CN115505799B - 一种高强韧重力铸造铝合金及其制备方法和应用 - Google Patents

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Abstract

本发明公开了一种高强韧重力铸造铝合金及其制备方法和应用，所述铝合金包括Mg2Si相、Al2Si5CuMg4相、MgZn2相和Al3Zr相，其中，按照质量百分比计算，所述Mg2Si相的含量为0.1%~3.0%，Al2Si5CuMg4相的含量为0.01%~1.5%，MgZn2相的含量为0.01%~1.5%，Al3Zr相的含量为0.001%~1.2%；还同时含有Cr和Ti，且0＜Zr+Cr+Ti＜1.2%；还含有稀土元素RE，所述RE包括La、Ce和Y，且La、Ce和Y的质量比为（1~5）：1：1。

Description

一种高强韧重力铸造铝合金及其制备方法和应用
技术领域
本发明涉及金属材料技术领域，具体涉及一种高强韧重力铸造铝合金及其制备方法和应用。
背景技术
近年来，汽车轻量化是汽车产业变革的确定趋势，铝合金是中短期轻量化的最可行方案，汽车轻量化是实现节能减排的重要途经之一。双碳背景下，占据全球碳排放前列的汽车行业势必成为节能减排的工作重点。燃油车中汽车燃料中的60％用于负荷车辆自重，质量普遍比燃油车高100-200kg的新能源汽车消耗更大比例的能量于负荷自重。根据欧洲铝协，燃油汽车每减重100kg，每百公里可以降低0.3-0.6L油耗，纯电汽车每减重10kg，可提升2.5km续航，轻量化是节能减排的有效手段。
材料轻量化是汽车减重的重要方式，铝合金性能优越，是现阶段最可行的轻量化材料。常见的轻量化材料主要包括高强度钢、铝合金、镁合金和碳纤维等，其中铝合金、高强度钢的份额较高。高强度钢板质量仍相对较重，镁合金研发技术水平有待提升，碳纤维汽车部件成本昂贵，铝合金材料仍是目前轻量化材料的最优选择。铝合金材料具有轻质高强的天然优势，加工性能好，具卓越的成型性，是轻量化实现的有效手段，中短期最具大规模使用可能性。以铸造铝合金固定卡钳为例，与传统铸铁产品相比，可减重约40-50％。
目前用于汽车底盘或相关重要受力结构件的铝合金材料用量最大的是A356(AlSi7Mg0.3)，A356通过重力浇铸或低压铸造后，采用T6热处理，屈服强度可达210MPa,抗拉强度290MPa，断后延伸率4％左右，目前这类铝合金主要用于汽车车轮轮毂、底盘前后副车架、转向节、控制臂等等一系列重要零部件。但这类铝合金材料对于制造刹车卡钳而言，A356材料的强韧性仍然是不够的，因为刹车卡钳为一体式固定卡钳，如果采用铝合金铸造方式成型，相对于变形铝锻造方式将大大降低生产成本，但这类部件对材料的强度有较高的要求，而目前A356铝合金材料的强度和韧性难以满足这类部件的需求。
发明内容
针对现有技术存在的上述不足，本发明的目的在于提供一种高强韧重力铸造铝合金，以解决现有技术铝合金材料力学性能难以满足刹车卡钳性能需要的问题。
为了解决上述技术问题，本发明采用如下技术方案：
一种高强韧重力铸造铝合金，所述铝合金包括Mg2Si相、Al2Si5CuMg4相、MgZn2相和Al3Zr相，其中，按照质量百分比计算，所述Mg2Si相的含量为0.1％～3.0％，Al2Si5CuMg4相的含量为0.01％～1.5％，MgZn2相的含量为0.01％～1.5％，Al3Zr相的含量为0.001％～1.2％；还同时含有Cr和Ti，且0＜Zr+Cr+Ti＜1.2％；还含有稀土元素RE，所述RE包括La、Ce和Y，且La、Ce和Y的质量比为(1～5)：1：1。
与现有技术相比，本发明具有如下有益效果：
1、与现有常规铸造铝合金相比，本发明铝合金材料在对铝合金内部强化相进行深入研究，并进行了进一步优化，使得材料微观组织均匀，晶粒细密且大小均匀，同时共晶硅变质效果更加优良，从而使得到的铝合金材料具有更高的强度和断后延伸率，对本发明所述铝合金材料铸造得到固定卡钳本体取样检测，其性能达到了：屈服强度超过310MPa，抗拉强度超过330MPa，断后延伸率大于4％，从而能够满足制造车用固定卡钳对材料性能的要求。
2、本发明从原料控制、合金配比控制、铝液变质控制、铝液熔体净化控制、过程浇铸控制、工业热处理工艺控制等多个方面进行控制，使铸造的固定卡钳本体材料达到高强韧性。在制备工艺上本发明的铸造铝合金材料，采用熔炼过程中原料分批加入熔炼，阶梯熔化工艺，使得合金元素分布均匀，材料合金化彻底，同时在浇铸过程控制浇铸工艺和热处理过程热处理参数，使得铸造固定卡钳铝合金材料中合金元素发挥出最大作用，最终使浇铸的固定卡钳本体材料达到高强韧性的性能指标。
附图说明
图1为本发明实施例1力-位移拉伸曲线图。
图2为本发明实施例1铸造固定卡钳铝合金金相组织100倍图片。
具体实施方式
下面将结合附图和实施例对本发明作进一步说明。
一、实施例和对比例
本发明提供了一种高强韧重力铸造铝合金，所述铝合金包括Mg2Si相、Al2Si5CuMg4相、MgZn2相和Al3Zr相，其中，按照质量百分比计算，所述Mg2Si相的含量为0.1％～3.0％，Al2Si5CuMg4相的含量为0.01％～1.5％，MgZn2相的含量为0.01％～1.5％，Al3Zr相的含量为0.001％～1.2％；还同时含有Cr和Ti，且0＜Zr+Cr+Ti＜1.2％；还含有稀土元素RE，所述RE包括La、Ce和Y，且La、Ce和Y的质量比为(1～5)：1：1。
本发明对铸造铝合金进行了深入研究，对于Al-Si-Mg-Ti-RE-Sr系材料的强度而言，不同的金属元素之间会在铝合金内部形成不同的强化相，这些强化相会对铝合金的力学性能带来完全不同的影响。其中，形成的Mg2Si相、Al2Si5CuMg4相、MgZn2相、Al3Zr相都能够从不同角度为铝合金的力学性能带来不同的影响，在对铸造铝合金的结构进行研究后发现，力学性能优异的铝合金其中部分强化相的含量都达到了一定的数量，这是因为数量足够多的强化相能够为铝合金带来满足需求的力学性能，所以Mg2Si相的含量为0.1％～3.0％，Al2Si5CuMg4相的含量为0.01％～1.5％，MgZn2相的含量为0.01％～1.5％，Al3Zr相的含量为0.001％～1.2％。但如何使铝合金中能够形成上述数量的强化相，从而使铝合金的力学性能满足要求，如何实现这一控制则需要从原料组分含量和制备方法同时入手。
首先，β相(Mg2Si)相和W相(Al2Si5CuMg4)是在时效处理时弥散析出的，这二者能够显著提高合金强度。这其中作为用量最大的硅元素，其主要效果是增加铝合金的流动性，同时降低铸造铝合金凝固时的体积收缩率，硅在设定的范围内能够提高铸造铝合金强度，但硅含量过高则会明显降低铝合金材料塑性，对于强度基本不会提供有利的影响；同时，还需要硅元素在浇筑过程中形成足够的共晶组织，即凝固过程的共晶反应充足，能够保证材料的流动性，硅元素的用量保持在5.0～10.0wt％之间，进一步优选为5.0～9.5wt％。
其次，虽然硅元素用量最大，但对于铝合金强度的影响，则是镁元素的影响最大，硅元素次之，铜元素最小，为了确保铝合金在制备时形成足够的β相和W相，镁元素的含量一定要足够，控制在0.001～1.0wt％，进一步优选在至少0.5wt％之上；同时，也需要足够的Zn元素，因为形成的MgZn2相有良好的自然时效效应，能够增强镁元素对铝合金强度的强化作用，进一步提升材料的强度，但Zn元素含量过多很容易造成凝固过程中的缩松和缩孔倾向增大，为合金力学性能带来不利影响，因此Zn含量控制在0.001～0.5wt％之间。
再者，Al3Zr相是一种特殊的亚稳态强化相，在热处理过程中由Zr元素从固溶体中析出形成，能够均匀地弥散在基体中，与基体保持良好的共格关系，从而提高铝合金的力学性能，而且Al3Zr相形成的质点细小，进行包晶反应时α-Al又可依附在这些小颗粒上形核，起到细化晶粒的作用。Cr元素除对基体起固溶强化作用之外，在时效阶段可弥散析出并发挥弥散强化的作用，同时部分块状富Cr化合物会在晶界偏聚，容易与Fe等有害元素形成σ等弥散相，以代替其他有害的含Fe相，减少了不能溶解的含Fe相对基体的割裂作用，降低含Fe相对基体力学性能的不良影响，最终使材料的断后延伸率明显提高；而Ti元素能够与Zr、Cr共同作用，Ti元素能够使合金中晶体的α树枝晶细化，三者配合使用所带来的的有益效果明显高于单一元素的使用，但三者含量不易过高，过多会产生块状相，降低材料断后延伸率，所以，三者的总含量控制在0＜Zr+Cr+Ti＜1.2％这一范围内。
铸造固定卡钳的铝合金材料晶粒大小及第二相的形貌对合金的力学性能有着至关重要的影响，一般金属材料晶粒越小，对应的材料力学性能越好，同时第二相以细小球粒状存在时，对材料金属组织的割裂程度最小，造成的应力集中也最小，材料受力变形过程中不易在相界面产生晶间裂纹，最终使材料的韧性越好。在本发明中发现，稀土元素可以通过抑制再结晶，细化晶粒，改善共晶硅形貌和影响时效析出过程来提高铝合金的强度。但单一一种稀土元素效果并不佳，而数量过多反而会对铝合金的性能带来不利影响，本发明意料之外的发现采用混合稀土镧、铈、钇联合作用竟然能使效果更显著，La、Ce和Y的质量比控制在(1～5)：1：1范围内；而且本发明还意外发现混合稀土元素的用量如果过高，会降低Sr元素的质变作用，需要将混合稀土元素的用量控制在0.001～0.55％之间；同时，因为Sr对于硅元素的变质至关重要，并且，Sr元素加入的时间以及保温时间都会对变质效果带来影响，当Sr元素含量增加后，材料凝固后的表面有明显细小龟裂的表面状态，这是由于Sr含量过高破坏了铝合金表面的氧化膜，而当Sr进一步过量后，会形成含Sr第二相并且材料吸气明显，造成内部气孔缺陷增加，因此需要严格控制Sr元素含量在0.001％～0.055％之间，同时Sr元素的加入温度也应当有所控制，保持在700℃～760℃之间；在高温760℃-800℃之间会造成烧损严重，Sr元素应在精炼后加入，避免其与精炼剂发生反应有所损耗，加入Sr后应保温20～25分钟再浇铸，同时应在6小时内浇铸完成，超过6小时候后，Sr会烧损含量降低，变质效果大大降低。
在具体实施时，按照质量百分比计算包含如下组分：Si：5.0～10.0wt％、Cu：0.001～0.5wt％、Mg：0.001～1.0wt％、Zn：0.001～0.5wt％、Fe：0.03～0.8wt％、Ti：0.001～0.5wt％、Cr：0.001～0.4wt％、Zr：0.001～0.3wt％、Sr：0.001～0.055wt％、RE：0.001～0.55wt％、其他不可避免杂质元素总和不大于0.3wt％，余量为铝。所述Cu和Mg的质量比为1：(2～60)。
表1(单位：％)
成份 实施例1 实施例2 实施例3 实施例4 实施例5 实施例6 实施例7 实施例8
Si 5.950 6.820 8.100 9.210 8.530 7.210 7.540 6.580
Cu 0.150 0.015 0.190 0.180 0.012 0.280 0.014 0.015
Mg 0.550 0.700 0.950 0.700 0.650 0.700 0.821 0.671
Zn 0.080 0.090 0.100 0.310 0.060 0.300 0.015 0.154
Ti 0.250 0.310 0.330 0.400 0.250 0.350 0.260 0.245
Cr 0.100 0.120 0.170 0.250 0.265 0.150 0.250 0.268
Zr 0.120 0.160 0.230 0.289 0.231 0.260 0.264 0.195
RE 0.270 0.350 0.420 0.370 0.351 0.420 0.350 0.358
La：Ce：Y 2:1:1 2:1:1 2:1:1 1:1:1 1:1:1 3:1:1 4:1:1 5:1:1
Sr 0.028 0.030 0.037 0.015 0.025 0.037 0.025 0.022
Fe 0.090 0.110 0.120 0.085 0.086 0.091 0.101 0.095
Others杂质 0.150 0.150 0.160 0.017 0.150 0.017 0.018 0.162
Al 余量 余量 余量 余量 余量 余量 余量 余量
表2(单位：％)
Figure BDA0003862019860000051
注：-表示未加入该元素；对比例1为A356铝合金。
表3(单位：％)
实施例 Mg2Si相 Al2Si5CuMg4相 MgZn2相 Al3Zr相
1 0.784 0.101 0.095 0.255
2 0.998 0.084 0.107 0.340
3 1.354 0.265 0.118 0.488
4 0.998 0.128 0.225 0.614
5 0.926 0.119 0.071 0.490
6 0.998 0.135 0.225 0.552
7 1.170 0.151 0.018 0.561
8 0.956 0.123 0.148 0.414
按照表1中所述原料用量进行备料，采用如下方法制备实施例1，同时采用如下方法制备其他实施例和对比例：
步骤1：根据设定的化学成分，按计量比称取重熔用铝锭、工业硅、原生镁锭、锌锭、Al-Cu中间合金、Al-Zr中间合金、Al-Cr中间合金、Al-Ti中间合金、Al-Sr中间合金、Al-RE中间合金、铝精炼剂、铝打渣剂、铝覆盖剂等，对上述合金及原料进行烘干处理后备用；
步骤2：将经过预热的重熔用铝锭和工业硅放入熔炼炉中进行熔化，熔化完成后，加入铝锭质量的0.1～0.4％的铝精炼剂和0.2％-0.3％打渣剂，通入氩气并用铝液搅拌装置搅拌后打渣后保温；
步骤3：使步骤2的熔体温度达到700℃～800℃，将经过预热的Al-Zr合金、Al-Cr合金、Al-Ti合金、Al-Cu合金和锌锭加入炉中，加入的中间合金全部熔化后，搅拌后静置10～15分钟后，加入铝锭质量的0.1～0.4％的铝精炼剂和0.2-0.3％打渣剂，通入氩气并用铝液搅拌装置搅拌静置保温，去除铝液表面浮渣。
步骤4：使步骤3的熔体温度达到700℃～800℃，加入原生镁锭和Al-Sr，熔化后，通入氩气并用铝液搅拌装置搅拌静置后，在熔体表面铺撒覆盖剂，按照面积计算，覆盖剂的用量为0.5-1.5kg/m2，抽取检测铝合金熔体的成分含量，对成分含量不在要求范围的铝液熔体通过补加原料方式，调配铝液成分含量，使其成分含量达到要求的范围，静置后开始浇铸。
步骤5：将步骤4获得的熔体进行重力浇铸，铝水温度控制在700℃～800℃，模具温度300℃～500℃，浇铸时铝液应均匀稳定的倒入模具，浇铸完成后冷却开模取件，避免高温下开模对固定卡钳造成损伤；其中，浇铸在6h内完成，并且加入Sr后应保温20～25分钟再浇铸，超过6小时候后，Sr会出现烧损导致合金中Sr含量降低，变质效果大大降低。
步骤6：将步骤5所得铸造铝合金固定卡钳进行固溶和时效处理。
其中，所述固溶包括以下步骤：使铸件温度达到500℃～600℃，保温6～8h后，放入温度为30℃～100℃的水中进行淬火处理。固溶温度进一步优选为不超过550℃。
所述时效处理包括以下步骤：使铸件温度达到170℃～190℃，保持7～8h。
上述固溶工艺工业应用操作简要可靠，且低于600℃保证材料没有过烧风险，虽然共晶硅的溶解相温度略低，但通过材料合金化设计，使得浇铸状态的共晶硅本身已经显著细化，同时组织均匀性高，使得在该温度范围内固溶仍能取得较好效果，该固溶工艺稳定可靠，适合大部分工业现场应用场景。同时，淬火水温不宜过低，过低会导致淬火过于剧烈，使试样变形较严重和表面开裂现象，淬火水温过高则会导致零件降温速度慢，固溶效果不好，影响最终综合性能。铝合金的时效硬化是一个非常复杂的过程，与合金组织、时效工艺和内部位错分布等都有关系。总体来说，时效强化是基体中第二相析出物对周围弹性应力场位错运动的阻碍作用，使得位错在通过弥散析出相时的阻力增加，从而引起强化效果。人工时效最主要的温度和时间的控制，时效温度高，时效效果明显，但过高的温度又会使析出相长大，与基体失去共格关系，最终使材料软化。
本发明主要通过T6热处理进行强化，即固溶和时效，是获得铸造铝合金固定卡钳本体力学性能的高强韧性能的关键步骤。固溶处理的主要目是：将凝固过程析出相在高温下重新溶解在基体α-Al中，形成过饱和固溶体，为合金的时效处理做准备。固溶过程中硅相变化较大，主要发生硅相的扩散熔断、逐步粒状化，如果固溶时间过长还会发生粗化等过程。在共晶硅相粒状化阶段中，共晶硅铸件变得圆整，向球形或类球形转化，于此同时，共晶硅也在不断向晶内迁移，使硅在基体中的分布更均匀。另外，固溶过程中相关含含镁相，部分铜相等相关强化相也会逐渐溶解到基体中，为时效做准备。固溶处理的关键是选择合适温度和时间，通过对材料进行DSC曲线分析，所有的可能相变以及Mg2Si等化合物的分解均在550℃-650℃之间，通过物相分析发现为含Mg2Si相。该低熔点相的存在造成固溶处理的困难，一方面如果直接升温到550℃，会使该相熔化，造成材料出现过烧的严重缺陷，即使是轻微过烧的材料也会严重损害力学性能而无法使用。
二、性能测试
图1为本发明实施例1力-位移拉伸曲线图，可以看出铸造铝合金卡钳本体取样测试强度较高。
图2为本发明实施例1铸造固定卡钳铝合金金相组织100倍图片。从图可知，其金相组织以基体α-Al及共晶Si相为主组成，相关组织细密，大小及分布均匀，有利于材料强度及塑性的提升。
表4铸造铝合金固定卡钳本体测试性能
序号 抗拉强度(MPa) 屈服强度(MPa) 断后延伸率(％)
实施例1 338.1 330.9 4.88
实施例2 340.5 334.4 4.48
实施例3 345.6 337.2 4.36
实施例4 336.2 330.1 4.21
实施例5 337.2 331.3 4.28
实施例6 339.4 333.5 4.42
实施例7 334.9 330.4 4.51
实施例8 338.7 332.1 4.68
对比例1(A356) 305 220 4
对比例2 320.5 310.2 3.08
对比例3 315.1 290.4 4.01
对比例4 310.3 291.2 4.54
对比例5 304.5 286.8 4.31
对比例6 285.3 274.2 3.12
对比例7 346.2 330.2 1.51
对比例8 341.2 297.5 3.51
对比例9 305.3 284.2 3.42
结合表1～4可以看出，对比例1(A356铝合金)的抗拉强度和屈服强度是远远不及实施例的，甚至还不如其他对比例。对比例2中没有将Zr、Cr和Ti这三者的总含量控制在本发明所述范围内，导致形成的Al3Zr相过多，而且大部分为块状相，且Cr元素为了降低Fe元素对基体力学性能的不良影响，最终使得对比例2不仅断后延伸率降低，抗拉强度和屈服强度也出现了下滑。对比例3中增加了稀土元素的用量，并且提升了稀土元素中La元素的占比，虽然对比例3中铝合金的晶粒确实有细化效果，但铝合金内部的气孔缺陷明显增加，这显然是稀土元素用量过高降低了Sr元素所带来的质变作用，反而扩大了Sr元素过量所带来的不良影响，导致对比例3中屈服强度出现了大幅度下降，抗拉强度和断后延伸率出现了一定下降。对比例4和对比例5也出现了抗拉强度和屈服强度的大幅度下降，和实施例1相比，这二者中晶粒的细化效果并不显著，这也体现在对铝合金抗拉强度和屈服强度的提升不如实施例1。对比例6～9中分别改变了Si、Mg、Zn和Sr的用量，导致对比例6～8制备的铝合金中没有形成足够的Mg2Si相、Al2Si5CuMg4相以及MgZn2相，所以，对比例6的力学性能出现了大幅度的下降，抗拉强度和屈服强度都降至300MPa以下，断后延伸率也不如实施例1；对比例7虽然抗拉强度和屈服强度没有太大波动，但Mg元素的含量过高，导致形成了过量的β相和W相，最终使得断后延伸率出现大幅度下降，甚至不到2％；对比例8的铝合金中出现了相当数量的孔，并且孔的形状不规则、表面不光滑，能够明显看出并非普通气孔，而是缩松和缩孔，这导致对比例8的屈服强度和断后延伸率出现了非常显著的下降；对比例9的铝合金表面为明显的、细小龟裂的表面状态，且铝合金内部气孔缺陷显著增加，导致对比例9的抗拉强度、屈服强度和断后延伸率出现了显著下滑。本发明实施例对铝合金材料中各元素的用量进行优化调控，使得材料微观组织均匀，晶粒细密且大小均匀，同时共晶硅变质效果更加优良，从而使得到的铝合金材料具有更高的强度和断后延伸率，对本发明所述铝合金材料铸造得到固定卡钳本体取样检测，其性能达到了：屈服强度超过310MPa，抗拉强度超过330MPa，断后延伸率大于4％。
三、应用
采用本发明实施例1制备的铝合金制造车用固定卡钳，与现有技术采用变形铝锻造方式制造的车用固定卡钳相比，本发明所述铝合金材料制备得到的车用固定卡钳，在抗拉和屈服强度上，断后延伸率都高于变形铝的锻造性能，能够满足更多车型匹配和客户设计需求；且本发明所述铝合金材料的制备方法采用熔炼过程的分批加入熔炼，阶梯熔化工艺，使得合金元素分布均匀，材料合金化彻底，同时在浇铸过程控制浇铸工艺和热处理过程热处理参数，使得铸造固定卡钳铝合金材料中合金元素发挥出最大作用，具有工业化应用的前景。
最后需要说明的是，以上实施例仅用以说明本发明的技术方案而非限制技术方案，本领域的普通技术人员应当理解，那些对本发明的技术方案进行修改或者等同替换，而不脱离本技术方案的宗旨和范围，均应涵盖在本发明的权利要求范围当中。

Claims (7)

1.一种高强韧重力铸造铝合金，其特征在于，所述铝合金包括Mg2Si相、Al2Si5CuMg4相、MgZn2相和Al3Zr相；其中，按照质量百分比计算，所述Mg2Si相的含量为0.1%~3.0%，Al2Si5CuMg4相的含量为0.01%~1.5%，MgZn2相的含量为0.01%~1.5%，Al3Zr相的含量为0.001%~1.2%；还同时含有Cr和Ti，且Zr、Cr和Ti的质量百分比满足以下关系式：0＜Zr+Cr+Ti＜1.2%；还含有稀土元素RE，所述RE包括La、Ce和Y，且La、Ce和Y的质量比为（1~5）：1：1；
按照质量百分比计算包含如下组分：Si：5.0～10.0wt％、Cu：0.001~0.5wt％、Mg：0.001~1.0wt％、Zn：0.001~0.5wt％、Fe：0.003～0.8wt％、Ti：0.001～0.5wt％、Cr：0.001~0.4wt％、Zr：0.001~0.3wt％、Sr：0.001～0.055wt％、RE：0.001～0.55wt％、其他不可避免杂质元素总和不大于0.3wt％，余量为铝。
2.根据权利要求1所述高强韧重力铸造铝合金，其特征在于，按照质量百分比计算包含如下组分：Si：5.0～9.5wt％、Cu：0.002~0.45wt％、Mg：0.5~1.0wt％、Zn：0.01~0.4wt％、Fe：0.003～0.2wt％、Ti：0.1～0.45wt％、Cr：0.001~0.35wt％、Zr：0.001~0.3wt％、Sr：0.01～0.05wt％、RE：0.004～0.45wt％、其他不可避免杂质元素总和不大于0.3wt％，余量为铝。
3.根据权利要求1所述高强韧重力铸造铝合金，其特征在于，所述Cu和Mg的质量比为1：（2~60）。
4.一种高强韧重力铸造铝合金的制备方法，其特征在于，包括如下步骤：
步骤1：按权利要求1所述高强韧重力铸造铝合金计量比称取所需原料；
步骤2：将铝锭和硅放入熔炼炉中进行熔化后，加入精炼剂和打渣剂，通入氩气后搅拌打渣后保温；
步骤3：使步骤2得到的熔体温度达到700℃~800℃后，加入Al-Zr合金、Al-Cr合金、Al-Ti合金、Al-Cu合金、Al-RE合金和锌锭，待全部熔化后搅拌并静置，再加入精炼剂和打渣剂，通入氩气后搅拌静置保温，去除表面浮渣；所述精炼剂的加入量占铝质量的0.1%~0.4%，所述打渣剂的加入量占铝质量的0.2%~0.3%；
步骤4：使步骤3得到的熔体温度达到700℃~800℃，加入镁锭和Al-Sr合金，通入氩气后搅拌静置保温，去除其中的杂质；
步骤5：对步骤4得到的熔体进行重力浇铸，浇铸时铝液倒入模具内，待其凝固冷却后开模取件；
步骤6：对步骤5得到的铸件进行固溶和时效处理；
所述固溶包括以下步骤：使铸件温度达到500℃~600℃，保温6~8h后，放入温度为30℃~100℃的水中进行淬火处理；所述时效处理包括以下步骤：使铸件温度达到170℃~190℃，保持7~8h。
5.根据权利要求4所述高强韧重力铸造铝合金的制备方法，其特征在于，在步骤4中，去除其中的杂质后，在熔体表面铺撒覆盖剂，按照面积计算，覆盖剂的用量为0.5-1.5kg/m2。
6.根据权利要求4所述高强韧重力铸造铝合金的制备方法，其特征在于，在步骤5中，浇铸时铝液温度保持在700℃~800℃，模具温度保持在300℃~500℃。
7.一种高强韧重力铸造铝合金的应用，其特征在于，通过权利要求4~6任一所述方法制备得到权利要求1~3任一所述高强韧重力铸造铝合金，所述高强韧重力铸造铝合金用于制造车用固定卡钳。
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