CN107574340A - 高强度高抗蠕变铸造铝合金及hpdc发动机机体 - Google Patents

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Abstract

提供了具有改进性质的铝合金。合金含有约8至约12重量％的硅、约0.5至约1.5重量％的铜、约0.2至约0.4重量％的镁、0至约0.5重量％的铁、约0.3至约0.6重量％的锰、0至约1.5重量％的镍，以及0至约0.5重量％的锌。铝合金可以存在于约80至91重量％之间的一定量。合金可以包括各自约0.1至约0.5重量％的微量元素，如钛、钒和/或锆，以及最多约0.25重量％的所有其他微量元素。此外，合金可以含有约0.03至约0.1重量％的锶、钠和/或锑，以及最多5ppm的磷。还公开了高压模铸制品，例如发动机机体。

Description

高强度高抗蠕变铸造铝合金及HPDC发动机机体
技术领域
本发明一般涉及铝合金，具体而言涉及具有改进铸造质量和机械性能的高强度铸造铝合金，以及由其制备的铸造制品，例如通过高压模铸制备的发动机机体。
背景技术
典型的高压模铸(HPDC)铝合金为Al-Si基合金，其含有约3～4％的Cu。一般认为，无论有无热处理以及在环境使用温度和高的使用温度下，在所有合金元件中，铜(Cu)对铝铸合金的强度和硬度具有唯一的最大影响。通过增加基质的硬度，使其更容易生成小的切屑块以及精细加工的成品，铜还提高了合金的机械加工性。
称为高压模铸(HPDC)的方法广泛应用于大规模生产金属构件，这是因为低成本、近尺寸公差(近似网状结构)以及光滑的表面光洁度。现今，机动车辆行业中的生产商越来越需要制备具有高拉伸性质和延展性的近似网状结构铝构件，并且高压模铸方法是大量生产的最经济的方法。
然而，传统的HPDC方法的一个优点为零件在高温(如500℃)下不耐受溶液处理(T4)，这显著降低了通过完全T6和/或T7热处理的沉淀硬化的潜力。这是因为在最终HPDC构件中由凝固过程中收缩所致而存在高掺量的气孔和真空，并且特别地，充填铸型期间的滞留气体，例如空气、氢气或模壁润滑剂分解所致的蒸气。在传统HPDC构件中没有发现大气泡是不可能的。在高温下用传统溶液处理期间，高压模铸中含有气体或气体形成化合物的内部空隙进行了膨胀，在铸件上形成表面起泡。这些起泡的存在不仅影响了铸件的外观，而且也影响空间稳定性，并且特别是HPDC构件的机械性能。
由于潜在的起泡问题，传统的HPDC铝构件主要应用于铸态和/或在较低程度上的老化条件如T5，而不是T6和T7处理。即使进行T5老化，屈服强度的增加非常有限并且有时候没有改进，因为在当前铸态HPDC零件中，用于人工老化(T5)的硬化溶质的浓度非常低。结果是，在与其他铸造方法比较的时候，HPDC铝零件的机械性能通常低于给定的铝合金，因为由其他铸造方法制备的铝零件可以在完全T6或T7条件中进行热处理。
考虑到传统HPDC铝构件不可避免地含有内部间隙，为尝试获得所需拉伸性能中的一些而不造成起泡问题，人工老化(T5)成为很重要的步骤。由于为过饱和固溶体的溶质形成了析出物，这种析出物很均匀地分散在晶粒中，增加了在晶粒滑移和塑性流动过程中合金抗形变的能力，从而发生了因老化所得的强化。当老化处理引起至少一种这些细小析出物的临界分散形成的时候，发生最大的硬化或强化。
另外，正如在铸铝发动机机体(特别具有较高需求的发动机)的二重连接面积(Siamese area)或联合气缸孔边缘面积中，看到高温和高密封压力。结果是，在二重连接面积\过量塑性形变，和/或发动机燃烧期间的蠕变中，通常观察到铝的衰退。
因此，需要开发耐热高强度铸造铝合金，以用于在高压模铸制品(如发动机机体)中使用。
发明内容
本发明提供了具有改进铸造质量和机械性能的高强度铸造铝合金，以及由其制备的铸造制品，例如由高压模铸制备的发动机机体。
该合金可含有铸造性和强度增强元素如硅、铜、镁、锰、铁、锌，和/或镍的至少一种。该合金的微观结构可以含有具有至少一种合金元素的至少一种不溶的凝固的和/或析出的颗粒。
在一个可与本文中提供的其他实例和特征组合或分开的实例中，提供了适合高压模铸的铝合金。该铝合金可以含有：约8至约12重量％的硅；约0.5至约1.5重量％的铜；约0.2至约0.4重量％的镁；0至约0.5重量％的铁；约0.3至约0.6重量％的锰；0至约1.5重量％的镍；以及0至约0.5重量％的锌。
可提供额外的特征，包括但不限于以下特征：铝合金还包括约80至约91重量％的铝；铝合金还包括每种约0.1至约0.5重量％的钛、钒和锆。
在另一可与本文中提供的其他实例和特征组合或分开的实例中，铝合金含有：约10至约12重量％的硅；约0.75至约1.5重量％的铜；约0.35至约0.4重量％的镁；0至约0.4重量％的铁；约0.4至约0.5重量％的锰；0至约0.5重量％的镍；以及0至约0.2重量％的锌。
还可以提供额外的特征，例如：铝合金还包括每个约0.15至约0.2重量％的钛、钒和/或锆；铝合金还包括0至约0.25重量％的其他微量元素(除了钛、钒和锆)；铝合金还包括约0.03至约0.1重量％的形态改进剂，例如锶、钠、锑，和/或它们的组合；铝合金还包括约0至约5ppm的磷，或一些情况下少于约3ppm的磷；各自提供了一定量的铁和锰，使得泥渣因子小于或等于1.4，其中泥渣因子由以下方程计算得到：泥渣因子＝(1x wt％的铁)+(2x wt％的锰)+(3x wt％的铬)，和其中铝合金实质上含有0铬；铝合金实质上含有0β铁相(β-Fe相)；铝合金包括约0.2至约0.5％的铁；锰和铁各自提供在焊接预防线上方的一定量内，焊接预防线被定义为在铝合金基本上不可能焊接的上方的线，或铝合金模焊接所发生的下方的线；铝合金比A380铝合金轻；铝合金具有约2.7g/cm3的密度；其中铸态和任何老化硬化前的铝合金具有大于或等于160MPa的屈服强度，大于或等于281MPa的抗拉强度，和至少2.8％的应变；其中任何经历T5老化硬化处理后的铝合金具有大于或等于235MPa的屈服强度，大于或等于332MPa的抗拉强度，和至少1.9％的应变。
在另一可以与本文中其他实例和特征组合或分开的实例中，铝合金(原文有误)可以基本由以下组成：约10.5重量％的硅，约0.4重量％的铁，约1.5重量％的铜；约0.5重量％的锰；约0.35重量％的镁；约0.4重量％的锌；和余量的铝。
在又一可与本文中提供的其他实例和特征组合或分开的实例中，铝合金可以基本由以下组成：约8.5重量％的硅；约0.5重量％的锰；约0.5重量％的锌；约0.3重量％的锆；约0.3重量％的钛；约0.3重量％的钒；约0.4重量％的镁；约0.4重量％的铁；约0.04重量％的硅颗粒形态改进剂，例如锶、钠和锑；0至约0.01重量％的微量元素；和余量的铝。
在又一可与本文中提供的其他实例和特征组合或分开的实例中，铝合金可以基本由以下组成：约12重量％的硅；约0.5重量％的锰；约0.2重量％的锌；约0.25重量％的锆；约0.25重量％的钛；约0.25重量％的钒；约0.35重量％的镁；约0.4重量％的铁；约0.04重量％的形态改进剂，例如锶、钠和锑；0至约0.01重量％的微量元素；和余量的铝。
提供了高压模铸制品，例如发动机机体，并且由本文所公开的铝合金形式的任何一种所铸造而成。
附图说明
所提供的附图仅仅出于说明的目的，并不试图限制本公开或所附权利要求书。
图1是示出A380 HPDC合金的计算相图的图，显示了作为铜(Cu)含量函数的相变；
图2是示出铸造铝合金的计算相图的图，显示了作为Mg含量函数的相变；
图3是计算相馏分的图，显示利用所提出组合物没有形成的Mg2Si；
图4是示出了固化期间计算的固体馏分的图，显示了Zn对合金固相线的作用；
图5是示出了计算的固体馏分的图，显示了在传统A380合金中β-Al5FeSi相(～2.5％)的形成；以及
图6是示出Fe-Mn相互作用的图，通过Fe-Mn相互作用，可选择Fe和Mn的优化量用于包括在本发明中的合金中。
具体实施方式
提供了高强度及高抗蠕变铸造铝合金。相比于其他铝合金，这些合金在高温下呈现出改进的材料强度和抗蠕变性。这些合金也可以呈现出改进的可铸性和降低的孔隙，以及在加工提炼期间降低的热开裂。结果是，能够降低铝铸造的废料率和制造成本。在一些实例中，能够改进合金高温性质和发动机性能。例如，能够降低、消除或避免内孔冷却。在一些实例中，还能够降低合金密度。在一些实例中，合金成功地经历了T6或T7处理。
合金可以含有铸造性和强度增强元素如硅、铜、镁、锰、铁、锌，和镍的至少一种。合金的微观结构可以含有具有至少一种合金元素的至少一种不溶的凝固的和/或析出的颗粒。
铝合金可以包括约8至约12重量％(wt％)的硅(Si)，约0.5至约1.5wt％的铜(Cu)(在一些形式中，约0.6至约1.5wt％的Cu)，约0.3至约0.4wt％的镁(Mg)(在一些情况下，镁在数量上可以提供低至约0.2wt％)，最多0.5wt％的铁(Fe)(或0至约0.5wt％的铁)，约0.3至约0.6wt％的锰(Mn)，最多约1.5wt％的镍(Ni)(或0至约1.5wt％镍)，最多约0.5wt％的锌(或0至约0.5wt％锌)，最多约0.25wt％的(或0至约0.25wt％)各种微量元素，例如钛(Ti)、锆(Zr)和钒(V)。在一些形式中，Ti、Zr和V可以各自提供为约0.1至约0.5重量％的量。
优选地，合金组合物可以含有约10至约12wt％的硅、约0.75至约1.5wt％的铜、约0.35至约0.4wt％的镁、最多约0.4wt％的铁(或0至约0.4wt％的铁)、约0.4至约0.5wt％的锰、最多约0.5wt％的镍(或0至约0.5wt％的镍)、最多约0.2wt％的锌(或0至约0.2wt％的锌)、最多约0.2wt％的(或0至约0.2wt％的)各种微量元素，例如钛(Ti)、锆(Zr)和钒(V)、约0.25wt％的(或0至约0.25wt％的)总其他微量元素，以及余量的铝(Al)。在一些形式中，Ti、Zr和V的每个可以各自提供为约0.15至约0.2重量％的量。为了进一步降低模焊接和改进Si形态，合金可以含有小量的锶(Sr)、钠(Na)或锑(Sb)(＜0.1wt％，或0至约0.1wt％)。在一些形式中，Sr、Na或Sb提供在约0.03至约0.1wt％的量内。硅颗粒尺寸和形态也可以由控制合金中磷(P)含量来限定(＜5ppm，优选地＜3ppm；或0至约5ppm)。
与其他市售HPDC合金相比较，将新合金的组合物范围的两个实例(在这些实例中称为形式1和形式2)列在表1中，。
表1新合金的两个形式和市售合金380、383和360合金的化学组合物。
在新的铝合金中，降低的Cu含量与传统的380及其变体相比较。
尽管通常已知铜可以增加铝合金中的强度和硬度，缺点是，铜通常降低了铝的抗腐蚀性；以及在特定合金和回火中，铜增加了应力腐蚀敏感性。铜也增加了合金的凝固范围并且降低了给料能力，导致收缩孔隙的高潜力。此外，铜是很昂贵并且很重的。
通过加热模铸至中间温度(例如，160-240℃)，人工老化(T5)被用于产生析出硬化，并且随后将铸造保持一段时间以在析出中获得硬化或强化。考虑到析出硬化是动力学过程，在铸态铝固溶体中的保留溶质元素的含量(过饱和)在HPDC铸造的老化响应中扮演着重要的角色。因此，在铝软化基质溶液中，铸造后的硬化溶质的可得到性和实际量对随后的老化有影响。在生产HPDC零件中，从模具中取出的温度以及随后的淬火速度是影响过饱和程度的显著因素。
此外，在当前HPDC实践中，在脱模和淬火之前，经常缓慢地冷却零件至低温，例如低于200℃。这显著地减小了随后的老化潜力。这是因为硬化溶质(如铜和/或镁)的溶解度随着零件淬火温度的降低显著地降低。结果是，在铝基质中用于后续老化硬化的剩余铜或镁溶质是非常有限的。因此，尽管市售合金可以在标称组合物中含有3～4％的铜，标称组合物中的大多数与形成金属间相的其他元素进行结合。没有溶液处理，铸态含铜金属间相不会影响任何对材料的老化硬化。因此，依据性能改进和质量保证，在当前生产中使用的HPDC合金中高铜的加入是无效的。
因此，尽管典型的HPDC铝合金，例如A380、380或383在标称组合物中含有3～4％的铜，保留在铸态铝基质中的用于后续老化的实际Cu溶质没有那么高。图1说明了A380 HPDC合金的计算相图(8.5wt％Si、1.3wt％Fe、0.2wt％Mg、0.5wt％Mn、0.5％wt％Ni和3％Zn)，显示了冷却期间相变作为Cu含量的函数。以摄氏度为单位的温度显示为Y轴，其显示为元素102，从高的700℃降低为低的0℃；以及wt％的铜显示为X轴，其显示为元素104，从0至10％的Cu。在最高温度下，合金A380在0至10wt％之间的任何百分比Cu上为液体，正如截面106所示。在图上的每一个绘制线标记当合金冷却时相变的边界。例如，在110和112之间的截面108(其对应于显示在Y轴和X轴上的温度和重力百分比，对应于图3所示的截面108)，A380合金含有液体，Al5FeSi和Al15FeMn3Si2。在截面114中，存在液体、Al、Al5FeSi和Al15FeMn3Si2。在截面116中，存在液体、Al、Si、Al5FeSi和Al15(FeMn)3Si2。在截面118中，存在Al、Si、Al3Ni和Al15(FeMn)3Si2和Al5FeSi。在截面120中，存在Al、Si、Al3Ni、Al5FeSi、Al15(FeMn)3Si2和Al2Cu。在截面122中，存在Al、Si、Al3Ni、Al5Cu2Mg8Si6、Al15(FeMn)3Si2、Al5FeSi和Al2Cu。在截面124中，存在Al、Si、Al3Ni、Al5Cu2Mg8Si6、Al5FeSi和Al15(FeMn)3Si2。在截面126中，存在Al、Si、Al3Ni、Al5Cu2Mg8Si6、Al5FeSi、Al15(FeMn)3Si2和τ(Al，Cu，Zn)。点A，对应于437℃的1.56wt％的Cu，表明Cu在铝基质为约1.56wt％Cu中的最大溶解度。点B位于点为0.27wt％Cu的点上。点C在200℃和0.006wt％Cu的点上。点D对应于3.3wt％Cu和500℃。
正如图1中所示的，当在约437℃(其显示在点A处)快速冷却铸造的时候，在铝基质中，Cu的最大溶解度为约1.56％。当构件/零件没有经历高温溶液处理的时候，在固化期间，大多数Cu受到没有老化响应的Fe和金属间相元素的束缚。在这种情况下，铸态含Cu金属间相类似于如Si的其他第二相颗粒。
因此，可以设想，在为了更好铸造性而不是收缩孔隙降低的新合金中，本发明合金降低的Cu含量不超过1.5wt％。使用较少的铜也将改进耐腐蚀性，节约成本，以及允许合金更小的重量(具有更小的密度)。
在新的铝合金中，增加的Mg与传统的380及其变体相比较。
为了进一步改进铸造铝合金的老化响应，新合金中的镁含量应该保持不低于0.2wt％，并且优选的水平为大于0.3wt％。对于只受过T5老化方法的铸造，最大Mg含量应该保持低于0.4wt％，0.35wt％的优选水平，从而Mg添加的大多数在高压模铸的快速固化后将会留在Al固体溶液中，正如图2所示。
例如，参考图2，图2说明了A380 HPDC合金的计算相图(8.5wt％Si、1.3wt％Fe、3wt％Cu、0.5wt％Mn、0.5％wt％Ni和3％Zn)，其显示了冷却期间作为Mg含量函数的相变。以摄氏度为单位的温度显示为Y轴，其显示为元素202，从高的700℃降低为低的0℃；以及wt％的铜显示为X轴，其显示为元素204，从0至5％的Mg。在最高温度下，合金A380在0至5wt％之间的任何百分比的Mg上为液体，正如截面206所示。在图上的每一个绘制线标记当合金冷却时相变的边界。例如，在线210和212之间的截面208，A380合金含有液体和Al15FeMn3Si2。在截面214中，存在液体、Al5FeSi和Al15(FeMn)3Si2。在截面216中，存在Al、Si、Al5FeSi、Al3Ni、Al15(FeMn)3Si2、Al2Cu和Al5Cu2Mg8Si6。在截面218中，存在Al、Si、Al5Cu2Mg8Si6、Al5FeSi、Al3Ni、Al15(FeMn)3Si2和τ(Al，Cu，Zn)。在截面220中，存在Al、Si、Al5FeSi、Al15(FeMn)3Si2、Al3Ni、Mg2Si和τ(Al，Cu，Zn)。在截面222中，存在Al、Si、Al5FeSi、Al15(FeMn)3Si2、Al3Ni、Mg2Si、SIGMA和τ(Al，Cu，Zn)。虚线224对应于0.34wt％Mg。点A对应于437℃处的0.19wt％Mg，437℃为铝基质中Cu的最大溶解度的温度点(其对应于1.56wt％Cu，其显示在图1中)。
已经发现，当Mg为约0.4wt％的时候，在强度上基本没有进一步的改进。
参考图3，图3表示在新合金的铸态微观结构中没有形成Mg2Si。例如，当新HPDC机体铝合金含有11wt％Si、1wt％Cu、0.4wt％Fe、0.5wt％Mn和0.35wt％Mg的时候，相馏分(f)显示为以摄氏度为单位的温度的函数。以摄氏度为单位的温度显示为X轴，其显示为元素302，从低的0℃至高的800℃；以及相馏分(f)显示为Y轴，其显示为元素304，从0至0.06。线306表示Al15(FeMn)3Si2的相馏分；线308表示Al2Cu的相馏分；以及线310表示Al5Cu2Mg8Si6的相馏分。然而，注意的是，Mg2Si没有表示在图3的相馏分图中，因为Mg2Si不存在于新合金中。
在新的铝合金中，降低的Zn与传统的380及其变体相比较。
Zn能够显著地增加合金收缩倾向性。
图4表示固体馏分(fs)作为以摄氏度为单位的温度的函数，新合金的两个变体具有锌的不同量(0wt％和0.5wt％)以及传统380合金具有2wt％的Zn。以摄氏度为单位的温度显示为Y轴，其显示为元素402，从低的400℃至高的650℃；以及固体馏分(fs)显示为X轴，其显示为元素404，从0至1。图4示出了固化期间的计算固体馏分，其显示了锌对合金固相线的影响(固相线为合金完全固化处的温度)。
线406表示传统380合金的固体馏分曲线(作为温度的函数)，该合金含有2wt％Zn；线408表示含有0.5wt％Zn的新合金的固体馏分曲线；线410表示含有0wt％Zn的新合金形式的固体馏分曲线；对于传统380合金的固相线在A处所示；对于含有0.5wt％锌的新合金的固相线在B处所示；对于含有0wt％锌的新合金的固相线在C处所示；对于所有三个的液相线在D处所示。
如图4所示，在传统380合金中的高Zn(2％)大幅增加了合金凝固范围(液相线-固相线)并且因而收缩孔隙倾向性。然而，正如所示的，保持低于0.5wt％的锌水平增加了固相线，并且降低了凝固范围，这对降低收缩孔隙有影响。因此，为了降低合金收缩孔隙以及增加合金的固相线，新合金中的锌应该保持在不超过0.5wt％，并且优选的水平小于0.2wt％。
新合金中的优选的其他合金化元素
现在参考图5，图5表示A380的相馏分(f)(含有Al、8.5wt％Si、3.5wt％Cu、1wt％Fe、0.25wt％Mn和0.25wt％Mg)作为以摄氏度为单位的温度的函数。以摄氏度为单位的温度显示为X轴，其显示为元素502，从低的0℃至高的800℃；以及相馏分(f)显示为Y轴，其显示为元素504，从0至0.06。线506表示Al15(FeMn)3Si2的相馏分；线508表示Al2Cu的相馏分。线510表示Al5Cu2Mg8Si6的相馏分；以及线512表示Al5FeSi的相馏分。
在传统HPDC 380合金中，高Fe含量(～1％)用于降低模具焊接。高Fe含量显著增加了合金的收缩孔隙并且降低了材料延展性，由于形成了β-Fe相(Al5FeSi，～2.5vol％)，正如图5中所示。在新合金中，Fe优选为0.4wt％，Mn优选为0.5wt％，以消除β-Fe相的形成，正如图3中所示(不存在β-Fe相)。
为了维持合金模具焊接的耐性，合金相当的泥渣因子能够用于控制Fe和Mn的含量。泥渣因子由以下计算得到：
泥渣因子＝(1x wt％Fe)+(2x wt％Mn)+(3x wt％Cr) (1)
优选地，当保温炉中的熔融温度在620℃(1150°F)的时候，新合金的泥渣因子控制为低于1.4以避免熔融炉泥渣的形成。当保温炉中的熔融温度在660℃(1230°F)的时候，泥渣因子应该小于2.0。
在本发明的情况中，应用泥渣因子方程，假如Fe提供为0.4wt％并且Mn提供为0.5wt％，以及实质上提供0铬，泥渣因子为1.4，即，(0.4(+0.5*2＝1.4)。
参考图6，显示出了Fe-Mn相互作用图，其示出了更好铸造性和低合金成本的优选操作窗。图6表示wt％Mn作为wt％Fe的函数。重量百分比(wt％)的Mn显示在Y轴上，其显示为元素602，示出了从低的0至高的0.8wt％Mn；以及重量百分比(wt％)的Fe显示在X轴上，其显示为元素604，示出了从低的0至高的1。泥渣因子线表示为606，其基于上述的泥渣因子等式(1)来绘制，具有泥渣因子等于1.5，铬为0。在线606上的Mn-Fe相互作用点具有大于1.5的泥渣因子。Mn和Fe的量(对应于大于1.5的泥渣因子)绘制在面积608内，其在泥渣因子阈值线606上边，并且小于1.5的泥渣因子的Mn和Fe的量位于面积607内，其在泥渣因子阈值线606的下边。
下边界线610为焊接预防线。焊接预防线610为焊接被确定是基本不可能的以上的线，这通过实验来确定。焊接预防线610为铝合金发生模具焊接的以下的线。换言之，Mn和Fe的阈值水平，大大降低了或消除了模具焊接。在焊接预防线610以下，铝合金粘住了钢模具，因为焊接发生在铝合金和钢模具之间。优选地，通过提供焊接预防线610上的Mn和Fe的量，基本消除了模具焊接。
右边界线表示在612处。线612是β-Fe(Al5FeSi)相线。假如合金含有对应于大于β-Fe(Al5FeSi)相线612的点的Mn和Fe的量，在面积614中，合金将包括β-Fe(Al5FeSi)相；并且假如合金含有对应于β-Fe(Al5FeSi)相线612左边(小于β-Fe(Al5FeSi)相线612)的点的Mn和Fe的量，在面积616中，合金没有或基本没有β-Fe(Al5FeSi)相。
左边界线表示在618处。线618位主要合金/次要合金线。线618也称为成本效率线，并且线618对应0.2wt％的Fe。需要昂贵的方法以将天然铝中的Fe除去至小于0.2wt％Fe的量。在线618左边的点(具有小于0.2wt％的Fe)，在面积620内，合金为主要铝合金，其被认为生成成本高的高级合金。在线618右边的点(具有大于0.2wt％的Fe)，在面积622内，合金为次要铝合金，其被认为生成或获得的成本效益的。
在本发明合金的一些实例中，所包括的Mn和Fe的量对应于图6中的优化截面624。在优化截面624中，泥渣因子为低于1.5(或在一些实例中1.4)，并且从而，将Mn和Fe提供在对应于低于泥渣因子阈值线606下的面积607的量内。此外，在面积622中，将Fe提供在大于主要合金/次要合金线618的量内。因此Fe提供在约0.2wt％或更大的量内。此外，将Mn和Fe提供在焊接预防线610上的量内，以降低或消除模具焊接，并且将Mn和Fe提供在β-Fe(Al5FeSi)相线左边的量内，使得合金含有基本为0的β-Fe(Al5FeSi)相。
在新合金中，平均Si含量从传统A380的8.5wt％增加至11wt％。增加共熔组合物附近的Si(～12％)能够帮助降低凝固范围，并且从而增加了铸造的可铸性和质量。为了控制Si的颗粒形态，可以使用形态改进剂，例如Sr、Na或Sb(高达0.1wt％)。在一些形式中，形态改进剂约0.03wt％和约0.1wt％之间的量可以包括在内。在新合金中，也设想控制P含量(＜3ppm)以产生细小的Si颗粒，甚至没有Sr、Na或Sb修饰。在变体中，将P含量控制在约5ppm或低于约5ppm。
为了进一步改进高温下的合金性能，合金可以含有最多0.5wt％的钛(Ti)(或0至约0.5wt％Ti)，最多0.5wt％的锆(Zr)(或0至约0.5wt％Zr)，最多0.5wt％的钒(V)(或0至约0.5wt％V)，以及最多0.25wt％的(或0至约0.25wt％)其他总的微量元素。在一些变体中，Ti、Zr和V的每个可以各自提供为约0.1至约0.5wt％的量内。以及在一些变体中，Ti、Zr和V的每个可以各自提供为约0.15至约0.2wt％的量内。
新合金的降低密度
基于热力循环的计算，新合金高于传统A380合金。在一些形式中，新合金轻了约3％。表2比较了新合金密度与当前在生产中所使用的A380合金。
表2合金组合物和密度的比较
证明
在表3中所示的一个实例(称为实例2)中，新合金基本上不含有铜。在这个实例中，新合金不含有约8.5wt％Si、约0.4wt％Fe、约0.5wt％Mn、约0.4wt％Mg、约0.5wt％Zn、约0.3wt％Zr、约0.3wt％Ti、约0.3wt％V、约0.04wt％Sr、最多约0.01wt％(或0至约0.01wt％)的所有其他微量元素，以及余量的铝。表4比较了新合金与市售合金380和360的机械性能和耐腐蚀性。可以看出，新合金不仅具有较高的拉伸性质也具有更好的耐腐蚀性。
表3新合金化学组合物的一个实例(实例2)
表4新合金与市售合金380和360的机械性能和耐腐蚀性的比较
在另一实例中，表5，新合金(称为实例3)也基本不含有铜，但是实例3含有约12wt％Si、约0.4wt％Fe、约0.5wt％Mn、约0.35wt％Mg、约0.2wt％Zn、约0.25wt％Zr、约0.25wt％Ti、约0.04wt％Sr，最大约0.01wt％的所有其他微量元素，以及余量的铝。表6比较了新合金(实例2)与市售合金380和360的机械性能和耐腐蚀性。同样发现，新合金在拉伸性质和耐腐蚀性上都具有更好的性能。
表5新合金化学组合物的另一个实例(实例3)
表6新合金与市售合金380和360的机械性能和耐腐蚀性的比较。
本文中所述的合金可以用于制备HPDC铸造制品，例如发动机机体。因此，本文中，本发明人考虑了本发明延伸至铸造制品，包括发动机机体、含有改进的合金(包括实例、形式和其变体)。
另外，尽管单独描述了上述的实例，本领域技术人员将会理解具有本发明的优点，在所附权利要求的范围内，本文所述的元素的量可以与不同的实例混合和匹配。
还将理解，上述描述的概念的任何一个可以与其他上述描述的概念的任何或所有单独或组合地使用。尽管已经公开了本发明的实施例，普通技术人员将会认识到特定的修改将会在本发明范围内。为此，应对权利要求书进行研究以确定本发明的真实范围和内容。

Claims (10)

1.一种适合高压模铸的铝合金，所述铝合金包括：
约8至约12重量％的硅；
约0.5至约1.5重量％的铜；
约0.2至约0.4重量％的镁；
0至约0.5重量％的铁；
约0.3至约0.6重量％的锰；
0至约1.5重量％的镍；以及
0至约0.5重量％的锌。
2.根据权利要求1所述的铝合金，还包括约80至约91重量％的铝。
3.根据权利要求1或2所述的铝合金，还包括约0.1至约0.5重量％的钛、约0.1至约0.5重量％的锆，以及约0.1至约0.5重量％的钒。
4.根据上述权利要求中任意一项所述的铝合金，其中所述铝合金含有：
约10至约12重量％的硅；
约0.75至约1.5重量％的铜；
约0.35至约0.4重量％的镁；
0至约0.4重量％的铁；
约0.4至约0.5重量％的锰；
0至约0.5重量％的镍；以及
0至约0.2重量％的锌。
5.根据上述权利要求中任意一项所述的铝合金，还包括约0.15至约0.2重量％的钛、约0.15至约0.2重量％的锆，以及约0.15至约0.2重量％的钒。
6.根据上述权利要求中任意一项所述的铝合金，还包括：
0至约0.25重量％的微量元素，所述微量元素不选自由以下组成的组：钛、钒和锆；
0至约5ppm的磷；以及
约0.03至约0.1重量％的形态改进剂，所述形态改进剂选自由以下组成的组：锶、钠、锑以及它们的组合。
7.根据上述权利要求中任意一项所述的铝合金，其中所述铁和锰含量各自提供在一定量内，使得泥渣因子小于或等于1.4，其中所述泥渣因子由以下方程计算得到：
泥渣因子＝(1x wt％铁)+(2x wt％锰)+(3x wt％铬)，
以及其中所述铝合金实质上含有0的铬和实质上0的β铁相(β-Fe相)。
8.根据上述权利要求中任意一项所述的铝合金，其中所述铝合金包括约0.2重量％至约0.5重量％的铁，其中所述锰和所述铁各自提供在焊接预防线上方的一定量内，所述焊接预防线被所述铝合金发生焊接下方的线所限定。
9.根据上述权利要求中任意一项所述的铝合金，其中铸态和任何老化硬化前的所述铝合金具有大于或等于160MPa的屈服强度，大于或等于281MPa的抗拉强度，和至少2.8％的应变；以及其中经历T5老化硬化处理后的所述铝合金具有大于或等于235MPa的屈服强度，大于或等于332MPa的抗拉强度，和至少1.9％的应变。
10.一种高压模铸制品，其由根据上述权利要求的任意一项所述的铝合金所铸造。
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