CN115261684B - 一种铸造Al-Si合金及其制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明提供一种铸造Al‑Si合金及其制备方法，铸造Al‑Si合金包括组分及质量百分含量为：Si：6.0‑9.0％，Mg：0‑0.6％，Cu：0‑1.0％，Zn：0‑0.8％，Mn：0‑1.0％，Fe 0.1‑0.5％，Zr：0‑0.25％，Ti：0.05％‑0.25％，Re：0‑0.3％，Sr：0.02‑0.2％，余量为Al及不可避免的杂质，所述的合金中杂质总含量≤1.0％，单个杂质含量≤0.15％。本发明中各合金元素的配比，使合金兼具高强度高塑性；本发明提高合金的Mg含量，同时，合金中含有较高的Cu和Zn，在铸态下增强合金的固溶强化效果，在时效状态下，增强合金的时效强化效果，提高合金的塑性，降低其对合金延伸率的负面影响；同时引入其它合金元素，进一步增加合金中的固溶强化效果，有效提高合金的强度和塑性。

Description

一种铸造Al-Si合金及其制备方法

技术领域

本发明属于铸造铝合金领域，具体涉及一种铸造Al-Si合金及其制备方法。

背景技术

铝合金具有密度小、比强度和比刚度较高、耐蚀性好、导电导热性优良、回收容易等特点，在汽车制造中获得了广泛应用，在实现汽车轻量化方面起到了重要作用，在实现减重、提高燃油利用率、增大输出功率方面具有明显的优势。在汽车用铝合金中，铸造铝合金占比高达80％。铸造铝合金具有良好的流动性和充型能力，力学性能适中，广泛用来替代铸铁材料，越来越多汽车结构件用铝合金重力铸造或压铸工艺生产。

Al-Si系铸造合金中，Si是主要元素，决定合金的流动性。对于普通重力铸造合金，对流动性要求不高，Si的含量相对较低，低的低至5％，多数在6.5-8.5％。对于压铸合金，对流动性要求较高，Si的含量相对较高，多数在9-11％。添加合金元素Mg，固溶在基体中，起固溶强化作用。随着Mg含量增加，合金中将出现共晶相Mg₂Si。合金的凝固过程为首先析出基体相α-Al，然后发生共晶反应，形成α-Al+Si共晶组织，最后，在最后凝固区析出三元共晶组织α-Al+Si+Mg₂Si，结束凝固过程。在固溶处理过程中，Mg₂Si相回熔到基体中，形成过饱和Mg和Si；在时效过程中Mg和Si析出析出强化相Mg₂Si，对合金强化。随着Mg含量进一步增加，合金的塑性降低。所以，如何提高Al-Si系铸造合金的强度又保持良好的塑性，一直是业界渴望解决而未解决的问题。铜也是重要的合金元素，有固溶强化效果。Cu主要形成Al₂Cu相，但同时加入Cu和Mg时，生产α-Al、Si、Al₂Cu、Mg₂Si及四元相Q-AlCuMgSi相。Zn元素是超高强度铝合金中的重要元素，与Mg、Cu、Si等合金化元素形成三元或四元铝锌合金。加入适量的镁，形成Mg₂Zn强化相，可显著提高铝合金的强度。所以，它又是Al-Zn-Mg、Al-Zn-Si、Al-Zn-Cu-Mg等合金的主要合金化元素。

重力铸造(包括低压铸造)和压铸是铝合金铸造中最常用的两种工艺。工艺不同，对合金的要求也不同。对于压铸工艺，铸件粘模是常见的问题。铸件凝固后，粘附在模具表面，不易脱模，并容易损坏模具。为了防止粘模，一般提高合金中的含Fe量，Fe含量控制在0.6％以上。但是，高的Fe含量导致形成大量粗大的Al-Fe-Si相，严重损害合金的力学性能。为了减少粗大富Fe金属间化合物相对力学性能的损害，将Mn替代Fe，将粗大的板条状富Fe金属间化合物相转变成汉子状或花瓣状的富Mn金属间化合物相，力学性能得到了显著提高。用Mn替代Fe，既避免了粗大针状富Fe相对力学性能的损害，提高了力学性能，又解决了铸件粘模的问题。但增加了合金成本。重力铸造的模具表面有较厚的涂层，避免了粘模问题。所以重力铸造铝合金为了防止富Fe金属间化合物相对力学性能的损害，往往将Fe含量限制得很低，比如ZL101A，Fe含量限制在0.1％以下，在实际生产中，很多铸造Al-Si中Fe含量限制在0.12％以下。另一方面，铝合金废料中往往含有较高的Fe，使得那种低Fe高Mn压铸铝合金或者Fe允许含量较低的重力铸造铝合金难以使用废料，而必须使用电解铝锭来制备，进一步增加了合金成本。

发明内容

本发明的目的是提供一种铸造Al-Si合金及其制备方法，使铸造Al-Si合金既具有较高强度又具有较高塑性。

为实现上述目的，本发明采用以下技术方案：一种铸造Al-Si合金，包括组分及质量百分含量为：Si：6.0-9.0％，Mg：0-0.6％，Cu：0-1.0％，Zn：0-0.8％，Mn：0-1.0％，Fe 0.1-0.5％，Zr：0-0.25％，Ti：0.05％-0.25％，Re：0-0.3％，Sr：0.02-0.2％，余量为Al及不可避免的杂质，所述的合金中杂质总含量≤1.0％，单个杂质含量≤0.15％。

进一步地，所述的铸造Al-Si合金，在F态(铸态)下，室温抗拉强度为222-307MPa，屈服强度为104-149MPa，延伸率6.1-14.3％；所述的铸造Al-Si合金为T6态、T5态或T4态Al-Si合金，其中，当在T6状态下，室温抗拉强度为261-341MPa，屈服强度为132-171MPa，延伸率4.3-9.7％。

进一步地，所述的铸造Al-Si合金为Al-Si压铸铝合金，Al-Si压铸铝合金包括组分及质量百分含量为：Si：6.5-9.0％，Mg：0-0.6％，Cu：0-1.0％，Zn：0-0.8％，Mn：0-1.0％，Fe：0.1-0.5％，Zr：0-0.25％，Ti：0.05-0.25％，Re：0-0.3％，Sr：0.02-0.2％，余量为Al及不可避免的杂质，所述合金中杂质总含量≤1.0％，单个杂质含量≤0.15％；当制备T6态Al-Si合金时，合金成分中Mg含量≥0.25％。

进一步地，所述的Al-Si压铸铝合金，其F态室温抗拉强度为237-307MPa，屈服强度为109-149MPa，延伸率为8.7-14.3％；T6态抗拉强度为293-341MPa，屈服强度为141-171MPa，延伸率为5.9-9.7％。

进一步地，所述的铸造Al-Si合金为Al-Si重力铸造(包括低压铸造)铝合金，Al-Si重力铸造铝合金包括组分及质量百分含量为：Si：6.0-8.5％，Mg：0-0.6％，Cu：0-1.0％，Zn：0-0.8％，Fe：0.1-0.3％，Mn：0-0.3％，Zr：0-0.25％，Ti：0.05％-0.25％，Re：0-0.3％，Sr：0.02-0.2％，余量为Al及不可避免的杂质；所述合金中杂质总含量≤1.0％，单个杂质含量≤0.15％；当制备T6态Al-Si合金时，合金成分中Mg含量≥0.25％。

进一步地，所述的Al-Si重力铸造铝合金，其F态抗拉强度为222-298MPa，屈服强度为104-141MPa，延伸率为6.1-10.9％，T6态抗拉强度为261-336MPa，屈服强度为132-168MPa，延伸率为4.3-8.1％。

上述的铸造Al-Si合金的制备方法，包括如下步骤：

步骤1：备料，按照合金的各组分含量，准备各组分原料；

步骤2：将原料Al加热熔化后，得到铝熔体；

步骤3：测定铝熔体的成分，计算各组分的用量，再将除Mg和Sr以外的其它原料加入铝熔体中，直至熔化后，再加入原料Mg，待Mg熔化后，搅拌均匀，得到合金熔体；在上述整个熔炼过程中，控制合金熔体的温度为690-750℃；

步骤4：向合金熔体中加入精炼剂进行精炼后，再加入Sr变质剂进行变质，得到变质后的合金熔体；

步骤5：对变质后的合金熔体除气，再加入晶粒细化剂，搅拌均匀后进行扒渣，再于690-750℃静置一定时间后进行浇铸，浇铸后得到铝-硅系铸造合金铸件，即为铸造Al-Si合金。

进一步地，所述制备方法还包括：

步骤6：固溶时效处理

(1)当需要制备T6态铸造Al-Si合金时，将铝-硅系铸造合金铸件进行固溶-时效处理；

(2)当需要制备T4态铸造Al-Si合金时，将铝-硅系铸造合金铸件进行固溶处理后，在室温下进行时效处理；

(3)当需要制备T5态铸造Al-Si合金时，将铝-硅系铸造合金铸件直接进行时效处理。

进一步地，所述的步骤1中，原料Al为纯Al锭或工厂内部的返回料或回收的废料与纯Al锭的混合物；原料Si为金属硅和/或铝硅中间合金；原料Cu为铝铜中间合金和/或铜添加剂；原料Mg为工业纯镁锭；原料Mn为铝锰中间合金和/或锰添加剂；原料Zr为铝锆中间合金；原料Ti为铝钛中间合金和/或钛添加剂；原料Zn为工业纯锌锭；Re为La或/和Ce，原料Re为铝镧中间合金或铝铈中间合金，或铝-(镧铈混合稀土)中间合金；原料Al为电解铝锭、重熔铝锭或铸造铝合金锭中的一种或几种。

进一步地，所述的步骤4中，精炼剂为能够对合金熔体具有精炼效果的精炼剂，如RJ-1精炼剂；精炼剂的加入质量为合金熔体总质量的0.2-0.8％，精炼温度为700-750℃，精炼时间为20-60分钟。

进一步地，所述的步骤4中，Sr变质剂具体选用Al-10Sr合金变质剂，变质剂的加入量用变质后合金熔体中Sr的残留量来衡量，保证Sr的残留量的质量百分比为0.02％-0.2％；其中步骤4的Sr变质剂不在步骤4加入时，可选择在步骤3中和Mg一起加入铝熔体中，或者和除Mg以外的其他原料一起加入铝熔体中。

进一步地，所述的步骤5中，除气是采用除气机向变质后的合金熔体中通入氩气或氮气。晶粒细化剂选用商用的AlTiB或AlTiC合金，加入量为合金熔体总重量的0.05-0.25％。

进一步地，所述的步骤5中，浇铸采用压铸工艺，优选高压压铸。对需要T4和T6处理的铸件采用真空高压压铸。

进一步地，所述的步骤5中，浇铸采用重力铸造或低压铸造工艺，铸型采用金属型，提高金属液体的冷却速度，根据铸件尺寸不同，对金属液体进行亚快速冷却，冷却速度在10⁰-10²℃/s，使金属液体在亚快速冷却状态下凝固。

进一步地，所述的步骤6中，T4和T6处理采用的固溶处理工艺为：在500-550℃保温2-12h；T4的时效处理工艺为在室温下放置7天以上；T5和T6的时效处理工艺为：在120-200℃保温2-12h。

与现有技术相比，本发明的有益效果：

(1)本发明合金既可以在铸态下使用，也可以在T4、T5或T6态使用。

(2)本发明中各合金元素的配比，使合金兼具高强度高塑性；本发明提高合金的Mg含量，同时，合金中含有较高的Cu和Zn，在铸态下增强合金的固溶强化效果，在时效状态下，增强合金的时效强化效果，提高合金的塑性，降低其对合金延伸率的负面影响；同时引入其它合金元素，进一步增加合金中的固溶强化效果，有效提高合金的强度和塑性。

具体实施方式

在本发明的描述中，需要说明的是，实施例中未注明具体条件者，按照常规条件或制造商建议的条件进行；所用试剂或仪器未注明生产厂商者，均为可以通过市售购买获得的常规产品。此外，下面所描述的本发明不同实施方式中所涉及的技术特征只要彼此之间未构成冲突就可以相互结合。

为使本发明实施例的目的、技术方案和优点更加清楚，下面将对本发明实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述；本发明实施例提供一种铝-硅系铸造合金，通过以下具体实施例对本发明的高强度高塑性铝-硅系铸造合金及其制备方法做详细说明。

本发明实施例中选用的重熔用铝锭为国家标准GB/T 1196-2008《重熔用铝锭》中的Al99.70，其含铝量不小于99.70wt％；也可以是废料重熔铝锭；加入Mn元素时，选用Al-10Mn中间合金或75Mn剂(Mn质量百分含量为75％的铝合金添加剂)；加入Si元素时，选用Al-30Si中间合金；加入Mg元素时，选用金属镁；加入Cu元素时，选用Al-50Cu中间合金；加入Ti元素时，选用Al-10Ti中间合金或75Ti剂(Ti含量为75％的铝合金添加剂)；加入Zr元素时，选用Al-10Zr中间合金。也可以使用铸造行业常用的预合金化铸造铝合金锭，比如国家标准GB/T 8733-2016《铸造铝合金锭》中铝锭，在此基础上调整合金成分，达到成分目标。

Al-10Sr变质剂等所有原材料均来自市购。

本发明实施例中除气是采用除气机向加入铝水中通入氩气，氩气的流量为0.2-0.3M³/h。

实施例A1

一种铸造Al-Si合金的制备方法，包括以下步骤：

步骤1：备料，按照表1列出的合金的各组分含量准备各组分原料；

步骤2：将原料Al加热熔化后，得到铝熔体；

步骤3：测定铝熔体的成分，计算各组分的用量，再将除Mg以外的其它原料加入铝熔体中，直至熔化后，再加入原料Mg，待Mg熔化后，搅拌均匀，得到合金熔体；在上述整个熔炼过程中，控制合金熔体的温度为720℃；

步骤4：向合金熔体中加入精炼剂进行精炼后，精炼剂的加入量为铸造合金熔体总重量的0.2％，再加入Sr变质剂进行变质，得到变质后的合金熔体；

步骤5：对变质后的合金熔体除气，再加入晶粒细化剂AlTiB合金，AlTiB合金的加入量为铸造合金熔体总重量的0.1％。搅拌均匀后进行扒渣，再于720℃静置一定时间后进行浇铸，浇铸工艺采用高压压铸，压铸后得到铝-硅系铸造合金铸件，即为铸造Al-Si合金；

步骤6：将制得的Al-Si合金产品进行室温拉伸性能测试，室温拉伸性能见表1。

实施例A2-A9以及实施例A12和A13与实施例1相同，不同之处在于：合金成分不同，合金成分及制备后的铸件的室温拉伸性能见表1。

实施例A10和A11以及实施例A14-A19，与实施例1相同，不同之处在于：合金成分不同，浇铸工艺采用真空高压压铸，而且需要对铸件进行固溶时效热处理。合金成分及制备后铸件的固溶时效处理工艺以及室温拉伸性能见表2。

实施例B1-B19，与实施例A1-A19相同，不同之处在于：

(1)合金成分方面：实施例A1-A19是压铸合金，Fe和Mn含量高。实施例B1-B19是重力铸造或低压铸造合金，没有粘模问题，不需要提高Fe和Mn含量来解决粘模问题。所以在这些实施例中Fe和Mn是杂质元素，越低越好。但是为了最大限度地使用含Fe量较高的铝合金废料，有意提高了Fe和Mn的含量极限。

(2)铸造工艺方面：实施例B1-B19是采用重力铸造机或低压铸造机浇铸后得到铝-硅系铸造合金，其中，铸型为金属型；

(3)合金成分及制备后铸件的固溶处理工艺以及室温拉伸性能见表3和表4。

在化学成分方面，铝合金的强化机制主要有固溶强化和时效强化。

固溶强化：向铝中加入合金元素，形成铝基固溶体，造成晶格畸变，阻碍位错的运动，可以起到固溶强化的作用，提高合金强度。Cu、Mg、Si、Zn等元素在铝中有较大的固溶度，可以取得较大的固溶强化效果。但是当元素含量超过它在铝中的固溶度时，将在合金中析出金属间化合物相，损害合金的力学性能。

时效强化：由于合金元素在铝合金中有较大的固溶度，且随温度的降低而急剧减小。所以铝合金经加热到某一温度淬火后(亦即固溶处理后)，可以得到过饱和的铝基固溶体。这种过饱和铝基固溶体经过时效处理，合金中将会析出某些纳米级金属间化合物相。这些析出相对合金具有强化效果。固溶处理的目的是将在凝固过程中形成的金属间化合物相回熔到基体中，也将凝固后冷却过程中形成的析出相回熔到基体中。如果铝中加入过量的合金元素，在凝固过程中形成的金属间化合物相过多过粗大，则固溶处理不能把所有的金属间化合物相回熔，这种固溶时未回熔而残留的相就称之为残余相。如果残余相太多太粗大，则会损害合金的力学性能，使强度和塑性都降低。

对于在制备态(F态)使用的合金，则完全依靠固溶强化机理对合金强化。对于在时效态(T6态)使用的合金。则主要依靠时效强化机理对合金强化。

Mg是Al-Si铸造合金中最重要的强化元素，既是重要的固溶强化元素，比如5000系铝合金也即Al-Mg系合金，就是Mg作为主要固溶强化元素；也是重要的时效强化元素，比如6000系合金也即Al-Mg-Si合金，就是Mg作为主要时效强化元素。但是Mg在Al中有较大的偏析倾向，对合金力学性能产生不利影响。尽管Mg在Al中的固溶极限高达17.4％，Al-Mg合金的共晶成分为34％Mg，但是在Al-Si-Mg合金中很容易出现Mg₂Si共晶相。另一方面，Mg和Si在铝中的室温固溶极限很低，具有很强的时效析出倾向。所以，在Al-Si合金中即使Mg含量很低，也容易时效形成强化相Mg₂Si。有文献报道，即使Mg含量低至0.06％，合金也有时效强化效应。

Mg对Al-Si合金的强化作用可分为固溶强化和时效强化。对于Mg含量较低的合金(<0.2％Mg)，主要是固溶强化，时效强化作用很弱。随着Mg含量提高，时效强化作用增强，逐渐转变为以时效强化为主。但是对于不进行热处理的合金，固溶强化作用也是随Mg含量增加，固溶强化作用增强，但塑性降低。

根据Al-Si-Mg合金相图，在高Si低Mg合金中(比如铸造Al-Si合金中)，在凝固过程中，首先析出Al基体，当界面前沿的液体成分达到Al+Si共晶线时，发生L→Al+Si共晶反应。然后，界面前沿的液体成分沿共晶线变化。当界面前沿的液体成分达到三元共晶点时，发生L→Al+Si+Mg₂Si三元共晶反应。所以，由于Mg的偏析倾向较大，即使在低Mg含量合金中也会出现Mg₂Si共晶相。Mg含量越高，在铸态组织中Mg₂Si共晶相越多越粗大，其形貌呈汉字状。

Mg₂Si相尺寸和数量对铸造Al-Si合金有十分重要的影响。对于在T6状态下使用的合金，在固溶处理时，在铸造过程中形成的Mg₂Si相会慢慢回熔到基体中，并分解成Mg和Si原子，淬火时形成过饱和Mg和Si固溶体，时效时析出Mg₂Si相，对合金强化。但是，由于固溶时间较短，对于粗大的Mg₂Si相难以完全回熔，那些残留的Mg₂Si相对力学性能有严重的损害作用。所以，Mg在铸造Al-Si合金中的含量一般控制在0.5％以下，防止铸造时形成的Mg₂Si相过于粗大。对于高Mg含量合金，比如A357合金，Mg含量提高到0.65％，一般适用于薄壁件，通过快速冷却，减小Mg₂Si相的尺寸，便于固溶处理时Mg₂Si相快速回熔。对于在铸态下使用的合金，由于不需要做热处理，汉字状的Mg₂Si共晶相不能被消除。所以，需要将Mg含量限制在很低的水平，甚至完全清除Mg元素，防止铸造时形成粗大的Mg₂Si相。目前对于在铸态下使用的合金，Mg含量一般控制在0.2以下。

Cu是另一个重要的合金元素。但主要是起时效强化作用，比如2000系合金就是以Cu为主的时效强化型合金，目前没有以Cu为主的固溶强化型合金。为了发挥Cu的时效强化作用，Cu在合金中的含量较高，充分形成富Cu强化相。在铸造Al-Si合金中，Cu元素含量一般在3.5％以上。另一方面，Cu和Mg结合，可以形成Al₂CuMg相，和Mg及Si结合，可以形成Q-AlCuMgSi相，对合金的力学性能都有重要影响。

Zn也是另一个重要的合金元素。但主要是起时效强化作用，比如7000系合金就是以Zn为主的时效强化型合金，目前没有以Zn为主的固溶强化型合金。为了发挥Zn的时效强化作用，Zn在合金中的含量较高。但在国家标准GB/T1173-2013的铸造Al-Si合金中，只有ZL115合金中Zn含量为1.2-1.8％，其余合金中Zn是杂质元素，需要严加控制。

本发明将Si、Mg、Cu和Zn结合使用，取得了意想不到的结果。如前所述，Mg元素有很强的偏析倾向，在最后凝固区容易形成Mg₂Si共晶相。对于不做固溶时效的Al-Si-Mg铸造合金，Mg₂Si相不能通过固溶处理来消除，严重损害力学性能，Mg元素的固溶强化作用不能充分发挥。本发明同时加入Cu和Zn以后，阻碍了粗大Mg2Si相的形成，从而避免了Mg₂Si相对力学性能的损害。这样可以适当放宽对Mg含量的限制，从而可以进一步提高合金的强度。而且少量的Cu和Zn也有固溶强化作用。

对于在T6状态下使用的Al-Si-Mg铸造合金，Mg₂Si相可以通过固溶处理来消除，所以合金中允许有较高的Mg含量。但如前所述，如果Mg含量超过0.5％，合金中将出现较粗大的残余Mg₂Si相，严重损害力学性能，Mg元素的时效强化作用不能充分发挥。本发明同时加入Cu以后，可以使部分Mg₂Si相转变成Q-AlCuMgSi相。在固溶处理过程中，凝固时形成的Mg₂Si相和Q-AlCuMgSi相回熔，时效时析出强化相，对合金强化。所以，在高Mg含量的合金中加入Cu后，使部分Mg₂Si相转变成Q-AlCuMgSi相，从而消除了残余Mg₂Si相，从而避免了残余Mg₂Si相对力学性能的损害。这样可以进一步放宽对Mg含量的限制，从而可以进一步提高合金的强度。Zn元素的加入促进了Mg₂Si相转变成Q-AlCuMgSi相，而且少量的Cu和Zn也有固溶强化作用。

综上所述，合金中Mg和Cu的成分应该根据合金的使用状态来确定。对于在铸态(F态)下使用的合金，需要限制凝固过程中形成的Mg₂Si相，将Cu和Mg的关系设计为Cu＝2Mg-0.2是比较合适的，允许有上下0.1的偏差。对于在T4、T5和T6态下使用的合金，需要Mg₂Si相作为强化相的情况，只有在高Mg含量的情况下添加Cu。将Cu和Mg的关系设计为Cu＝2(Mg-0.2)-0.2是比较合适的，允许有上下0.1的偏差。

元素Fe和Mn可以有效防止铸件粘模，这对压铸生产很重要，所以Fe和Mn是压铸合金必不可少的重要元素。但是，Fe、Mn和Si形成Al₁₅(FeMn)₃Si₂相，呈粗大的针片状、板条状或汉字状，严重损害合金的力学性能。Fe和Mn的比例对Al₁₅(FeMn)₃Si₂相的形貌有重要影响。当Fe和Mn的比例接近时，Al₁₅(FeMn)₃Si₂相的形貌呈鱼骨状，可以减轻对力学性能的损害。

在普通铸造合金中没有粘模问题，所以在这些合金中应该严格限制Fe和Mn的含量。但另一方面，Fe和Mn是铝合金废料中常见的元素，而且有较高含量。为了有效利用废料，降低生产成本，要尽可能多地使用废料，这就必须要把Fe和Mn含量的限制放宽，这就必须在力学性能和使用废料中找平衡。

Sr是亚共晶Al-Si合金的变质剂，可以将共晶Si相变质，使共晶Si显著细化。Sr的用量一般控制在0.02-0.04％。高Sr含量可以有效细化Al₁₅(FeMn)₃Si₂相。尤其是当Fe和Mn的比例接近时，Al₁₅(FeMn)₃Si₂相的形貌呈鱼骨状，在Sr的变质作用下，鱼骨状断裂，形成细小的块状，能进一步减轻Al₁₅(FeMn)₃Si₂相对力学性能的损害。

在本发明中加入稀土元素取得了很好的效果，使合金的力学性能有所提高。经过大量的比较实验，发现Ce和La及其混合稀土效果最好，细化晶粒，减少气体和夹杂。铸造实验表明，加入稀土可增加铝液的流动性，工艺性能有着明显的改善。而且稀土元素促进了时效析出，提高的力学性能。实施例A3表明，加入稀土，合金的力学性能得到了提高。

对比实施例A1和实施例A2以及实施例B1和实施例B2可以发现，添加元素Mg提高了合金的强度，说明Mg起到了固溶强化的作用。

实施例A7和B7有较高Mg含量，同时加入了Cu和Zn，实施例A8和B8不含Cu和Zn，对比发现实施例A7和B7有更好的力学性能。说明在高Mg合金中，加入Cu和Zn可以改善力学性能。

实施例A3和实施例A4的化学成分基本相同，不同之处是实施例A4含有0.1％的稀土元素，对比发现实施例A4具有更好的力学性能。实施例B3和B4有相同的情况。说明稀土元素起到了改善力学性能的作用。

实施例A6、A9、A12-A19以及实施例B5、B9-B16中Fe含量很高，但是，通过添加较高的Sr，对富Fe相进行变质细化，合金仍然保持较高的强度和延伸率。

实施例A12和A13是F态使用的合金，两者的合金成分除Cu含量外完全相同，实施例A12的Cu含量是按F态的Cu含量规则确定的，实施例A13的Cu含量是按T6态的Cu含量规则确定的，降低了0.38％，导致合金的凝固组织中出现了大量的Mg₂Si共晶相，损害了力学性能。所以实施例A13的力学性能比实施例A12有所降低。实施例B12和B13的情况相同。

实施例A16和A17是T6态使用的合金，两者的合金成分除Cu含量外完全相同，实施例A16的Cu含量是按T6态的Cu含量规则确定的，实施例A17的Cu含量是按F态的Cu含量规则确定的，增加了0.4％，导致合金的凝固组织中的Mg₂Si共晶相大幅度减少，从而导致时效处理时合金中析出的Mg₂Si强化相大为减少，使得合金的时效强化效应大大较弱。所以实施例A17的力学性能比实施例A16有所降低。实施例B16和B17的情况相同。

表1压铸合金的化学成分(wt％)及性能

表2压铸合金的化学成分(wt％)及性能(续表)

表3重力铸造合金的化学成分(wt％)及性能

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表4重力铸造合金的化学成分(wt％)及性能(续表)

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以上技术方案阐述了本发明的技术思路，不能以此限定本发明的保护范围，凡是未脱离本发明技术方案的内容，依据本发明的技术实质对以上技术方案所作的任何改动及修饰，均属于本发明技术方案的保护范围。

Claims (9)

1.一种铸造Al-Si合金，其特征在于，所述的铸造Al-Si合金为Al-Si压铸铝合金，Al-Si压铸铝合金包括组分及质量百分含量为：Si：6.5-9.0%，Mg：0-0.6%，Cu：0.2-1.0%，Zn：0.23-0.8%，Mn：0.4-1.0%，Fe：0.1-0.5%，Zr：0.14-0.25%，Ti：0.05-0.25%，RE：0-0.3%，Sr：0.02-0.2%，余量为Al及不可避免的杂质，所述合金中杂质总含量≤1.0%，单个杂质含量≤0.15%；所述的Al-Si压铸铝合金为F态Al-Si合金时，Cu=2Mg-0.2±0.1，所述的Al-Si压铸铝合金为T6态、T5态或T4态Al-Si合金时，Cu=2(Mg-0.2)-0.2±0.1；当制备T6态Al-Si合金时，合金成分中Mg含量≥0.25%。

2.根据权利要求1所述的一种铸造Al-Si合金，其特征在于，所述的Al-Si压铸铝合金，其F态室温抗拉强度为245-307MPa，屈服强度为119-149MPa，延伸率为9.8-13.4%；T6态抗拉强度为339-341MPa，屈服强度为161-171MPa，延伸率为5.9-7.1%。

3.一种铸造Al-Si合金，其特征在于，所述的铸造Al-Si合金为Al-Si重力铸造铝合金，Al-Si重力铸造铝合金包括组分及质量百分含量为：Si：6.0-8.5%，Mg：0-0.6%，Cu：0.2-1.0%，Zn：0.21-0.8%，Fe：0.1-0.3%，Mn：0-0.3%，Zr：0.09-0.25%，Ti：0.05%-0.25%，RE：0-0.3%，Sr：0.02-0.2%，余量为Al及不可避免的杂质；所述合金中杂质总含量≤1.0%，单个杂质含量≤0.15%；所述的Al-Si重力铸造铝合金为F态Al-Si合金时，Cu=2Mg-0.2±0.1，所述的Al-Si重力铸造铝合金为T6态、T5态或T4态Al-Si合金时，Cu=2(Mg-0.2)-0.2±0.1；当制备T6态Al-Si合金时，合金成分中Mg含量≥0.25%。

4.根据权利要求3所述的一种铸造Al-Si合金，其特征在于，所述的Al-Si重力铸造铝合金，其F态抗拉强度为239-298MPa，屈服强度为121-141MPa，延伸率为7.9-10.9%，T6态抗拉强度为323-328MPa，屈服强度为162-168MPa，延伸率为4.3-5.9%。

5.根据权利要求1~4任意一项所述的一种铸造Al-Si合金的制备方法，其特征在于，包括如下步骤：

步骤1：备料，按照合金的各组分含量，准备各组分原料；

步骤2：将原料Al加热熔化后，得到铝熔体；

步骤3：测定铝熔体的成分，计算各组分的用量，再将除Mg和Sr以外的其它原料加入铝熔体中，直至熔化后，再加入原料Mg，待Mg熔化后，搅拌均匀，得到合金熔体；在熔炼过程中，控制合金熔体的温度为690-750℃；

步骤4：向合金熔体中加入精炼剂进行精炼后，再加入Sr变质剂进行变质，得到变质后的合金熔体；

步骤5：对变质后的合金熔体除气，再加入晶粒细化剂，搅拌均匀后进行扒渣，再于690-750℃静置后进行压铸或重力铸造，铸造后得到铝-硅系铸造合金铸件，即为铸造Al-Si合金。

6.根据权利要求5所述的一种铸造Al-Si合金的制备方法，其特征在于，所述制备方法还包括：

步骤6：固溶时效处理

(1)当需要制备T6态铸造Al-Si合金时，将铝-硅系铸造合金铸件进行固溶-时效处理；

(2)当需要制备T4态铸造Al-Si合金时，将铝-硅系铸造合金铸件进行固溶处理后，在室温下进行时效处理；

(3)当需要制备T5态铸造Al-Si合金时，将铝-硅系铸造合金铸件直接进行时效处理。

7.根据权利要求5所述的一种铸造Al-Si合金的制备方法，其特征在于，所述的步骤4中，Sr变质剂具体选用Al-10Sr合金变质剂，变质剂的加入量用变质后合金熔体中Sr的残留量来衡量，保证Sr的残留量的质量百分比为0.02%-0.2%。

8.根据权利要求5所述的一种铸造Al-Si合金的制备方法，其特征在于， Sr变质剂不在步骤4加入，而在步骤3中和Mg一起加入铝熔体，或者和除Mg以外的其他原料一起加入铝熔体中。

9.根据权利要求6所述的一种铸造Al-Si合金的制备方法，其特征在于，所述的步骤6中，T4和T6处理采用的固溶处理工艺为：在500-550℃保温2-12h；T4的时效处理工艺为在室温下放置7天以上；T5和T6的时效处理工艺为：在120-200℃保温2-12h。