CN103540809B - 用于结构部件的铸造铝合金 - Google Patents

Abstract

本发明公开了用于结构部件的铸造铝合金。一种可铸造成结构部件的铝合金，其中，合金具有减小的铸造孔隙率，改进的机械性能组合，机械性能包括在铸造条件下和在热处理条件下的拉伸强度、疲劳、展延性。

Description

用于结构部件的铸造铝合金

技术领域

本发明大体而言涉及可铸造为结构部件的铝合金；结构部件的非限制性示例包括发动机机体，缸盖，例如冲击塔和控制臂的悬挂部分、轮以及飞机门。

背景技术

Al-Si基铸造铝合金，例如300系列铝合金，具有广泛的应用，用于汽车、航空和通用工程工业中的结构部件，这归因于其良好的可铸造性、抗腐蚀性、机械加工性和特别地在热处理条件下的高强度重量比。就可铸造性而言，低硅含量被认为固有地产生较差的可铸造性，这归因于增加的凝固范围和减小的潜热。但对于较高的Si含量(>14%)，粗糙的初生硅粒子将显著地降低材料的机械加工性、展延性和断裂韧性。

在Al-Si铸造合金(例如，合金319、合金356、合金390、合金360、合金380)中，在铸造之后添加各种合金元素，包括但不限于Cu和Mg，通过热处理来实现强化。铸造铝的热处理涉及至少被描述为时效硬化或沉淀硬化的机制，涉及(但不限于)三个步骤，包括(1)在低于合金熔点的相对较高温度的固溶处理(也被定义为T4)，常常持续时间超过8小时或更长时间，以溶解其合金(溶质)元素并且均质化或修改微结构；(2)快速冷却或者淬火到例如水的冷或温热液体介质内，以将溶质元素保持在超饱和固溶体(SSS)中；以及(3)人工老化(T5)，通过保持合金在适合于通过沉淀而实现硬化或强化的中间温度一定时段。固溶处理(T4)用于三个主要目的：(1)溶解后来将造成时效硬化的元素；(2)球化未溶解的成分；以及(3)使材料中的溶质浓度均质化。在T4固溶处理之后进行淬火以保持溶质元素在超饱和固溶体中并且也造成空位超饱和，这促进了沉淀物的扩散和分散。为了使合金的强度最大，在淬火期间应防止所有强化相沉淀。老化(T5，无论是自然老化还是人工老化)造成强化沉淀物受控制的分散。

用于制造汽车发动机机体和缸盖的最常见的Al-Si基合金是可热处理的铸造铝合金319(按重量的标称成分：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)和A356(按重量的标称成分：7.0% Si、0.1% Fe、0.01% Mn、0.05% Cu、0.3%Mg、0.05% Zn、0.15% Ti和余量Al)。由于在两种合金中相对较低的Si含量(6~7重量%)，液相线温度较高(对于A356，~615℃；对于319，~608℃)导致高熔化能量使用和氢的高溶解度。A356(大于或等于60℃)和319(大于或等于90℃)的高凝固范围也增加了糊状区大小和收缩倾向。重要的是，两种金属表现出初生枝晶铝晶粒和共晶(Al+Si)晶粒的双微结构。在固化期间，共晶晶粒在预固化枝晶铝网络之间固化，这使得提供共晶收缩较难。在Al-7%Si合金中，共晶晶粒的体积分数为约50%。此外，由这样的铝合金制成的发动机机体和特别地缸盖可在使用中随着时间经历热机械疲劳(TMF)，特别是在高性能发动机应用中。

添加强化元素，例如Cu、Mg和Mn可对于材料的物理性能具有显著影响，包括具体不合需要的影响。例如，据报道具有高铜含量(3%-4%)的铝合金经历不可接受的腐蚀速率，特别是在含盐的环境中。典型高压压铸(HPDC)铝合金，例如用于传动装置和发动机部件的A380或383包含2%-4%的铜。可意识到这些合金的腐蚀问题将变得更重要，特别是在需要较长保修时间和较高行车里程时。

尽管存在指定用于抗腐蚀应用的商业合金360(按重量的标称成分：9.5%Si、1.3%Fe、0.3% Mn、0.5% Cu、0.5% Mg、0.5% Ni、0.5% Zn、0.15% Sn和余量Al)，这样的合金可能在使用中随着时间经历热机械疲劳问题，特别是在高性能发动机应用中。

需要提供改进的可铸造的铝合金，它们既适合于砂铸也适合于金属模铸并且可产生具有减小的铸造孔隙率和改进的合金强度、抗疲劳和抗腐蚀性的铸件，特别是对于高温应用而言。

发明内容

根据各种实施例的一方面，铝合金在本文中被描述为按重量百分比主要包括下列元素：11%至13.5%的硅、至多0.5%的铜、0.4%至0.55%的镁、至多0.3%的铁、至多0.3%的锰、至多0.1%的钛、至多0.4%的锌、约0.015%至0.08%的锶、0.03%至0.05%的硼和余量的铝。

根据各种实施例的一方面，在本文中，一种用铝合金来铸造汽车部件从而减小热疲劳的方法，包括：提供模具；并且将铝合金熔体引入到模具内，其中铝合金按重量百分比主要包括下列元素：11%至13.5%的硅，至多0.5%的铜，0.4%至0.55%的镁、至多0.3%的铁、至多0.3%的锰、至多0.1%的钛、至多0.4%的锌，约0.015%至0.08%的锶、0.03%至0.05%的硼和余量的铝，并且其中减小了汽车铸件的热疲劳。

本发明包括以下方案：

方案1. 一种铝合金，按重量百分比主要包括：11%至13.5%的硅、至多0.5%的铜、0.4%至0.55%的镁、至多0.3%的铁、至多0.3%的锰、至多0.1%的钛、至多0.4%的锌、约0.015%至0.08%的锶、0.03%至0.05%的硼和余量铝。

方案2. 一种铝合金，按重量百分比主要包括：约11%至约13.5%的硅、至多约0.5%的铜、约0.15%至约0.55%的镁、至多约0.4%的铁、至多约0.4%的锰、至多约0.1%的钛、至多约0.5%的锌、约0.015%至约0.08%的锶、约0.01%至约0.05%的硼和余量铝。

方案3. 根据方案2所述的合金，其中，铁以约0.2%至约0.4%重量存在并且锰与铁的比为0.6至1.0。

方案4. 一种由方案2所述的合金形成的用于内燃机的铸造缸盖。

方案5. 由方案2所述的合金形成的发动机机体、轮、悬挂部分或飞机门中的至少一个。

方案6.根据方案2所述铝合金，其中，所述铝合金按重量百分比包括：约11.5%至约13%的硅、至多约0.2%的铜、约0.3%至约0.4%的镁、至多约0.2%的铁、至多约0.2%的锰、至多约0.1%的钛、至多约0.1%的锌、约0.015%至约0.08%的锶以及约0.01%至约0.05%的硼和余量铝。

方案7.根据方案2所述的铝合金，其中，所述铝合金按重量百分比包括约11.5%至约12.5%的硅，所述锶含量为约0.03%至约0.04%，并且所述硼含量为约0.03%至约0.04%。

方案8. 根据方案2所述铝合金，其中，所述铝合金按重量百分比包括：约12%至约13%的硅、至多约0.2%的铜、约0.2%至约0.4%的镁、至多约0.2%的铁、至多约0.2%的锰、至多约0.1%的钛、至多约0.1%的锌、约0.015%至约0.08%的锶以及约0.01%至约0.05%的硼。

方案9. 根据方案2所述的铝合金，其中，所述铝合金按重量百分比包括约12.5%的硅，所述锶含量为约0.04%至约0.05%，并且硼含量为约0.025%至约0.03%。

方案10. 根据方案2所述的铝合金，其中所述铝合金按重量百分比包括：11.8%的硅、0.33%的镁、0.2%的铁、0.034%的锶和0.032%的硼。

方案11.根据方案2所述的铝合金，其中，所述铝合金按重量百分比包括：12.6%的硅、0.3%的镁、0.18%的铁、0.045%的锶和0.026%的硼。

方案12.根据方案2所述的铝合金，其中所述铝合金按重量百分比包括：13.25%的硅、0.25%的镁、0.19%的铁、0.048%的锶和0.022%的硼。

方案13.根据方案2所述的铝合金，其中总杂质少于0.15%。

方案14.根据方案2所述的铝合金，其中，所述硅的百分比为约13%至约13.5%。

方案15. 根据方案2所述的铝合金，其中所述锶的百分比为约0.05%至约0.08%。

方案16.一种用铝合金来铸造汽车部件使得热疲劳减轻的方法，包括：

提供模具；以及

将铝合金熔体引入到模具内，其中所述铝合金按重量百分比主要包括：11%至13.5%的硅、至多0.5%的铜、0.4至0.55%的镁、至多0.3%的铁、至多0.3%的锰、至多0.1%的钛、至多0.4%的锌、约0.015%至0.08%的锶、0.03%至0.05%的硼和余量铝并且其中减轻了所述汽车铸件的热疲劳。

方案17.一种用合金形成的汽车缸盖，所述合金按重量百分比主要包括：11%至13.5%的硅、至多0.5%的铜、0.4%至0.55%的镁、至多0.3%的铁、至多0.3%的锰、至多0.1%的钛、至多0.4%的锌、约0.015%至0.08%的锶、0.03%至0.05%的硼和余量铝。

方案18.根据方案17所述的汽车缸盖，其中所述合金为铸造的。

附图说明

当结合附图阅读时，下文的具体实施的详细描述可最好地理解，其中利用相似的附图标记来指示相似的结构，其中：

图1示出了铸造缸盖，示出了铸件几何结构的复杂性。

图2示出了通过定量金相分析，添加硼对于在Al-12.3% Si、0.41% Mg、0.25% Cu、0.15% Fe、0.026% Sr中共晶晶粒粒度的影响的曲线图。

具体实施方式

本文所描述的实施例提供改进的可铸造的铝合金，它们既适合于砂铸也适合于金属模铸并且可产生具有减小的铸造孔隙率和改进的合金强度、抗疲劳和抗腐蚀性的铸件，特别是对于高温应用而言。

首先参考图1，示出了缸盖1。缸盖1方面包括(除了缸之外)链罩2、台板面(其接触垫片并且组装到发动机机体上)3以及排气口4。在图1中还示出：燃烧圆顶5、水套通路6和进气通路7。在本发明中设想到缸盖的各种实施例，例如汽车缸盖。

检查显微照片(未图示)表明本文所描述的具体实施例的微结构示出合金包含细微共晶枝晶晶粒，而现有技术的微结构分析示出存在较大共晶硅粒子和粗糙铝枝晶。本文所描述的具体实施例的微结构示出细微共晶硅纤维以及共晶铝枝晶。在铸造铝合金中，当铸件从液体固化时，微结构细度受到冷却速率影响。对于相同的冷却条件，与现有技术相比，所提出的合金的具体实施例通过添加锶和特别地硼用于共晶晶粒细化而产生更细的共晶硅粒子。更细的晶粒提供改进的机械性能的益处，例如更高的拉伸强度、增加的展延性和抗疲劳性。

本文所描述的具体实施例的共晶硅纤维是很细的，小于一微米。相比而言，现有技术的微结构的分析表明其包含较大共晶硅粒子(大于十微米)。铸态Al-12.6% Si、0.3% Mg、0.25% Cu、0.18% Fe、0.045% Sr和0.026% B合金的微结构的分析示出了共晶硅纤维的细度。共晶Si纤维的大小小于1μm(微米)。

通常使用定量金相来量化微结构成分。通常利用冶金抛光的样品在图像分析器中进行定量金相。使用标准技术制备用于定量金相分析的所有样品。在1μm金刚石表面处理后，使用商业SiO₂浆(Struers OP-U)实现了最终抛光。出于检查的具体目的，被抛光的样品进一步经受额外制备。通常在完全热处理的样品上对硅粒子在其平均纵横比、面积等效圆直径、形状因子(圆度，，其中P为粒子周长并且A为粒子面积)、长度和在抛光的部段上的面积分数方面进行量化。对于每个样品测量5,000-10,000个粒子的约100个域。由于粒子特征的自动测量在某种程度上取决于仪器上的灰度级设置，所以检测水平设置为铝灰度级的约60%。

对共晶晶粒的宏观图(未图示)执行分析，对于本文所描述的具体实施例，它们看起来随着镁含量变化而改变。分析包括还含(除了变化的镁量)13%硅以及0.02%锶的合金。以约2.1℃/mm的温度梯度和0.1mm/s的生长速度，在稳态固化下镁的不同地添加进行具体分析。对于不添加镁的合金，共晶生长形态表现为团状，并且单元间距为约1.7mm。但不同于其它单相合金，团状共晶晶粒边界并不太直并且相反地其具有被认为与形成于样本中的气泡相互作用相关的较小分枝。当0.35%的Mg添加到合金内时，形成柱状共晶晶粒，具有明显的横向分枝，但这些并未充分发展。共晶晶粒的初生枝晶间距为约1.8mm。当添加的镁多达0.45%时，共晶晶粒变成平均晶粒粒度为0.8mm的等轴枝晶。重要的是，除了样本边缘之外，显著地减小了微孔率水平。当合金包含0.6%的镁时，可观察到定向柱状晶粒结构。固体样本具有比其它所示合金相比更低水平的孔隙率(微孔率)。而且，共晶结构包括具有各种大小，0.1mm的平均粒度的大量小球状晶粒。这些小的等轴共晶晶粒并不具有这样的分枝；这表明操作共晶晶核形成的大量不均匀位置。因此，可以得出结论，在这种合金(0.6%的Mg)固化期间，初生铝枝晶首先生长突伸到液体内并且然后大量精细共晶晶粒连续成核以形成等轴共晶晶粒。在分析0.6%镁含量的具体实施例中，合金还包含0.04%的硼。

所提出的合金的具体实施例的架构与现有技术广泛使用的铸造合金的比较也表明所提出的合金的孔隙更少(即使在使用相同铸造条件时)。这种孔隙更少的合金提供特定优点，包括增加的强度。

参考图2，图2通过定量金相分析示出了添加硼对于在Al-12.3%Si-0.41%Mg-0.25%Cu-0.15%Fe-0.026% Sr合金中共晶晶粒粒度的影响的曲线图。

在本文所描述的具体实施例中，铜含量保持在至多大约0.5%的铜的范围。这是有利的，因为具有高铜含量(例如3%-4%)能显著地影响固相线和因此影响合金凝固范围(液相线-固相线)。对于两种类似的合金，第一种具有3%-4%的铜并且第二种具有0.5%的铜，第一合金的固相线可为500℃，而第二合金的固相线可为545℃；第一合金的凝固范围可为70℃，而第二合金的凝固范围可为25℃。第二合金提供优点，例如具有合金形成收缩孔隙率的减小的倾向性。

根据各种实施例的另一方面，本文所描述的铝合金按重量百分比主要包括：约11%至约13.5%的硅、至多约0.5%的铜、约0.15%至约0.55%的镁、至多约0.4%的铁、至多约0.4%的锰、至多约0.1%的钛、至多约0.5%的锌、约0.015%至约0.08%的锶、约0.01%至约0.05%的硼和余量铝。

根据具体实施例，在本发明中描述了一种铝合金按重量百分比主要包括：约11%至约13.5%的硅、至多约0.5%的铜、约0.35%至约0.55%的镁、至多约0.4%的铁、至多约0.4%的锰、至多约0.1%的钛、至多约0.5%的锌、约0.02%至约0.08%的锶、约0.04%至约0.05%的硼和余量铝。

示例

将参考以下示例来更好地理解所描述的实施例，以举例说明的方式提供以下示例并且本领域技术人员将认识到这些示例并不意味着是限制性的。

示例1

通过以下步骤来制得的按重量百分比标称地包括11.8% Si、0.33% Mg、0.2% Fe、0.034% Sr和0.032% B和余量Al和伴随杂质的实施例(本发明的实施例1)的一炉合金。适量Al-10% Si、Al-50%Si、Al-25% Fe、Al-25% Mn(重量%)中间合金和纯镁金属被谨慎地称重并且在电阻炉中在黏土-石墨坩埚中熔化。在脱气和清洁之后，利用试剂处理熔体以实现共晶铝-硅相和/或金属间相变质处理。为此目的的优选试剂包括Sr和B。优选方法是使用在脱气的最后阶段期间添加到熔体内的Al-10% Sr和Al-3% B(重量%)中间合金，倘若不适用卤素材料。在加工后，检查合金成分和气体含量，并且合金熔体利用重力倾倒至金属模具内以形成在截面中具有12.7mm直径和约200mm长的尺寸的至少五个试验条。

然后，使铸造试验条经受T6热处理(溶液在535±5℃处理持续8小时，然后热水(50摄氏度)淬火，并且然后在155±5℃老化持续3小时)。使用ASTM程序B557执行拉伸试验。

为了比较，产生一炉常规铝合金A356并且以类似方式铸造以提供试验条，试验条进行进一步热处理至T6条件(溶液在535±5℃处理持续8小时，然后热水(50℃)淬火，并且然后在155±5℃老化持续3小时)。以类似方式执行样本的拉伸试验。

表1陈述了机械性能试验的结果，其中，UTS为极限拉伸强度(MPa)并且百分比伸长率为断裂处的塑性应变。

表1

关于示例1中合金实施例，显然，合金的试验样本表现出与常规合金A356的试验样本相比，拉伸强度和伸长率的更好组合。此外，重要的是，合金的试验样本与合金A356的试验样本相比表现出很高的伸长率。因此，本文所描述的合金可以实现设计更低重量的铸件，原因是铸件将具有改进的机械性能并且能被设计成具有减小的截面的厚度。

示例2

通过如上文所述用于示例1的步骤来制得按重量百分比标称地包括：12.6%Si、0.3% Mg、0.18% Fe、0.045% Sr和0.026% B和余量Al和伴随杂质的实施例(本发明的实施例2)的一炉合金。试验样本的熔体处理、铸造、热处理和拉伸试验与上文所述用于示例1的相同。

表2陈述了机械性能试验的结果，其中UTS为极限拉伸强度(MPa)并且百分比伸长率为断裂处的塑性应变。

表2

关于所描述的实施例的合金，同样显然，合金的试验样本与常规合金A356的试验样本相比表现出拉伸强度和伸长率的更好的组合。此外，重要的是，合金的试验样本与合金A356的试验样本相比表现出很高的伸长率。

示例3

通过上文所描述用于示例1的步骤来制得按重量百分比标称地包括13.25% Si、0.25% Mg、0.19% Fe、0.048% Sr和0.022% B和余量Al以及伴随杂质的实施例(本发明的实施例3)的一炉合金。试验样本的熔体处理、铸造、热处理和拉伸试验与上文所描述用于示例1的相同。

表3陈述了机械性能试验结果，其中UTS为极限拉伸强度(MPa)并且百分比拉伸率为断裂处的塑性应变。

表3

关于本文所描述的合金的具体实施例，同样显然，具体合金的试验样品与常规合金A356的试验样本相比表现出拉伸强度和伸长率的更好组合。此外，重要的是，本文所描述的合金的试验样本与合金A3 56的试验样本相比表现出很高的伸长率。

示例4

通过如上文所描述用于示例1的步骤来制得按重量百分比标称地包括12.3%Si、0.41% Mg、0.25% Cu、0.15% Fe、0.026% Sr和0.032% B和余量Al和伴随杂质的实施例(本发明的实施例4)的一炉合金。试验样本的熔体处理、铸造、热处理和拉伸试验与如上文所描述的用于示例1的相同。

所描述的实施例与现有合金相比提供关于极限拉伸强度、屈服强度、疲劳和伸长率性能的显著优点。使本文所描述的具体实施例的合金的特征相对于制造发动机机体和缸盖所用的最常用的Al-Si基合金(A356，7.0% Si、0.58% Mg、0.15% Cu、0.13% Fe、0.013% Sr和0.013% Ti和余量Al)之一进行比较。如从表4和表5可以看出，本文所描述的实施例提供关于室温和高温下拉伸性能的显著优点。为了完整性，在比较中包括铸态和T6变体。

表4

表5

示例5

通过如在上文中所描述用于示例1的步骤来制得按重量百分比标称地包括12.2%Si、0.51% Mg、0.20% Cu、0.18% Fe、0.025% Sr、0.03Ti和0.041% B和余量Al和伴随杂质的实施例(本发明的实施例5)的一炉合金。 试验样本的熔体处理、铸造、热处理和拉伸试验与上文所描述用于示例1的相同。

所描述的实施例提供与现有合金相比在极限拉伸强度、屈服强度、疲劳和伸长率性能方面的显著优点。本文所描述的具体实施例的合金的特征相对于用于制造发动机机体和缸盖所用的最常用的Al-Si基合金(A356：7.0% Si、0.58% Mg、0.15% Cu、0.13% Fe、0.013% Sr和0.013% Ti和余量Al)之一进行比较。如从表6可以看出，本文所描述的实施例提供关于室温和高温下拉伸性能的显著优点。为了完整起见，在比较包括铸态和T6变体。

表6

示例6

对于(多种)合金的具体实施例，并不需要包含Ti的晶粒细化剂，原因是(多种)合金并不具有待细化的初生铝晶粒。含Ti的晶粒细化剂用于细化初生铝枝晶晶粒。初生铝晶粒表现为分枝形成，首先在液体金属冷却到低于液相线(对于包含6%~7%Si的A356合金为~615℃)时形成于液态金属中。初生铝枝晶晶粒可仅在亚共晶合金(初始合金成分具有小于11.8%的Si)中看到。共晶晶粒在约570℃或更低的共晶温度形成。在初生铝枝晶晶粒形成于Al-Si基合金***中的亚共晶合金(共晶反应为从Al-11.8%Si的合金成分的液体的相变)中之后发生共晶反应(液体->A1+Si)同时成为Al和Si的固相。在共晶反应中，共晶铝相不是枝晶形态。共晶铝相以及薄片或纤维硅相形成球状共晶晶粒。而且当其余液体成分变成共晶(Al-11.8%Si)时，发生共晶反应(液体->A1+Si)。替代地，在具体实施例中，需要B来细化共晶晶粒。我们的合金为具有极少量初生铝枝晶晶粒的共晶合金。在具体实施例中，在我们的实验中以Mg(>0.35%)、Sr(>0.02%)和B(>0.04%)的组合实现了共晶晶粒的细化结果。

在熔体处理中，无Sr和B的贱金属合金首先在炉中在760℃的温度熔化。在保持30分钟后，将Al-10重量%Sr中间合金添加到约720℃的熔体，控制Sr含量。在添加了Sr之后，在添加B晶粒细化之前，保持熔体持续至少另外的30分钟。在将液体熔体倾倒至铸件内之前，将A1-4%B中间合金添加到约700℃的熔体，控制B含量在约0.04%。

应了解本发明并不限于上文所描述的具体实施例或构造，而是在不偏离所附权利要求所陈述的本发明的精神和范围的情况下，可以做出各种变化。

Claims (13)

1.一种铝合金，按重量百分比主要包括：11%至13.5%的硅、0.2%至0.5%的铜、0.4%至0.55%的镁、0.3%的铁、0.3%的锰、至多0.1%的钛、至多0.4%的锌、0.02%至0.08%的锶、0.04%至0.05%的硼和余量铝。

2.一种铝合金，按重量百分比主要包括：11%至13.5%的硅、至多0.2%的铜、0.35%至0.55%的镁、0.3%至0.4%的铁、0.4%的锰、至多0.1%的钛、至多0.5%的锌、0.02%至0.08%的锶、0.04%至0.05%的硼和余量铝。

3.根据权利要求2所述的合金，其中，锰与铁的比为0.6至1.0。

4.根据权利要求2所述的铝合金，其中，所述铝合金按重量百分比包括11.5%至12.5%的硅，所述锶含量为0.03%至0.04%，并且所述硼含量为0.03%至0.04%。

5.根据权利要求2所述的铝合金，其中，所述铝合金按重量百分比包括12.5%的硅，所述锶含量为0.04%至0.05%，并且硼含量为0.025%至0.03%。

6.根据权利要求2所述的铝合金，其中，总杂质少于0.15%。

7.根据权利要求2所述的铝合金，其中，所述硅的百分比为13%至13.5%。

8.根据权利要求2所述的铝合金，其中所述锶的百分比为0.05%至0.08%。

9.一种由权利要求2所述的合金形成的用于内燃机的铸造缸盖。

10.由权利要求2所述的合金形成的发动机机体、轮、悬挂部分或飞机门中的至少一个。

11.一种用铝合金来铸造汽车部件使得热疲劳减轻的方法，包括：

提供模具；以及

将铝合金熔体引入到模具内，其中所述铝合金按重量百分比主要包括：11%至13.5%的硅、0.2%至0.5%的铜、0.4%至0.55%的镁、0.3%的铁、0.3%的锰、至多0.1%的钛、至多0.4%的锌、0.02%至0.08%的锶、0.04%至0.05%的硼和余量铝并且其中减轻了所述汽车铸件的热疲劳。

12.一种用铝合金形成的汽车缸盖，所述铝合金按重量百分比主要包括：11%至13.5%的硅、0.2至0.5%的铜、0.4%至0.55%的镁、0.3%的铁、0.3%的锰、至多0.1%的钛、至多0.4%的锌、0.02%至0.08%的锶、0.04%至0.05%的硼和余量铝。

13.根据权利要求12所述的汽车缸盖，其中，所述铝合金为铸造的。