CN101220431A - 用于发动机部件的铝合金 - Google Patents

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Abstract

一种可铸造的铝合金中包含：重量百分比为约0.4％－约2.5％的Si，高达约5％的Cu，高达约1％的Mg，高达约1％的Fe，高达约2％的Mn，高达约0.3％的Ti，高达约2.5％的Ni，高达约3％的Zn和余量的铝，且所述铝合金在铸造和热处理状态下提供了降低的铸造孔隙率和得到改进的抗拉强度和延展性。

Description

用于发动机部件的铝合金
技术领域
本发明涉及能够被铸成可机加工制品例如用于汽车和其它车辆的发动机的气缸盖和气缸体的铝合金。
背景技术
内燃机部件所使用的大多数铸件由Al-Si族铝合金制成，例如由200和300系列铝合金制成，主要是基于它们的可铸性和可机械加工性。在可铸性方面，被认为硅含量低必然导致可铸性差。类似地，虽然Al-Cu合金已经被开发用于高强度应用中，但是Al-Cu合金也存在可铸性差的问题。
最常用的Al-Si铸造合金(例如合金319，356，390)在铸造之后通过被描述为时效硬化或者沉淀强化的机理而获得强化，其中所述时效硬化或者沉淀强化包括三个步骤，即用于溶解沉淀物和在铝基基体相中溶化固溶体中的溶质合金元素的高温固溶处理步骤，接下来是快速冷却并且在中间时效温度下时效处理一段时间以使得沉淀物形核并且生长强化，从而提高铸件的强度和硬度。
气缸体和气缸盖既可以由得到铸造和沉淀强化的铝合金319(名义成分重量比为：6.5％Si，0.5％Fe，0.3％Mn，3.5％Cu，0.4％Mg，1.0％Zn，0.15％Ti，和余量的Al)制成，又可以由得到铸造和沉淀强化的铝合金A356(名义成分重量比为：7.0％Si，0.1％Fe，0.01％Mn，0.05％Cu，0.3％Mg，0.05％Zn，0.15％Ti，和余量的Al)制成。这些铝合金气缸盖在使用一段时间后，尤其是在高性能发动机应用中，可能会产生热疲劳。
因此需要提供一种得到改进的可铸造铝合金以及由该合金制造出的铸件，所述合金在铸造状态下和在沉淀强化状态下具有降低的铸造孔隙率和得到提高的合金强度和延展性，从而改善其热疲劳抗力。
发明内容
本发明提供一种铝合金，所述铝合金在铸造状态下和在热处理(沉淀强化)状态下，具有降低的铸造孔隙率和改进的机械特性组合，例如抗拉强度和延展性。
根据本发明的一个实施例的铝合金中包含：重量百分比为约0.4％-约2.5％的Si，高达约5％的Cu，高达约1％的Mg，高达约1％的Fe，高达约2％的Mn，高达约0.3％的Ti，高达约2.5％的Ni，高达约3％的Zn和余量的铝。铜的优选重量百分含量为约1％-约4％。也可以在该合金中存在重量百分比高达约0.03％的锶(Sr)。
该合金中的Si含量在设定的范围内进行选择，从而使得铸造合金显微结构中基本上没有硅共晶相，并且使得在后续铸造和沉淀强化处理期间形成得到强化的沉淀物。
当Fe的含量大于重量比为约0.3％时，Mn/Fe比优选为0.6-1.8。
在本发明的一个示例性的实施例中，所述铝合金中包含：重量百分比为约0.8％-约2.5％的Si，约1.5％-约2.5％的Cu，约0.1％-约0.5％的Mg，约0.3％-约0.6％的Fe，约0.4％-约0.8％的Mn，约0.04％-约0.2％的Ti，高达约2.5％的Ni，高达约1％的Zn和余量的铝。更优选的是，该合金中的Si含量以重量百分比表示为约0.8％-约1.5％，更优选为约1.0％-约1.4％。所述合金在铸造状态下和在热处理(沉淀强化)状态下，具有降低的铸造孔隙率和改进的机械特性组合(例如抗拉强度和延展性)。特别是改善了处于未冷淬铸造和热处理状态下的合金的机械特性。
在本发明的另一示例性的实施例中，所述铝合金中包含：重量百分比为约0.8％-约2.5％的Si，约3.0％-约4.0％的Cu，约0.1％-约0.5％的Mg，约0.3％-约0.6％的Fe，约0.4％-约0.8％的Mn，约0.04％-约0.2％的Ti，高达约2.5％的Ni，高达约1％的Zn，约0.008％-约0.02％的Sr和余量的铝。更优选的是，该合金中的Si含量以重量百分比表示为约0.8％-约1.5％，再为优选的是，约1.0％-约1.4％。所述合金在铸造状态下和在热处理(沉淀强化)状态下，具有降低的铸造孔隙率和改进的机械特性组合(例如抗拉强度和延展性)。特别是改善了处于未冷淬铸造和热处理状态下的合金的机械特性。优选采用这样一种包括三步顺序时效处理的热处理方法对合金进行热处理，其中在固溶化和从固溶温度快速冷却之后，在第一时效温度下开始对合金进行时效处理，然后淬火达到环境温度(室温)，之后再以比第一时效温度更低的第二时效温度进行时效处理，从而获得得到进一步改善的抗拉强度和延展性。
通过对优选实施例进行的描述，本发明的其它优点将会变得更加清楚。
附图说明
图1是内燃机气缸盖的透视图，所述气缸盖是可利用本发明的铝合金制造出的代表性的发动机部件。
图2，3和4分别是根据本发明的合金、铝合金A356以及铝合金319的经过铸造和热处理(T6)的显微结构的显微照片。
图5的表格示出了铸入到试棒中的合金的成分。
图6的表格示出了冷淬铸态合金成分的机械特性和铸造特性。
图7的表格示出了未冷淬铸态合金成分的机械特性和铸造特性。
具体实施方式
本发明提供一种可铸造铝合金，所述可铸造铝合金的合金成分受到控制从而在合金的冷淬和未冷淬的铸造状态和热处理(沉淀强化)状态下降低了铸造孔隙率且改善了机械特性。本发明尤其适合制造用于往复式活塞内燃机的气缸盖铸件，尽管本发明并不限于此，这是因为所述合金也可以用来制造气缸体铸件和其它发动机部件铸件以及其它产品的铸造制品。所述合金可以采用传统的铸造方法进行铸造并且采用传统的热处理方法进行热处理，从而产生已公知的T5、T6等沉淀强化状态。所述合金也可以通过下文中所描述的被称为后固熔(post-solution)，三步顺序时效热处理法进行热处理。
图1是用于V型6缸(V-6)内燃机的气缸盖10的示意图，该气缸盖10可使用本发明的可铸铝合金进行铸造。为了用于进行解释而不是用于进行限制的目的，其中该气缸盖10包括进气口12(图中示出了三个)，火花塞塔形部件14，凸轮轴托架16，阀盖导轨18以及定时链罩20。
根据本发明示例的实施例的用于既减小铸造孔隙率(例如大孔隙度和/或微孔隙度)又改善机械特性的铝合金中包含：重量百分比为约0.4％-约2.5％的Si，高达约5％的Cu，高达约1％的Mg，高达约1％的Fe，高达约2％的Mn，高达约0.3％的Ti，高达约2.5％的Ni，高达约3％的Zn和余量的铝。铜的重量百分比优选为约1％-约4％。在该合金中可以存在重量百分比高达约0.03％的锶(Sr)，优选的是在重量百分比为3％-5％的更高铜含量的合金中存在锶。
合金中的Si含量优选在设定的范围内进行选择，所述设定的范围使得在合金的铸造状态下不足以形成大量的硅共晶相，但是足够在铸造和热处理状态下沉淀通常在300系列铝合金中发现的典型的富铁金属间化合物。富铁金属间化合物沉淀物包括，但不限于，α-Al15(Fe，Mn)3Si2和Al15Mn3Si2，β-Al5FeSi。因此，铝合金中基本上没有任何单独的硅相，即在铸件显微结构中典型地存在的硅共晶相的体积百分比小于约3％。
铁(Fe)通常作为被包含在由铝土矿生产出的铝中的偶存元素存在于铝合金中，所述铝土矿中通常包含三氧化二铁。当合金中的Fe含量以重量百分比表示大于约0.3％时，为了降低由该合金制成的铸件中的微孔隙率和收缩孔隙率(大孔隙度)，铝合金中Mn/Fe比优选在0.6到1.8的范围内。包含重量百分比小于0.3％-0.4％的铁的铝合金可能要支付一定的溢价。对于绝大多数铸造方法而言，铁含量以重量百分比表示优选不超过合金的约0.8％。但是在模铸过程中，铁含量可以高达约1.5％从而防止铸造金属粘结到金属模具表面上。
铜(Cu)优选以重量百分比为约1％-约4％的量作为固溶强化合金元素存于合金成分中。镁(Mg)可以作为固溶强化合金元素存在于合金成分中。镍(Ni)不是合金的必需成分，但是通常在现有的铝合金中存在镍，并且其可接受的重量百分比高达约2.5％。锌(Zn)通常是偶存元素并且在规定的最大值范围内是可接受的。钛(Ti)通常是废铝合金的成分，当其重量百分比在0.04-0.2％的范围内时降低了晶粒尺寸。可以添加锶(Sr)从而改变共晶铝-硅相和富铁金属间化合物。可选择地，可以通过或是单独地或是组合在一起添加钠或者稀土金属，尤其是铈，镧和钕来改变这些金属间化合物和共晶相。
根据本发明的一个实施例优选的铝合金中包含：重量百分比为约0.8％-约2.5％的Si，约1.5％-约2.5％的Cu，约0.1％-约0.5％的Mg，约0.3％-约0.6％的Fe，约0.4％-约0.8％的Mn，约0.04％-约0.2％的Ti，高达约2.5％的Ni，高达约1％的Zn和余量的铝。一种根据该示例性实施例的更优选的合金中包含：重量百分比为约0.8％到约1.5％的Si，甚至更优选重量百分比为约1.0％到约1.4％的Si。一种根据该示例性实施例的特别优选的合金中包含：重量百分比为约1％的Si，约2％的Cu，约0.4％的Mg，约0.5％的Fe，约0.65％的Mn和余量的铝。这些合金在铸造状态和热处理(沉淀强化)状态下表现出降低的铸造孔隙率以及抗拉强度和延展性的改善组合。
根据本发明的另一个实施例优选的铝合金中包含：重量百分比为约0.8％-约2.5％的Si，约3.0％-约4.0％的Cu，约0.1％-约0.5％的Mg，约0.3％-约0.6％的Fe，约0.4％-约0.8％的Mn，约0.04％-约0.2％的Ti，高达约2.5％的Ni，高达约1％的Zn，约0.008％-约0.02％的Sr和余量的铝。一种根据该示例性实施例的更优选的合金中包含：重量百分比为约0.8％到约1.5％的Si，甚至更优选重量百分比为约1.0％到约1.4％的Si。一种根据该示例性实施例的特别优选的合金中包含：重量百分比为约1％的Si，约3.5％的Cu，约0.4％的Mg，约0.5％的Fe，约0.65％的Mn，约0.010％的Sr和余量的铝。这些合金在铸造状态和热处理(沉淀强化)状态下表现出降低的铸造孔隙率以及抗拉强度和延展性的改善组合。优选采用这样一种以三步顺序时效(SA)处理为结束的热处理方法对合金进行热处理，其中在固溶化和从固溶温度快速冷却之后，在第一时效温度下开始对合金进行时效处理，然后淬火达到环境温度或者室温，之后再以比第一时效温度更低的第二时效温度进行时效处理，从而获得如下文描述的得到进一步改善的抗拉强度和延展性。
如上文所述，根据本发明的铝合金能够采用传统的铸造方法进行铸造。典型的铝合金熔体能够通过把铝铸锭和合适的铝基母合金，例如Al-50％Si，Al-25％Fe，Al-50％Cu，Al-20％Mn(其中％是重量百分比)，以及纯的金属镁熔化为如上所述的期望的组成而进行制备。
熔体在合适的熔炉，例如无心感应电炉，电阻炉，反射炉，或者粘土-石墨或碳化硅煤气坩锅炉，中进行制备。只有脏的或者带有浮渣的炉料才需要助熔剂。通常，不需要特定的熔炉气氛。炉料可在环境空气中产生熔化。一旦产生熔化，利用普通的铝铸造生产对熔体进行脱气，例如借助旋转脱气装置用干燥的氩或者氮对熔体进行吹扫。脱气操作中也可以包含卤素气体，例如氯或者氟，或者有利于清除杂质的卤盐。优选地，以静态的方式对熔体进行处理从而将紊流和氢气散逸(pickup)降至最小程度。
一旦被脱气和净化之后，使用一种介质对熔体进行处理从而实现共晶铝-硅相和/或金属间相的改性。为此一种优选的介质包括Sr和/或一种或者多种稀土金属。优选的方法是在脱气的最后阶段期间把Al-10％Sr或Al-90％Sr(其中％是重量百分比)母合金投入到熔体中，而不使用卤素材料。可以通过任何普通商业上可利用的方法对熔体中的气体水平进行评估，例如低压试验或者AISCAN.TM.仪器。
最后，刚好在进行浇铸之前，使用钛-硼母合金对熔体可选择地进行晶粒细化以减小晶粒尺寸，其中典型的钛的添加量占合金的重量百分比为约0.02％-0.1％。但是，某些应用中可以不用进行晶粒细化。这种晶粒细化添加剂可以在上段中描述的添加改性剂之前进行添加。
熔体过热可以从低于50华氏度到远高于500华氏度进行变化。较低水平的过热适于使微孔隙度降至最小程度。然而，较高水平的过热已经导致在铸件显微结构中金属间化合物产生细化，从而使得这种方法在某些情况下是优选的。下面的实例给出了示例性的熔体浇铸温度。把熔体浇铸到通过已公知的铸型制造方法制造出的合适的铸型中。这样的铸型包括，但不限于，粘合砂模，金属铸模，压铸铸模，永久铸模，消失模铸型(lost foam)或者失蜡铸型。砂模中可以在铸件的某些关键区域中包含金属冷却物以利于进行局部定向固化或者细化铸件显微结构。在使用砂模的情况下，铸后操作典型地包括采用喷砂处理法从铸件上清除掉多余的型砂。铸后操作典型地还包括除去铸件上的浇口部分。
上述铝合金可以采用常规的铸造方法进行铸造，所述常规的铸造方法例如精密砂型铸造法，永久铸模铸造法，半永久铸模铸造法，粘合砂模铸造法，消失模铸造法，熔模铸造法，压铸法，离心浇铸法，湿砂铸造法，以及适于制造各种类型的铸造部件的其它铸造方法。对于某些铸造部件而言，对铸件进行热处理以加强满足特定应用需求的机械特性。本发明的优点在于：出乎意料地能够同时降低由上述合金制成的铸造部件中的微孔隙率和大孔隙率。另外，本发明出乎意料地能够在减小铸件孔隙率的同时改善铸造部件的机械特性。
可以通过通常使用的非破坏性试验，例如X射线检查，染色检查，或者超声波检查，对铸件进行评估。进行这些试验来判断铸件是否在固化期间由于收缩形成了孔隙。这样的收缩可能是由于铸造合金的成分和/或铸件的形状而引起的。
可以通过已公知的适用于铝合金的沉淀硬化机理对由本发明的铝合金制成的铸件进行热处理以增强机械特性。这样的沉淀硬化热处理包括，但不限于，T5回火(tempering)，T6回火，T7回火和三步顺序时效(SA)热处理。T5回火包括典型地在300华氏度到450华氏度的中间温度下对铸件人工时效达12小时或者更长时间。应用要求更高的铸件可能需要T6回火的峰值强度，T6回火包括在接近但低于合金固相线温度的温度下进行固溶热处理典型地长达4-12小时。使用合适的冷淬剂例如水，油，聚合物或者快速运动的空气从固溶温度对铸件进行淬火。这种淬火快速地冷却热处理过的铸件穿越其临界温度范围，通常是850华氏度到450华氏度。一旦被冷却后，通常铸件在室温下停留1小时到24小时，然后被再次加热到中间温度，类似于T5回火。在对于尺寸稳定性而言重要的应用中，可以指定T7回火。除了要求人工时效周期的温度更高或者时间更长，或者同时温度更高且时间更长，以达到更软的状态同时具有更高尺寸稳定性以外，T7回火类似于T6回火。SA回火通常如上所述并且在下面详细描述。
根据本发明所述的一些铝合金尤其适用于制造发动机气缸盖铸件和气缸体铸件，这些铸件是可机械加工的并且它们在铸态下以及在热处理状态下表现出既减少了铸件孔隙缺陷又改善了机械特性。例如，用于燃用汽油的往复活塞式内燃机的气缸体铸件和气缸盖铸件可使用根据本发明所述的合金进行制造。
下面的实例用于进一步对本发明进行描述而不是用于限制本发明：
实例1
本发明合金的样品熔炼量名义上包括，重量百分比为1.1％的Si，2.0％的Cu，0.4％的Mg，0.5％的Fe，0.6％的Mn和余量的Al以及由下面步骤偶然附带的杂质。仔细称量适当量的Al-36Si，Al-50Cu，Al-25Fe，Al-25Mn母合金和纯金属镁并且使它们在粘土-石墨坩锅中在电阻熔炉中熔化。一旦熔化，就对合金进行搅拌和脱气，检查合金成分和气体含量，合金熔体靠重力浇铸到砂模中，从而形成五个试验棒，其尺寸为矩形横截面是1英寸×1.5英寸及长度是14英寸，在两端和中点处通过铸造交叉棒连接。每个试验棒包括在铸造中心交叉棒一侧的未冷淬部分和在铸造交叉棒另一侧的冷淬部分，冷淬部分是位于砂型中横穿五个平行棒的中心区域的2.5×1英寸×8英寸长的钢冷却棒形成的结果。试验棒的冷淬末端位于铸件背离入口孔的远端处。
然后对砂型铸造的试验棒进行T6热处理(在910华氏度下固熔处理8小时，然后热水(120华氏度)淬火，再然后在380华氏度下时效8小时)。然后用试验棒的未冷淬部分和已冷淬部分机械加工出用于采用ASTM程序B557进行机械特性试验的拉伸试验样品。
为了进行对比，采用类似的方式对传统的铝合金319和铝合金A356进行热处理和砂型铸造以提供带有未冷淬部分和已冷淬部分的试验棒，试验棒经过T6热处理。然后用试验棒的未冷淬部分和已冷淬部分机械加工出拉伸试验样品，用于以相似的方式进行机械性能测试。
表1中给出了机械性能测试的试验结果，其中UTS是极限抗拉强度(MPa)，YS是在0.2％偏移量条件下的屈服强度(MPa)。
表1
  合金   UTS   YS   ％伸长率
  本发明合金   —冷淬过的   340   286   3.5
  —未冷淬的   301   271   1.6
  A356   —冷淬过的   258   234   1.5
  —未冷淬的   245   229   0.6
  合金319   —冷淬过的   347   332   0.4
  —未冷淬的   234   n/a   0.04
其中n/a意味着伸长率不足以确定屈服强度(通常测量是在0.2％偏移量条件下进行的)。
对于传统的合金A356和319而言，明显得出未冷淬的试验样品与相同合金的冷淬过的试验样品相比表现出非常差的机械特性。冷淬已被引入到商业铸件的生产中以提高其机械特性。
对于本发明的合金而言，显然本发明合金的冷淬过的试验样品与传统合金A356和合金319的冷淬过的试验样品相比，具有更好的抗拉强度和伸长率组合表现。
此外，重要地是，本发明合金的未冷淬的试验样品的机械特性仅仅比相同合金的冷淬过的试验试棒的机械特性稍有降低。本发明合金的未冷淬的试验样品的机械特性超过了合金A356和319的未冷淬的试验样品的机械特性。因此，本发明的合金使更低重量的铸件设计成为可能结果，这是因为改善了铸件的未冷淬区域的机械特性从而能够使设计的部件的厚度降低。进而，本发明的合金可以用于消失模铸造方法，这种方法对消失模铸件区冷淬尤其是不可能或者不实际的。本发明的合金可以使消失模铸件满足更严格的机械特性需要而无需昂贵的铸后处理，例如热等静压。
图2，3和4分别示出了本发明的合金，铝合金A356和铝合金319的铸造和热处理(T6)后的显微结构的显微照片。依据合金中存在的可见相，本发明的合金的显微结构不同于传统合金A356和319的显微结构。在图2中，本发明的合金(新合金)几乎完全由含铁金属间相(主要是α-Al15(Mn，Fe)3Si2相和铝固溶基质)组成。在这种显微结构中，Al2Cu金属间相被完全溶到初始(α)铝相中。另外，镁和多余的硅也都被熔了。在图3中，A356合金主要由带有较少量含铁金属间化合物的共晶硅组成。图4中示出的319合金包括经过改性的硅共晶相、含铁金属间化合物以及一些在热处理期间未熔化的残余的Al2Cu。本发明合金的显微结构控制热疲劳抗力。已有报道热疲劳损害经由共晶硅微粒的裂纹开始。还有报道319合金具有比356合金更高的机械疲劳抗力，如果它以相同的尺寸和孔隙分布进行制造的话。本发明的合金被设计成尽可能消除硅共晶相，同时依然能够提供足够的硅从而形成含硅增强沉淀物，并且提供硅从而形成在319合金中发现的含硅金属间化合物。控制铜的量以使Al2Cu相从显微结构中几乎被消除掉。为了生产出最小微孔隙率的铸件需要控制锰。所得到的合金的显微结构，如图2所示，类似于没有共晶硅或者Al2Cu的319合金的显微结构，但是具有类似于在α铝相中的沉淀物亚结构。
实例2
根据本发明的其它合金的样品熔炼量具有如图5中所列出的合金成分。
合金熔体靠重力浇铸到砂型中形成尺寸为1英寸×1.5英寸×14英寸长的试验棒。每个试验棒包括未冷淬部分和冷淬部分，所述的未冷淬部分和冷淬部分是位于砂型中横穿五个平行棒的中心区域的2.5英寸×1英寸×8英寸长的钢冷却棒形成的结果，如实例1所述。
然后对砂型铸造的一些试验棒进行T6热处理或者顺序时效(SA)热处理，其中铸态试验棒在910华氏度下固溶热处理8小时，然后热水(120华氏度)淬火，然后在480华氏度下时效1小时，然后空冷到室温，最后在360华氏度下时效4小时。SA热处理包括双时效循环，即在利用简短的沉积物形核处理之后接着进行缩短的常规人工时效循环。
然后用试验棒的未冷淬部分和已冷淬部分机械加工出用于利用ASTM程序B557进行机械特性试验的拉伸试验样品。
图6和7给出了冷淬试验棒和未冷淬试验棒机械特性的试验结果，其中UTS是极限抗拉强度(MPa)，YS是在0.2％偏移量条件下的屈服强度(MPa)，BHN是布氏硬度，％porosity是通过计算机图像分析确定的微孔隙率并且表示为孔隙比体积的平均百分比，其中的体积基于以50X对每个铸态显微结构样本测量30次的总值，MAX FERET是用微米表示的最大孔隙尺寸，所述最大孔隙尺寸是通过计算机图像分析测量每个孔隙上的32个等角直径并记录每个孔隙的最大值获得的，DCS是用微米表示的枝晶晶胞间距。
图6和图7中列出的机械特性分别是在冷淬铸件部分和未冷淬铸件部分中获得的特性。这些特性表现出Fe，Cu，Mg和Sr在三种不同的热处理条件：铸态(没有热处理)；T6(峰值强度)和顺序时效(SA)条件下对拉伸特性，孔隙百分比，用微米表示的最大孔隙尺寸(Max Feret)，以及用微米表示的铸态显微结构的枝晶晶胞尺寸的影响作用。图6和7示出了硬度和强度得到显著改善，但由于热处理而损失了延展性。另外，图中示出冷淬改善了所有合金的特性。事实上，在高铜(3.5％)合金中，未冷淬的T6部分的延展性提供的伸长率不足以计算屈服强度。总体上，更高的铜含量会导致更低的延展性但是更高的屈服强度和硬度。锶的影响作用在于降低延展性，这与包含硅共晶相的合金(例如合金319，356)中所见到的影响作用相反。特别应该注意的是：低铁合金(E&F)总体上具有比高铁合金更低的特性和更高的孔隙率。这种意外的结果是与在带有硅共晶相的合金例如319和356中得到的结果相反的，这样在特殊应用中能以较低的成本取代超高纯的319和356来获得低孔隙率。也就是说，可以用图5中较高铁含量的合金取代超高纯的319和356合金。在较高的铜合金中锶起降低延展性损失的作用，因此优选的合金成分是包含更低的Cu(2％)且不含Sr或者包含更高的铜(3.5％)且加中等量的Sr(0.01％)。更高的Sr含量在T6状态下几乎没有影响，在顺序时效状态下降低了特性。
应该理解：本发明并不限于上述具体实施例或结构，可以在不偏离由所附权利要求书限定出的本发明的精神和范围的条件下对本发明作出多种变化。

Claims (24)

1.一种铸造铝合金，所述铸造铝合金中大致包含：重量百分比为约0.4％-约2.5％的Si，高达约5％的Cu，高达约1％的Mg，高达约1％的Fe，高达约2％的Mn，高达约0.3％的Ti，高达约2.5％的Ni，高达约3％的Zn和余量的铝。
2.如权利要求1所述的合金，当合金中的Fe含量以重量百分比表示大于约0.3％时，Mn/Fe比在0.6到1.8的范围内。
3.如权利要求1所述的合金，其中所述Si含量受到控制从而提供一种基本上没有硅共晶相的铸造显微结构。
4.如权利要求1所述的合金，进一步包括重量百分比高达约0.03％的Sr。
5.如权利要求1所述的合金，其中Cu的重量百分比为约1％-约4％。
6.一种铸造铝合金，所述铸造铝合金中大致包含：重量百分比为约0.8％-约2.5％的Si，约1.5％-约2.5％的Cu，约0.1％-约0.5％的Mg，约0.3％-约0.6％的Fe，约0.4％-约0.8％的Mn，约0.04％-约0.2％的Ti，高达约2.5％的Ni，高达约1％的Zn和余量的铝。
7.如权利要求6所述的合金，其中所述合金具有重量百分比为约0.8％-约1.5％的Si含量。
8.如权利要求7所述的合金，其中所述合金具有重量百分比为约1.0％-约1.4％的Si含量。
9.如权利要求6所述的合金，当合金中的Fe含量以重量百分比表示大于约0.3％时，Mn/Fe比在0.6到1.8的范围内。
10.一种铸造铝合金，所述铸造铝合金中大致包含：重量百分比为约0.8％-约2.5％的Si，约3.0％-约4.0％的Cu，约0.1％-约0.5％的Mg，约0.3％-约0.6％的Fe，约0.4％-约0.8％的Mn，约0.04％-约0.2％的Ti，高达约2.5％的Ni，高达约1％的Zn，约0.008％-约0.02％的Sr和余量的铝。
11.如权利要求10所述的合金，其中所述合金具有重量百分比为约0.8％-约1.5％的Si含量。
12.如权利要求11所述的合金，其中所述合金具有重量百分比为约1.0％-约1.4％的Si含量。
13.如权利要求10所述的合金，当合金中的Fe含量以重量百分比表示大于约0.3％时，Mn/Fe比在0.6到1.8的范围内。
14.一种包含铝合金的铸造制品，所述铝合金中大致包含：重量百分比为约0.4％-约2.5％的Si，高达约5％的Cu，高达约1％的Mg，高达约1％的Fe，高达约2％的Mn，高达约0.3％的Ti，高达约2.5％的Ni，高达约3％的Zn和余量的铝。
15.如权利要求14所述的铸造制品，其中当合金中的Fe含量以重量百分比表示大于约0.3％时，铝合金中Mn/Fe比在0.6到1.8的范围内。
16.如权利要求14所述的铸造制品，其中所述合金中包含重量百分比为约1％-约4％的Cu。
17.如权利要求14所述的铸造制品，其中所述合金中还包含重量百分比高达约0.03％的Sr。
18.如权利要求14所述的铸造制品，其中所述铸造制品产生淀积硬化。
19.一种制造铸件的方法，所述方法包括以下步骤：
熔化可铸造的铝合金，所述铝合金中大致包含：重量百分比为约0.4％-约2.5％的Si，高达约5％的Cu，高达约1％的Mg，高达约1％的Fe，高达约2％的Mn，高达约0.3％的Ti，高达约2.5％的Ni，高达约3％的Zn和余量的铝；
将熔化的合金引入到模具中；以及
使熔化的合金在模具中发生固化从而形成铸件。
20.如权利要求19所述的方法，其中所述合金中包含重量百分比为约0.8％-约1.5％的Si。
21.如权利要求19所述的方法，其中所述合金中的Si含量以重量百分比表示为约1.0％-1.4％。
22.如权利要求19所述的方法，其中所述合金中包含重量百分比为约1％-约4％的Cu。
23.如权利要求19所述的方法，还包括将铸件加热到固熔温度的步骤。
24.如权利要求23所述的方法，还包括从固熔温度开始冷却铸件以及对铸件进行时效从而使铸件产生淀积硬化的步骤。
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