内燃機関における構成要素のような高温用途のための、特に高負荷型シリンダヘッドの生産のための鋳造可能な耐熱性アルミニウム合金において、6.5wt~10wtのSiと、0.25wt~0.35wtのMgと、0.3wt~0.7wtのCuと、0.025wt~0.55wtのHfとを含み、任意に0wt~0.2wtのTiと、0wt~0.3wtのZrとが添加されており、残りが、Alと、Feを含む不可避の不純物とから構成されることを特徴とする、鋳造可能な耐熱性アルミニウム合金。0.4wt~0.6wtのCuを含有することを特徴とする、請求項1に記載の鋳造可能な耐熱性アルミニウム合金。0.1wt~0.3wtのHfを含有することを特徴とする、請求項1又は2に記載の鋳造可能な耐熱性アルミニウム合金。0.10wt~0.20wtのTi及び0.10wt~0.20wtのZrを含有することを特徴とする、請求項1~3のいずれか一項に記載の鋳造可能な耐熱性アルミニウム合金。近年、本出願人のうちの1人が、上述した合金ファミリーの中における興味深い折衷策である0.5の銅を含有する鋳造用合金AlSi7Cu05Mgを開発した。この合金は、基準であるA356との関係で200°Cを超える温度での材料安定性の改善を可能とした。さらに、本出願人のうちの1人が、AlSi10Mg二次合金の改善策として、高負荷型ディーゼルヘッド用のAlSi10Cu0.5Mg合金を開発した。以下に記載される本発明は、300°C以上まで機械的特性に関する安定性範囲が拡大された新たな材料に関する。分散質沈殿の利点は、工具鋼及び一部のアルミニウム合金において、既に長年にわたって知られている。特に、ジルコニウムを含有するAlCu5のような合金が、高温での特別な用途のために開発されている。しかしながら、これらの合金は、広範な固化範囲のために、鋳造することが非常に困難であり、このため、シリンダヘッドのような幾何学的に複雑な構成要素の生産には不適である。分散質は、再結晶化を回避するための又は再結晶化するミクロ構造のサイズを制御するための、鍛錬用合金の構造を制御するために使用される要素として、アルミニウム産業においても知られている。以下に記載される本発明は、高温で操作される構成要素の耐用期間を増大させるための、従来のアルミニウムケイ素合金における分散質のナノスケール沈殿物の実現に関する。本発明者らは、個人的な技術及び実験を通して、以下の組成の独創的な合金に到達した。ケイ素:6.5~10wtマグネシウム:0.25~0.35wt銅:0.3~0.7wtハフニウム:0.025~0.55wt任意に以下を添加する。チタン:0~0.2wtジルコニウム:0~0.3wt残りは、Alと、Feを含む不可避の不純物とからなる。本発明の好ましい実施形態では、銅は0.4~0.6wtとすべきである。合金の化学組成に応じて、好ましくは熱処理を、以下のように、300°C/hの加熱速度によって行う必要がある。475°C~550°C目標525°Cで5時間~10時間目標5時間溶体化種々の媒質主に水だが空気の場合もあるを用いて急冷180°C~250°C目標200°Cで2時間~8時間目標5時間時効処理本発明によれば、特定の熱処理プロセスと組み合わせた従来のA356合金AlSi7Mgとも呼ばれるにおける銅及び特にハフニウムの添加によって、透過型電子顕微鏡TEM観察によって証明されるような特有のミクロ構造の形成がもたらされることが見出されている。添付の図2に示されるように、リボン状又は帯状のハフニウム含有沈殿物の存在を、α-アルミニウム相中に観察することができる。これらの沈殿物は、60nm~240nmの幅を有し、数μm~数十μmの長さを有する。図3において見られるような、α-アルミニウム相中における高密度の従来のβMg2Si沈殿物によって、合金が、熱処理後、特性の特有の組み合わせ、特に室温での強度を有するようになる。明らかに、0.4~0.6の範囲での銅の添加は、βMg2Si沈殿物の粗大化速度に対する効果を有する。200°Cを超える温度での人工時効処理T7焼戻し後、Mg2Siは粗大なβ’沈殿物又はβ沈殿物へと変化して、コヒーレンスの喪失及び材料の軟化を引き起こすと一般的に理解されている。本発明を用いると、銅の添加によって、粗大化プロセスは明らかに遅くなる。おそらく、銅は、300°Cでの熱力学的シミュレーションによって示唆されるように、Q’相Al5Cu2Mg8Si7の形態下で沈殿物の微細分布中にも存在する。図4は、共存平衡相βMg2Si、θAl2Cu及びQAl5Cu2Mg8Si7の安定性領域を示すThermo-Calc商標シミュレーションを示している。図4において示される十字は、合金の公称の組成点を表している。任意に、最大で0.3wtまでのZr及び最大で0.2wtまでのTiを、本発明による合金に添加してもよい。Zr及びTiが添加された合金のTEM検査によって、熱処理中に形成されたミクロ構造における棒状のAlSiZr及びAlSiZrTi沈殿物の存在が明らかとなる。以下の表1に記載されるような合金を用いて試験を行い、Hf及び/又はCuを含む又は含まない種々の合金と本発明による合金との特性を比較した。合金を、熱処理した、すなわち、以下の表にも記載されるような温度及び時間に従って溶体化及び時効処理した。高温で試験した合金の特性クリープ実験を、ISO規格2009年8月のENISO204に従って実施して、材料の挙動に対するHfを含有する沈殿物の影響を実証した。性能を、2つの他のAlSi鋳造用合金及び上述されるようなアルミニウム銅合金と比較した。図5は、300°Cで被検査物上に適用される20MPaの一定の負荷に対する時間に応じた変形を示している。図5から、以下のことが分かる。他の通常のA356合金化元素に加えてジルコニウムを含有するII-2合金は、従来のA356AlSi7Mg合金よりも優れている。Al3ZrTi分散質の存在を伴うAl5CuであるIII-3合金は、II-2合金よりも優れている。通常のA356合金化元素に加えて0.5のHfのみを含有するII-8合金は、III-3合金と類似した特性を示す。本発明による合金であるII-9合金は、最良のクリープ挙動を示す。この合金は、0.5のHfに加えて0.5の銅を含有する。この材料におけるハフニウムの添加がこの性能に主に関与し、このことはII-8合金の場合も同様であることが仮定される。II-9合金は僅かに多くのSiも含有するが、これはこの観点からは重要でないと考えられる。図6は、鋳造に一般的に使用される表1に列挙された種々の合金、すなわちA356T7、A3560.5CuT7、及び319T5と比較したII-9合金の低サイクル疲労性能を示すグラフである。低サイクル疲労挙動を、種々の温度で及び種々の強制可塑性変形に関して評価した。図6において、可塑性変形パラメータは、従来からΔε/2によって設計される。図に描かれるグラフによって、250°CでII-9合金がA356及びA3560.5銅より高い降伏強度を示すことが示される。より驚くべきことに、II-9合金はまた、3の銅を含有する319合金より性能が優れている。おそらく本当に、これは、高温でII-9合金より優れた材料安定性をもたらす分散質沈殿の効果である。さらに、図7は、低サイクル疲労試験ε=0.001s-1及びΔε/2=0.003において、上述されたと共に表1に列挙されたものと同じ鋳造に一般的に使用される合金と比較したII-9合金の耐用期間歪みサイクルの数、NRを示している。図7において、疲労被検査物の耐用期間を、種々の合金に関して温度に応じてプロットする。温度が上昇すればするほど、II-9合金は、他の一般的に知られている合金のいずれよりも性能が優れるようになる。またさらに、図8は、表1に列挙された種々のHf含有量を有する幾つかの更なる合金II-15、II-16又はII-18を用いるクリープ試験を示すグラフである。Cu、Hf及びZrを含有する合金の全てが、低Hf合金でさえも、かなり類似したクリープ挙動を示す。おそらく本当に、クリープ特性に対するCu、Hf及びZrの相加的な効果が存在する。Hf含有相及びZr含有相のより緩やかな粗大化のため、Hf及びZrの効果は、Cuの効果より持続的であると考えられる。室温での特性室温での特性を従来の引張試験後に導出した。結果を、上述された合金のうちの1つであるA356と比較して以下の表2に示す。表2から明らかであるように、本発明による合金は、A356との関係において改善された機械的特性を有する。