.1％的锌和余量的铝。该合金还可以包括按重量计0.005％～0.1％范围的磷用于精制的目的。优选地，根据美国专利6,763,876，压力被施加到熔融金属铸造，其物质在此通过引用并入。最优选地，在将熔融液态金属源连接到聚合物泡沫模型的聚合物泡沫浇注系统消融之后，但在熔融金属完全消融聚合物泡沫模型之前施加压力。压力以比每12秒1大气压力更快的速率在5.5～15大气压力的范围内施加。聚合物泡沫模型可具有几乎任何结构，但是，要利用本发明的改进的电耦合的相容性的优势，该模型最优选地是发动机头部、在内燃机中使用的活塞、或用于在盐水环境中运行发动机的发动机体。用本发明的过共晶铝硅砂型铸造合金铸造的内燃机体显示出小于0.5％的孔隙率水平。

所得铸态消失模微结构包括嵌入在铝硅共晶的混合物中的初生硅颗粒，其中，共晶硅相是未改性的，并存在Al-NiAl₃共晶，并进一步其中所述NiAl₃相包含中文字形态，赋予了合金改进的可加工性。具体地说，如果NiAl₃相的重量百分比超过初级铝硅相的重量百分比，该合金在加工工艺中提供用于提高机械加工性的低能量断裂路径。当镍成分从按重量计3％的镍增加至按重量计6％的镍时，该合金的机械加工性线性地改善，因为在共晶中的NiAl₃的重量百分比相应地从7％增加到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，合金以典型的砂型铸造的冷却速率冷却。这种合金的微结构表现出比如果该合金用压铸工艺铸造更小的晶内偏折，且有利的是，孔隙率水平通常为小于1％。

可以预期的是，本发明的过共晶铝硅合金可被用于其他类型的铸造。如果是这样的情况下，镍成分应在按重量计4.5～6.0％的镍与相应的按重量计最大0.8％的铁。这种合金可在压铸工艺中或在永久模铸造工艺中或在带砂芯半永久型铸造工艺中，以及上述的砂型铸造工艺中使用。这种合金具有嵌入Al-Si和Al-NiAl₃共晶的初生硅颗粒的T6热处理的微结构，且通常无未固溶的Mg₂Si相和中文字形态的Cu₃NiAl₆。共晶NiAl₃相的量是在按重量计5％和15％之间，且NiAl₃相具有中文字形态。

附图说明

二元和三元相图附图详述

图1展示了二元的Al-Si相图。

图2是Al-Si-NiAl3三元系统的三相平衡的三元图。

具体实施方式

本发明的过共晶铝硅砂型铸造合金优选地具有以下按重量百分比计的成分：18～20％的硅，0.3～1.2％的镁，3.0～6.0％的镍，最大0.8％的铁，最大0.4％的铜，最大0.6％的锰，最大0.5％的锌，余量为铝。可替代地，铜含量可以为按重量计最大0.2％的铜，铁的含量可为最大0.6％的铁，锌含量可以是按重量计最大0.1％的锌。

本发明的过共晶铝硅砂型铸造合金可具有更窄的按重量计4.5～6.0％的镍含量；更窄的按重量计最大0.2％的铁含量，更窄的按重量计最大0.2％的铜含量；更窄的按重量计最大0.3％的锰含量和更窄的按重量计0.75～1.2％的镁含量。此外，按重量计高达2.0％的镍可被按重量计高达2.0％的钴替代，且可加入晶粒细化元素如钛或磷。

本发明的合金可以是利用已知的砂型铸造步骤砂型铸造的，如消失模铸造、带压消失模铸造、绿砂模铸造、粘结砂型铸造、精密砂型铸造，或熔模铸造。如果过共晶铝硅合金是使用带压消失模铸造工艺铸造，该合金可以具有以下按重量百分比计的成分：18～20％的硅，0.3～0.7％的镁，3.0～6.0％的镍，最大0.2％的铁，最大0.2％的铜，最大0.3％的锰，最大0.1％的锌，余量为铝。有益的带压消失模铸造工艺在美国专利6,763,876描述。如果磷作为提炼剂被加入，磷应在按重量计0.005％～0.1％的范围内被加入组合物。

或者，本发明的过共晶铝硅合金可具有以下按重量百分比的成分：18～20％的硅，0.3～1.2％的镁，4.5～6.0％的镍，最大0.8％的铁，最大0.4％的铜，最大0.6％的锰，最大0.5％的最大锌，余量为铝。这种合金适用于在压铸、永久模铸造，以及带砂芯半永久模铸造工艺，以及上面提到的传统的砂模铸造工艺中使用。这种替代合金可以被改性以含有按重量计0.3～0.7％的镁；按重量计最大0.6％的铁，按重量计最大0.2％的锰，按重量计最大0.2％的铜；和按重量计最大0.1％的锌。此外，按重量计高达2％的镍可以被按重量计高达2％的钴替代。此外，该成分可以被改性以包含按重量计0.75～1.2％的镁或按重量计最大0.2％的铁。

本发明的合金具有嵌入Al-Si和Al-NiAl₃共晶的初生硅颗粒的T6热处理的微结构，且通常无未固溶的Mg₂Si相和中文字形态的Cu₃NiAl₆。本发明的过共晶铝硅合金可预期用于带压消失模铸造工艺以铸造发动机部件，如发动机体、发动机头和活塞，特别是当这些部件要在盐水中使用，需要高耐蚀性。本发明在合金提供高的机械性能(通过低孔隙率水平)，无论是在环境温度下还是在升高的温度下。

实现高的耐腐蚀性和低孔隙率水平需要合金组合物中的铜含量低。铜是广泛溶于铝，在二元的Al-Si共晶温度下达到5.65％，结果，铜破坏铝的耐腐蚀性达到比在周期表中的任何其它普通元素更大的程度。含铜铝硅合金在低温下在原铝相沉淀后的固化时析出含铜相。这种低温、迟析出事件堵塞原铝硅枝晶建立的枝间通道。其结果是，以美国专利6,763,876的消失模铸造工艺铸造的含铜铝硅合金通常包含10倍于能够从无铜铝硅合金获得的孔隙率水平。

本发明描述了在铝硅共晶微结构中引入NiAl₃基础上的系统工程化的设计变化。这些设计变化提供了在铝硅共晶内的分区，其增加了可加工性并提供了共晶中的金属间化合物成分，具有比铝镍或铝硅更大的盐水环境中的电偶兼容性。

具有高的铁成分(例如，AA336和AA393)的合金的枝晶间通道的堵塞会发生是因为铁相在固化期间形成长的、针状相，堵塞了枝晶间通路并使合金具有高的微孔率，即使应用了10个大气压的压力。与此相反，当在三元反应(Liq>Si+Al+NiAl₃)中砂型铸造冷却速率下形成的时候，Ni-Al3共晶相的“中文字”相形态是粗质的并与铝硅共晶混杂。显著地，在三元共晶温度达到之前，粗质相NiAl₃开始析出，特别是对于6％以上Ni的组合物。因为它的微米级的开放结构，NiAl₃网络对于不包含固体铜相或固体铁相的液体成分是相当可渗透的，因此，当施加十个大气压的等静气压下时，本形态不阻碍熔融铝的枝晶间送料。其结果是，当砂型铸造在带压消失模铸造工艺中使用十个大气压的压力时，过共晶铝硅镁合金含有镍，但具有低水平的铁和铜，具有较低的孔隙率水平。

在“铸态”样本固溶热处理期间，含铜带镍过共晶铝硅合金与无铜带镍过共晶铝硅合金之间有明显的差异。固溶热处理溶解Mg₂Si和大部分的Cu₃NiAl₆相，但仅使硅和NiAl₃颗粒简单圆化。这一现象的发生是因为硅和NiAl₃在铝中实质上是不溶的，而镁和铜是广泛溶于铝的。因此，结果表明硅和NiAl₃在高温下可提供比镁、铜和锰更大程度的强度和稳定性。该结果还表明，与含镍无铜铝硅合金得到的微结构通过固化事件缓慢冷却后在室温下是相对稳定的。另一方面，快速冷却的样品会因为核化而在升高的温度下被认为不太稳定。

此外，已经认识到，当镍作为NiAl₃化合物而不是作为纯粹的元素(即不溶于铝)被添加到共晶成分时，微结构中不存在未结合的镍(即“自由镍”)。这是很重要的，因为自由镍会对电化学腐蚀现象产生不利的影响，而NiAl₃，如前所述，具有促进耐蚀性的有益效果。

已知的是，在人造金属基复合材料中，增强相的体积分数通过人为地增加更多的增强相而增加。对于共晶，增强相(即“纤维相”)和基体相的体积分数通过共晶组合物和在共晶温度下在平衡中的相的组合物被本性地固定。

AAB391合金与二元的Al-Si共晶相关联，Al-Si共晶在577摄氏度具有长停滞温度等温线。当用消失模铸造工艺时，长停滞等温线会导致液体苯乙烯缺陷，因为接近其固相线温度的熔融B391合金是按重量计90％的液体，而只有10％按重量计的固体。在本发明中，另一个对于NiAl₃共晶在640摄氏度的阻滞温度进入合金的固化曲线。此阻滞温度不仅提供用于液体苯乙烯逸出的时间范围，而且还增强了收缩气孔巢的馈送。除了上述的，含铜带镍铝硅合金也包含中文字形态的Cu₃NiAl₆相，其将有助于机械加工性，但将包含在固化工艺后期沉淀的低熔点铜相并堵塞进料通道，阻止低孔隙率水平的获得，即使当在十个大气压的气体压力下固化时。

无铜过共晶铝硅合金具有比含铜过共晶铝硅合金高将近100华氏度的固相线熔点，不沉淀堵塞馈送这种收缩气孔巢的枝晶间通道的低熔点相。因此，粗质的在Al-NiAl₃共晶中的NiAl₃相的中文字形态，当在砂型铸造的冷却速率下固化时，因为相对于共晶硅相的NiAl₃大小和形态提高了收缩气孔巢的馈送。

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“中文字”形态外形的NiAl₃相源。

因此，NiAl₃优选地被引入到共晶中，并且不实质性改变初始的初生硅体积分数。此外，NiAl₃的添加赋予了高磨损性能，因为从实质上纯硅到Al-Si共晶平衡的长连结线保持相对恒定。然而，NiAl₃的添加增加了共晶组分的体积分数，并且相应地，更少的Al-Si共晶必须在最低温度冻结。这在消失模铸造工艺是有利的，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。“馈送”收缩(例如，带压)和为液体苯乙烯蒸发并穿过模上的涂层逸出所提供的时间增加了。这个额外的用于固化的时间在消失模工艺中尤其重要，因为烧蚀模铸造系统和模具并提供热能用于模蒸发的前进金属前沿在或接近它的固相线温度处前进穿过整个铸造系统和模具。因此，熔融金属前沿通常甚至在灌装完成之前就接近凝固，尤其是如果该金属必须行进一个显著的距离穿过模铸造系统和模具。此外，对于共晶组合物，熔融金属具有非常低的粘度，并且可以在金属前沿凝固时吞噬和捕获未汽化液体苯乙烯，从而导致铸件缺陷。如果，当固化进行时，在熔融物的粘度逐渐提高时，固化的最后阶段液体苯乙烯捕获最小化。这对于铸件的质量有益的，因为缺陷减少了。相应地，因为本发明金属具有的NiAl₃化合物添加创建了比Al-Si共晶在更高温度下发生的二元Al-NiAl₃共晶平衡或三元Al-NiAl₃共晶，共晶的温度有效上升，熔体的粘度增加10％～15％。因此，苯乙烯的捕获被阻止，且进一步相关的铸造缺陷实质上被消除。

在热力学上，铝的热熔融在每克92.7卡路里是相当高的，而NiAl₃的融合的热量是每克68.4卡路里。然而，硅的融合热高得多，在每克430卡路里，将近铝的5倍、NiAl3的六倍多。因此，因为当初生硅析出时不含镍亚共晶铝硅合金固化并散发出每克430卡路里，铝的温度梯度倾向于降低。铝的温度梯度的降低减少了输入到熔体的热量并导致收缩气孔巢变得更加难以馈送。

与此相反，当本发明过共晶铝硅合金固化且NiAl₃溶液中析出，仅每克68.4卡路里的热量被放出。因此，在当NiAl₃从溶液中析出的这个固化的早期中，较大的温度梯度被期望，并且结果是，收缩气孔巢的馈送效率当与不含镍的合金比是更大的。NiAl₃混合物的添加由此为液体苯乙烯提供了在消失模铸造工艺中有利条件，以蒸发并逃离穿过模的包裹层，降低将要在合金固化最后阶段期间穿过Al-Si共晶的共晶液的量，并进一步增加收缩气孔巢馈送效率。

本发明的一个实施例设置上限为6％的镍。较高的镍的值将包含NiAl₃相，不仅作为单独来自Al-NiAl₃共晶的相，但也可作为初生相。这将包含随增加的镍含量急剧上升的液相线温度及纯铝的熔点以上的温度，所有这些温度对需要的良好砂型铸造合金的属性是起反作用的。在6％的镍时，二元NiAl₃共晶反应生成14.3％NiAl₃的共晶。这是可以得到共晶NiAl₃的最大量；它是由本性固定的。在3％的镍时，只获得一半的14.3％的NiAl₃。在2％的镍时，只获得1/3的NiAl₃。因此，因为实际的原因，选择按重量计3％的镍作为下限是因为递减有益于朝向更低的镍浓度。此外，具有NiAl₃相的体积分数超出初生硅体积分数对加工和高温强度都有好处。这对于按重量计大于4.5％的镍含量更有可能见到。

如前面提到的，含有本发明的合金的镍主要用于砂型铸造工艺，其中的铁含量低，锰含量低。对于其中铁含量可以为超过0.2％以上、特别是超过按重量计0.3％、按重量计高达2％的钴，优选按重量计仅高达1％，的那些铸造工艺可被等量的镍替代。这样替代的优点是，钴将铝β相的针状形态改性了。

本发明的合金中存在镁用于其时效硬化响应。在过共晶铝硅合金平衡的状态下，Mg₂Si在铸造状态在低于2000倍放大倍数下作为共晶的粗质组分不可见，直到达到约0.75％的镁含量。另外，当镁的水平保持在低于0.75％时，铝，硅和的Mg₂Si形成的三元共晶体含4.97％的镁和12.95％的硅，并在555摄氏度凝固。

硅存在于所推荐的合金中，为了由硬质初生硅颗粒所赋予的耐磨损性性质。相比于具有硅含量低至按重量计16％的标准AA390合金，所推荐的合金具有按重量计最小18％的硅含量。因此，这种硅水平包含50％更多的初生硅用于耐磨性。高于按重量计20％的硅的水平将比按重量计16％的硅合金包含100％更多的初生硅颗粒，但不建议，因为液相线高于700摄氏度。

与纯铝的负0.85伏相比，NiAl₃化合物的电解电位为负0.73伏。铝镍合金的电位从纯铝到NiAl₃缓慢减小。具有大的正标准电极电位(例如，金，银，铜)的金属显示出非常小的溶于水的趋势并被称为贵金属。然而，带有负标准电极电位的碱金属有溶于水或腐蚀的倾向，如镁和钠。因此，在铝和NiAl₃之间的电偶表现出系统中次贵金属的溶解在电解液中的轻微的倾向。连接到纯镍的铝的电偶腐蚀可预期将更加糟糕，因为镍是显著比NiAl₃更有惰性。因此，由于镍被完全捆绑在NiAl₃化合物中，添加镍至合金不会减少该合金用于咸水使用的应用。事实上，在盐水中Al-NiAl₃偶的电位差小于用于铝硅偶在盐水中的电位差。

活塞是需要的最高高温性能的发动机部件。在为活塞构造选择材料时低的热膨胀系数是非常重要的。镍比任何其他元素都更大程度降低铝的热膨胀系数，并在6％的镍添加情况下，铝的热膨胀系数大约降低10％。高的热导率也是活塞构造一个非常重要的性质，因为在发动机的燃烧热必须被耗散掉。然而，在固态溶液状态下在铝中溶解的元素影响晶格结构并降低铝的热导率。因此，引起来自溶液的相的沉淀在铝中的热处理程序，如T5热处理对比T6热处理处理，是用于铝活塞合金的合适的热处理。

已知的是，镍在固体状态不溶于铝。镍对铝的热导率没有可测量的效果，因为镍和铝的最大溶解度为约0.04％。镍在Al-Ni二元图的铝端形成带铝的共晶。铝镍共晶需要大约按重量计6％的镍的液态合金以在640摄氏度分解以便冷却到实质上是“纯粹”的固体铝和NiAl₃的机械混合物。此固化合金具有大约2879千克/立方米的密度。该密度小于加入6％镍的3072千克/立方米的预期代数计算密度，因为NiAl₃固化时膨胀。

现在参照图1的Al-Ni二元相图，虽然Al-Si-NiAl₃三元系统的相平衡图不存在，但是本领域的技术人员应当认识到，三元低共转化液>Al+NiAl₃+Si发生在约5％的镍，11～12％的硅，557℃下。在固体状态的三个阶段的Al，NiAl₃和Si存在于大部分的合金，硅在NiAl₃中的溶解度大约是0.4～0.5％；镍在铝中的溶解度在二元共晶温度下只有0.04％，而硅溶解度通过添加镍减少。这个知识结合图1的铝镍相图显示了Al-Si-NiAl₃三元系统存在三相平衡的。因此，三元图可被构造以表明平衡随温度范围发生，而不是如在二元系统中如示图2显示的，在单一的温度发生。据吉布斯相律，在三元系统中的三相平衡是双变量的。吉布斯相律指出可以在化学系统或合金共存的相的最大数(P)加自由度(F)的数量是等于系统的组分(C)的总和加上2。因此，在铝硅NiAl3平衡中，存在两个自由度，因为存在可以共存的最大数量为3相，且因为根据吉布斯相律F＝[C+2]–P，系统的3个组分存在。因此，在压力已被选择之后，只有温度或一种浓度参数需要被选择以为了固定平衡的状态。

相图上的三相平衡的表示需要使用在给定温度下将指定三个共轭相的固定组合物(即Al相，Si相和NiAl₃相)的结构单元。结构单元在图2中的“连结三角形”被发现，其中R表示Al相，S表示NiAl₃相且L表示Si相。三角形RSL连接原始相位P分解成三个相。使用P作为实验状态20％的Si，6％的Ni和大约73％的Al，以及使用列于图2中的公式，来计算NiAl₃的百分比和硅的百分比，NiAl₃的百分比确定为11％，硅的百分比被确定为8％。这些计算是与10个样本上测量的定量金相基本符合的[即，对于NiAl₃为+或-1％及对于硅为+或-0.5％]。

已经观察到，NiAl₃相以大约14％的量沉淀出合金作为在初生硅颗粒之间的共晶结构中“中文字”相的半连续质量。同时，初生硅体积分数在相同的砂型铸造微结构中为大约8％。这种独特的微结构对于改进可加工性特别重要，并进一步提供了适当的加固高温蠕变强度和其它的高温特性，使得本发明的合金成为活塞结构的绝佳选择材料。

本发明以下面的示例进一步详细说明。

示例

示例1

用于内燃机的活塞用根据本发明的合金铸造，并以按重量百分比计的以下具体成分：19％的硅，0.6％的镁，4％的镍和余量的铝。活塞用传统的砂型铸造法铸造。铸造的活塞均热处理并随后被机械加工。

活塞的加工曾进行如此之好，因此都怀疑该合金不是过共晶铝硅合金。加工结果非常令人吃惊，高速钢就足以机活塞，而不用硬质合金刀具或金刚石工具。此外，在使用从AAB391铸造的活塞的对比测试中，使用本发明的合金的活塞比由AAB391铸造的活塞给出较低的排放数。更低的排放数归因于本发明的合金的更高的高温强度以及本发明的合金的热膨胀的较低系数。

示例2

两缸发动机体采用带压消失模铸造工艺铸造，其中在固化期间施加10个大气压的压力。两个气缸发动机体用本发明的合金铸造并特别含有19.1％的硅，0.65％的锰和5.2％的镍。铸造后，两个汽缸体的孔隙率水平经测定为0.11％。

0.11％的孔隙度值比在同样的模体中在相同的条件下在10个大气压的压力下为含铜过共晶铝硅合金已测量的最好的孔隙率水平(约0.35％)显著地更低。从在700华氏度下测试的本发明的合金铸造的体获得的样品的拉伸强度具有10.5ksi的拉伸强度。对于带有活塞的例1的结果，为100个发动机体的加工试验的加工结果是令人惊讶的，并由此允许高速钢加工。

对于由本发明合金构成的加工部件对比由铝合金B391构成的加工部件，上面的示例显示了预期工具寿命100％的提升。因为活塞、发动机缸体和发动机头是需要铸造后进行广泛的加工量的发动机部件，本发明特别适合于此。

对于本领域技术人员应该是显而易见的是，如本文描述的本发明包含几个特征，并且可以对本文公开的各种实施例做出仅体现公开的特征中的一些的变化。各种其他组合，修改或替代方案对于那些熟练的技术人员也是显而易见。这样的各种替代方案和其它实施例视为涵盖在下面的权利要求中，权利要求特别指出和清楚地要求本发明所保护主题的范围。

Claims

1.一种过共晶铝硅砂型铸造合金，实质上包含按重量计18～20％的硅，按重量计0.3～1.2％的镁，按重量计3～6％的镍，按重量计最大0.8％的铁，按重量计最大0.4％的铜，按重量计最大0.6％的锰，按重量计最大0.5％的锌，和余量的铝。

2.如权利要求1所述的合金，其中所述合金是使用下列砂型铸造工艺之一的砂型铸造的：消失模铸造、带压消失模铸造、绿色砂型铸造、连结砂型铸造、精密砂型铸造、熔模铸造。

3.如权利要求1所述的合金，其中镍含量是4.5～6.0％按重量计。

4.如权利要求1所述的合金，其中所述合金具有嵌入Al-Si和Al-NiAl₃共晶的初生硅颗粒的T-6热处理的微结构，且通常无未固溶的Mg₂Si相和中文字形态的Cu₃NiAl₆。

5.如权利要求4所述的合金，其中共晶NiAl₃相的量是在按重量计5％和15％之间。

6.如权利要求3所述的合金，其中所述合金具有嵌入Al-Si和Al-NiAl₃的初生硅颗粒的T-6热处理的微结构，且通常无未固溶的Mg₂Si相和中文字形态的Cu₃NiAl₆，且共晶NiAl₃相的量为大于10％。

7.如权利要求1所述的合金，其中所述合金实质上不含铁、铜和锰。

8.如权利要求1所述的合金，其中所述的铜含量为按重量计最大0.2％的铜，所述的铁的含量是按重量计最大0.6％的铁，所述的锌含量为按重量计最大0.17％的锌。

9.如权利要求4所述的合金，其中所述共晶Cu₃NiAl₆相为按重量计少于1％。

10.如如权利要求1所述的合金组合物，其中所述的锰含量为按重量计最大0.3％的锰。

11.如权利要求1所述的合金组合物，其中镁含量为按重量计0.75～1.2％，Mg₂Si相在低于2000倍的放大倍率在铸态可见。

12.如权利要求1所述的合金组合物，其中按重量计高达1％的镍用按重量计高达1％的钴替代。

13.如权利要求1所述的合金组合物，其中按重量计高达2％的镍用按重量计高达2％的钴替代。

14.如权利要求1所述的合金，其中晶粒或硅提炼元素被添加。

15.如权利要求1所述的合金，其中所述合金含有按重量计0.3～0.7％的镁，按重量计最大0.6％的铁，按重量计最大0.3％的锰，按重量计最大0.2％的铜，和按重量计最大0.1％的锌。

16.如权利要求1所述的合金，其中所述合金含有按重量计最大0.2％的铁。

17.一种过共晶铝硅砂型铸造合金，本质上包含按重量计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0.2％的铁，按重量计最大0.2％的铜，按重量计最大0.3％的锰，按重量计最大0.1％的锌，和余量的铝，其中所述合金是使用带压消失模铸造工艺砂型铸造的。

18.如权利要求17所述的合金，其中在聚合物泡沫铸造系统消融之后，但在熔融金属完全消融掉在配置上对应于待铸物件的聚合物泡沫模型之前，以比每12秒1个大气压更快的速率在5.5～15个大气压的范围内施加压力。

19.如权利要求17所述的合金，其中所述模型是呈现低于0.5％的孔隙率水平的内燃机体的样子。

20.如权利要求17所述的合金，其中所述模型的是下列之一：发动机头、内燃机活塞、内燃机体；且孔隙率水平低于0.1％。