CN118028664A - 一种可再生耐热高疲劳铸造铝合金及其制备方法和应用 - Google Patents

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Abstract

本发明公开了一种可再生耐热高疲劳铸造铝合金及其制备方法和应用，铸造铝合金包括Al、Si、Cu、Mg、Mn、Ti、Cr、Sr和不可避免的杂质，杂质包含Fe和除Fe以外的其他杂质；制备时，将各成分混合熔融后精炼，制成铝合金铸锭，然后对其进行固溶处理、淬火冷却和时效处理；本发明的铝合金能够兼具配方简单、对杂质元素尤其是铁的容忍度高、低热裂性和耐热高疲劳特性，不仅可以满足大量存在的优质回收铝合金的平级乃至升级使用，自身也可循环使用，减少碳排放，而且还可以在较高服役温度下使用，同时配方简单，原料成本相对较低。

Description

一种可再生耐热高疲劳铸造铝合金及其制备方法和应用
本发明是申请日为2024年01月03日、申请号为2024100038341、名称为“一种铸造铝合金及其制备方法和应用”的中国发明专利申请的分案申请。
技术领域
本发明涉及铸造铝合金技术领域，尤其涉及一种可再生耐热高疲劳铝硅合金及其制备方法，特别是涉及一种碳当量低、适合热机械耦合作用工况下的可再生耐热高疲劳铸造铝合金，具体涉及一种可再生耐热高疲劳铸造铝合金及其制备方法和应用。
背景技术
近年来，随着航空航天，汽车工业的发展，对节能减排的要求越来越严格。铝硅系铸造合金因其密度低、强度优异、铸造性能好、耐磨、导热等优点，在交通运输制造中得到了广泛的应用；其中，作为飞机、乘用车、商用车的底盘结构件和动力传输装置部分的各种发动机壳体，减速器壳体，附件传动壳体，越来越多由铝硅系铸造合金制造，以实现轻量化。然而，实践中，由于发动机面临着复杂、苛刻的工作环境，发动机功率密度越来越高，因此下一代制造发动机及传动装置的材料不仅需要承担高达250℃的服役温度，而且需要有良好的疲劳性能。
目前通常在Al-Si合金中加入Mg和Cu，通过形成Mg2Si、Al2Cu、Q相及其亚稳相来改善常温力学性能，这些合金包括A356.2合金、A319合金、A380合金、ZL114A合金、ZL702A合金等；然而，这些合金在较高的服役温度下，强化相迅速***，高温强度显著下降。
同时，相对原生铝锭而言，较高杂质元素含量的可再生优质回收铝的平级使用乃至升级使用可大大降低碳排放，满足绿色低碳铝的发展方向。因此实现可再生铝的高效利用，提高铸造铝合金的热稳定性和疲劳性能迫在眉睫，但目前的铸造铝合金对于杂质元素例如杂质Fe含量的要求较高，必须控制在较低水平，否则难以获得较好的力学性能，这给较高杂质元素含量的可再生优质回收铝的平级使用乃至升级使用造成了困扰。
例如发明专利申请CN114774741A公布了一种耐热铸造铝合金，所述杂质元素中Fe不大于0.12％，其他杂质元素的总和不大于0.2％；一方面低杂质元素含量的要求限制了优质回收铝的使用，另一方面仅仅依靠增加Al3Zr，Al3(ZrV)纳米耐热相，耐热相种类单一。发明专利申请JP5344527B2添加Fe，Ni元素形成ε-Al3Ni，δ-Al3CuNi，γ-Al7Cu4Ni，T-Al9FeNi等富Ni化合物提升合金高温性能，Al-Si合金中Ni的存在中和了Fe，降低了富铁β-Al5FeSi针状相形成的倾向，网状和半网状的分布状态虽然有利于合金的高温强度。但是，通过在Ni和Cu之间形成相，降低了α-Al基体中的Cu含量，从而减少了析出硬化，较大脆性相的存在，也不利于合金的疲劳强度。总体而言，现有公开的铸造铝硅合金尚不能满足耐热高疲劳要求，耐热相种类仍然比较单一，数密度较低，低杂质元素含量也限制了优质回收铝的使用。
此外，现有专利CN115261682B，其公开了一种铸造铝合金及制备方法，所述铝合金的基体中包括一种以上的亚微米级弥散相，所述铝合金的晶界上包括一种以上的微米级第二相，其中所述亚微米级弥散相的尺寸范围为20-1000nm，成分包括Al、Fe、Mn、Cr、Zr、Mo、Ti、Cu、Ni、Co、Y、V、Sc元素中的任意两种以上，所述亚微米级弥散相的数量密度在1015-1020/m3范围内；所述微米级第二相的尺寸范围为1-20μm之间，成分包括Al、Fe、Mn、Cr、Zr、Mo、Ti、Cu、Ni、Co、Y、V、Sc元素中的任意两种以上；铝合金的成分包括：Si 4-17％、Mg 0.1-1％、Fe 0.1-0.5％、Mn 0.1-0.5％、Cr 0.1-0.5％、Zr 0.1-0.5％、Mo 0.1-0.5％、Ti 0.1-0.5％、Cu 0.1-2％、Ni 0.1-1％、Co 0.1-0.5％、Y 0.1-0.5％、V 0.1-0.5％、Sc 0.1-0.5％，其余为Al。该专利提示可以使铝合金具有非剪切强化相及高疲劳性能，但是，参见其配方可知，第一、其配方成分复杂，具有至少15种合金成分，成分的复杂导致该合金的工艺窗口较窄，尤其对于砂型铸件和厚大部位，由于冷却速度较慢，易形成初生多元金属间化合物，从而损害合金性能；第二、其还必须含有较昂贵的金属诸如镍，成本较高；第三，其必须包括多种昂贵的稀土元素搭配使用，可见，该专利中的铸造铝合金不仅制备成本较贵，而且配方复杂，不利于工业化应用。
发明内容
本发明的目的是克服现有技术中的一个或多个不足，提供一种改进的能够兼具配方简单、对杂质元素尤其是铁的容忍度高、低热裂性和具有耐热高疲劳特性的可再生耐热高疲劳铸造铝合金，不仅可以满足大量存在的优质回收铝合金的平级乃至升级使用，自身也可循环使用，减少碳排放，而且还可以在较高服役温度下使用。
本发明同时还提供了一种上述铸造铝合金的制备方法。
本发明同时还提供了一种采用上述铸造铝合金在制备汽车底盘结构件、发动机或传动器件中的应用，所述汽车底盘结构件、发动机或传动器件不仅可能需要承担高达250℃的服役温度，而且需要有良好的疲劳性能，本发明铸造铝合金可以满足。
为达到上述目的，本发明采用的一种技术方案是：
一种铸造铝合金，所述铸造铝合金包括Al、Si、Cu、Mg、Mn、Ti和不可避免的杂质，特别地，所述铸造铝合金还包括Cr、Sr和X1，所述X1为Sn和/或In，所述杂质包含Fe和除Fe以外的其他杂质；
以质量百分含量计，所述铸造铝合金中：Si 6.5％-8.5％、Cu 0.5％-2.0％、Mg0.1％-0.5％、Mn 0.05％-0.4％、Cr 0.05％-0.3％、Ti 0.05％-0.3％、Sr 0.005％-0.04％，X1含有的元素的含量各自独立地为0.001％-0.2％，Fe小于等于0.5％，除Fe以外的其他杂质的总和不大于0.2％，调整Al的含量使该铝合金的总量为100％；
在制备所述铸造铝合金的过程中，将各成分混合熔融后精炼，然后制成铝合金铸锭，对所述铝合金铸锭进行固溶处理、淬火冷却和时效处理；其中，所述固溶处理在250-550℃下且分多级处理进行，所述的多级处理之间的温度按照处理的先后顺序依次递增，所述的多级处理至少为三级处理，且所述的多级处理中的一级固溶处理在250-350℃下进行。
本发明提供的又一技术方案：一种铸造铝合金，所述铸造铝合金包括Al、Si、Cu、Mg、Mn、Ti和不可避免的杂质，特别地，所述铸造铝合金还包括Cr和Sr，所述杂质包含Fe和除Fe以外的其他杂质；
以质量百分含量计，所述铸造铝合金中：Si 6.5％-8.5％、Cu 0.5％-2.0％、Mg0.1％-0.5％、Mn 0.05％-0.4％、Cr 0.05％-0.3％、Ti 0.05％-0.3％、Sr 0.005％-0.04％，Fe小于等于0.5％，除Fe以外的其他杂质的总和不大于0.2％，调整Al的含量使该铝合金的总量为100％；
在制备所述铸造铝合金的过程中，将各成分混合熔融后精炼，然后制成铝合金铸锭，对所述铝合金铸锭进行固溶处理、淬火冷却和时效处理；其中，所述固溶处理在250-550℃下且分多级处理进行，所述的多级处理之间的温度按照处理的先后顺序依次递增，所述的多级处理至少为三级处理，且所述的多级处理中的一级固溶处理在250-350℃下进行。
本发明提供的又一技术方案：一种铸造铝合金，所述铸造铝合金包括Al、Si、Cu、Mg、Mn、Ti和不可避免的杂质，特别地，所述铸造铝合金还包括Cr和Sr，所述杂质包含Fe和除Fe以外的其他杂质；
以质量百分含量计，所述铸造铝合金中：Si 6.5％-8.5％、Cu 0.5％-2.0％、Mg0.1％-0.5％、Mn 0.05％-0.4％、Cr 0.05％-0.3％、Ti 0.05％-0.3％、Sr 0.005％-0.04％，Fe小于等于0.5％，除Fe以外的其他杂质的总和不大于0.2％，调整Al的含量使该铝合金的总量为100％。
根据本发明的一些优选方面，所述铸造铝合金中，Cu的添加量与Mg的添加量的比值为1.2-6。
根据本发明的一些优选方面，以质量百分含量计，所述铸造铝合金中，Mg占0.25％-0.5％。
根据本发明的一些优选方面，以质量百分含量计，所述铸造铝合金中，Fe占0.1％-0.5％。
根据本发明的一些具体方面，所述铸造铝合金的合金组织中针状的β-Fe相占Fe相总面积的5％以下，甚至可以达到完全消除针状的β-Fe相。
根据本发明的一些具体方面，在进行所述固溶处理时，含Cu相、含Mg相分别溶入合金组织的α-Al基体中，在时效处理过程中析出Q′亚稳相；
在进行所述固溶处理之后且未进行所述时效处理之前，中间体的合金组织包括α-Al(Fe,Mn,Cr)Si弥散相。
在本发明的一些实施方式中，所述铸造铝合金还包括Zr，在所述固溶处理之后且未进行所述时效处理之前，中间体的合金组织包括(Al,Si)3(Zr,Ti)弥散相。
根据本发明的一些优选方面，以质量百分含量计，所述铸造铝合金中，Zr占0.05％-0.3％。
在本发明的一些实施方式中，所述铸造铝合金还包括X2，所述X2为选自Mo、V、Y和Er中的一种或多种的组合。
根据本发明的一些优选方面，以质量百分含量计，所述铸造铝合金中，所述X2含有的元素的含量各自独立地为0.01％-0.3％。
根据本发明的一些优选且具体的方面，所述固溶处理在250-540℃下进行。
在本发明的一些优选实施方式中，所述固溶处理包括依次进行的如下工序：
一级固溶处理：在250-350℃下保温；
二级固溶处理：在370-470℃下保温；
三级固溶处理：在490-510℃下保温；
四级固溶处理：在520-540℃下保温。
在本发明的一些优选实施方式中，所述固溶处理的实施方式包括：
一级固溶处理：将铸锭以1-10℃/min的升温速率由室温升温至250-350℃，在250-350℃下保温3-11h；
二级固溶处理：将经一级固溶处理得到的合金以1-10℃/min的升温速率由250-350℃升温至370-470℃，在370-470℃下保温3-13h；
三级固溶处理：将经二级固溶处理得到的合金以1-10℃/min的升温速率，由370-470℃升温至490-510℃，然后在490-510℃下保温2-6h；
四级固溶处理：将经三级固溶处理得到的合金以1-10℃/min的升温速率，由490-510℃升温至520-540℃，然后在520-540℃下保温2-12h。
根据本发明的一些具体方面，所述铸造铝合金在700℃下的充型长度在645mm以上。
根据本发明的一些具体方面，所述时效处理之后，所述铸造铝合金在室温下的抗拉强度在360MPa以上，断后伸长率在7.5％以上。
根据本发明的一些具体方面，所述时效处理之后，在测试条件为：光滑试样，应力比R为-1，循环1000万次，所述铸造铝合金的疲劳强度达到100MPa以上。
根据本发明的一些优选方面，所述淬火冷却为在30s内置于水中冷却至室温。
在本发明的一些实施方式中，所述时效处理为在140-200℃下保温6-18h。
众所周知，回收铝的使用，会导致合金杂质元素含量的升高，尤其是Fe元素，凝固后形成的针状Fe相会严重割裂基体；而本发明的铝合金配方具有对杂质容忍度高的优点，尤其是对Fe的容忍度较高，因此，在实践中，所述铸造铝合金中，包括Al在内的部分组分可以通过添加回收铝合金进行加料，所述回收铝合金为选自Al-Si-Mg合金、Al-Si-Cu合金、Al-Si-Cu-Mg合金、Al-Mn合金中的一种或多种的组合，如此不仅可以实现大量的优质回收铝合金的平级乃至升级使用，自身也可循环使用(也即可再生)，减少碳排放。
本发明提供的又一技术方案：一种上述所述的铸造铝合金的制备方法，所述制备方法包括：
根据成分进行配料，熔化，精炼，变质，细化，制成铝合金铸锭，对所述铝合金铸锭进行固溶处理、淬火冷却和时效处理；其中，所述固溶处理在250-550℃下且分多级处理进行，所述的多级处理之间的温度按照处理的先后顺序依次递增，所述的多级处理至少为三级处理，且所述的多级处理中的一级固溶处理在250-350℃下进行。
在本发明的一些实施方式中，在制备所述铸造铝合金的过程中，可以先将Al-Si-Mg，Al-Si-Cu，Al-Si-Cu-Mg，Al-Mn优质回收铝合金熔化，去除表面浮渣，浇铸成分蘑菇样，测量成分，采用对应元素的纯合金或者中间合金调整合金成分至目标区间，精炼除渣，变质细化，静置降温，制成铝合金铸锭。
为进一步实现本发明目的，优选地，控制所述的Al-Si-Mg、Al-Si-Cu、Al-Si-Cu-Mg、Al-Mn优质回收铝合金的熔化温度为730-760℃。
优选地，所述的精炼除渣是利用旋转喷吹氩气工艺加入通用型的精炼剂进行。
优选地，所述的精炼剂为FL-228型精炼剂，精炼剂的添加量为合金熔体重量的0.05％-0.15％。
优选地，所述的细化是利用TCB晶粒细化剂进行细化，细化剂的添加量为合金熔体重量的0.3％-0.8％，所述的变质是利用AlSr10变质剂进行变质，变质剂的添加量为合金熔体重量的0.005％-0.04％。
在本发明的一些实施方式中，制备所述的铸造铝合金的实施方式包括：
1)高温熔化铝合金：根据原料的成分配比要求，熔化含Al-Si-Mg，Al-Si-Cu，Al-Si-Cu-Mg，Al-Mn等优质回收铝合金，控制熔化温度为730-760℃，搅拌1-10min至成分均匀；
2)浇铸成分蘑菇试样，依据测试结果，计算补充对应合金元素的质量；
3)铝合金熔体合金化：扒去熔体表面浮渣，在步骤1)制备的合金熔体中加入对应元素的纯合金或中间合金(注意加入纯Mg、选择性的X1时采用铝箔包裹，减少烧损)，控制处理温度为720-730℃，搅拌1-10min至熔体成分均匀，继续浇铸成分蘑菇试样，依据测试结果，直至调整至目标成分区间；
4)熔体精炼除渣：对经步骤3)所得的熔体，利用旋转喷吹氩气工艺加入通用型精炼剂，进行精炼除渣，控制处理温度为705-715℃，静置扒渣；
5)变质细化：首先添加占合金熔体重量的0.005％-0.04％的AlSr10变质剂；静置，然后添加占合金熔体重量的0.3％-0.8％的TCB晶粒细化剂，扒渣，得到目标铝合金熔体；
6)铸造成型：铝合金熔体进行铸造成型；
7)固溶处理：对经步骤6)所得合金进行固溶处理，具体包括：
一级固溶处理：将经铸造得到的合金以1-10℃/min的升温速率由室温升温至250-350℃，在250-350℃下保温3-11h；
二级固溶处理：将经一级固溶得到的合金以1-10℃/min的升温速率由250-350℃升温至370-470℃，在370-470℃下保温3-13h；
三级固溶处理：将经二级固溶得到的合金以1-10℃/min的升温速率，由370-470℃升温至490-510℃，然后在490-510℃下保温2-6h；
四级固溶处理：将经三级固溶得到的合金以1-10℃/min的升温速率，由490-510℃升温至520-540℃，然后在520-540℃下保温2-12h；
淬火冷却：将经四级固溶处理后得到的合金在30s内置于水中冷却至室温；
时效处理：将淬火后得到的合金在140-200℃下保温6-18h。
优选地，步骤1)或3)中，所述的搅拌的时间为2-3min。
优选地，步骤4)或5)中，所述的静置的时间为10-20min。
优选地，步骤6)中，所述的铸造成型的铸造方法为重力铸造或者压力铸造。
本发明提供的又一技术方案：一种上述所述的铸造铝合金在制备汽车底盘结构件、发动机或传动器件中的应用。
本发明中，采用温度按照先后处理顺序依次递增的至少为三级处理的多级固溶处理方法，有利于在相对较低温度时形成Mg、Si、Cu原子团簇，该团簇可以作为α型弥散相和Al3M(M可以为Mn、Cr、Ti、Mo、V、Y和Er等)型弥散相的形核基点，增大弥散相的弥散度，形核位置的增加也会减小弥散相的尺寸；
然后在依次递增的相对高温处理下，可以先完成促进弥散相的形核与长大，获得一定体积分数和数密度的弥散相，再进一步促进含Cu的θ相、Q相等回溶，形成过饱和固溶体，为后续时效析出纳米强化相做准备；
最终在相对最高的温度下，实现进一步增加Al基体的固溶度，使元素均匀化分布，促进Si相球化，减轻长条状的Si相对Al基体的撕裂作用，减少应力集中，进而提高合金的塑性。
例如在上述优选的四级固溶处理的固溶处理工艺中，一级固溶处理可以形成Mg、Si原子团簇，该团簇可以作为α型弥散相和Al3M(M可以为Mn，Cr，Ti，Mo、V、Y和Er等)型弥散相的形核基点，增大弥散相的弥散度，形核位置的增加也会减小弥散相的尺寸；
二级固溶处理可以促进弥散相的形核与长大，获得一定体积分数和数密度的弥散相；
三级固溶处理可以进一步促进含Cu的θ相、Q相等回溶，形成过饱和固溶体为后续时效析出纳米强化相做准备，固溶温度和时间的选择都是充分考虑相的孕育，形核和长大。
四级固溶处理可以进一步增加Al基体的固溶度，使元素均匀化分布，促进Si相球化，减轻长条状的Si相对Al基体的撕裂作用，减少应力集中，进而提高合金的塑性。固溶温度过高，合金存在过烧风险，考虑到工业炉温控制精度较低，上限优选确定为540℃。
本发明中，淬火冷却可以保持固溶处理时的空位浓度和获得过饱和固溶体；时效处理可以促进与基体共格或半共格的θ″相、θ′相以及Q′相弥散析出，进而进一步提高合金的室温/中温强度。
由于上述技术方案运用，本发明与现有技术相比具有下列优点：
本发明基于现有铸造铝硅合金尚不能满足耐热高疲劳要求，耐热相种类仍然比较单一、数密度较低，低杂质元素含量限制了优质回收铝的使用，配方复杂以及成本较高等问题，经过大量实验研究，意外发现，采用Al-Si-Cu-Mg-Mn-Cr合金体系，并控制各成分的添加量，即可以实现对杂质元素尤其是Fe的高容忍量，不仅可以调控Fe相形貌，使其从针状变为块状，而且还能够减小初生Fe相的不利作用，同时将固溶于基体内Fe元素通过固溶处理工艺转变为有益的弥散相，从而使得本发明合金体系可以采用回收料锭(本发明所用料锭(80-90)％均可以来自于二次优质回收料，包括A356.2合金，A319合金，A380合金，ZL114A合金，ZL702A合金等)进行制备，适于回收料锭的平级甚至升级使用，节约了成本；进一步地，当在体系中添加Sn和/或In元素之后，可以发现，它们能够快速扩散并与空位优先结合，进一步增加弥散相的形核密度，使弥散相更加细小均匀分布，提高耐温和力学性能等；尤其是，本发明相比现有专利CN115261682B省略大部分元素尤其是昂贵金属或稀土元素之后，不仅基本没有降低合金的高温强度和疲劳性能，而且还大大改善了合金的热裂性，热裂性的降低有利于合金成型复杂形状的铸件，此外大大地节约了成本，适宜工业大批量生产。
附图说明
图1为对比例1的合金的金相组织图；
图2为本发明实施例1的合金的金相组织图；
图3为本发明实施例1的合金的弥散相组织图；
图4为本发明实施例2的合金的充型性测试结果图；
图5为本发明实施例2的合金的热裂性测试结果图；
图6为本发明实施例2的合金的弥散相组织图；
图7为本发明实施例3的合金的弥散相组织图；
图8为本发明实施例5的合金的弥散相组织图；
图9为本发明实施例6的合金的弥散相组织图；
图10为本发明实施例6的合金的弥散相分布图。
具体实施方式
本发明的主要构思在于：1)亚共晶Al-Si系合金的固液结晶温度范围小，流动性及补缩性好，具有良好的铸造性能和较低的生产成本，几乎不产生铸造裂纹，拥有低的热膨胀系数，良好的抗腐蚀稳定性，好的耐磨性和切削加工性能，因此该类合金的应用比较普遍。虽然Al-Si系合金具有很多优点，但其强度和硬度偏低，限制了它在耐热高疲劳铸件方面的应用；进一步地，在合金体系中添加Mg，实践中，Mg在α-Al基体中的室温固溶度为0.34％，在共晶温度下为14.9％，因此可以用固溶强化、时效强化的方法来提高合金的强度硬度，在本发明体系中，Mg能形成β(Mg2Si)，Q(Al5Cu2Mg8Si6)强化相，固溶处理后能明显提高合金的强度，但是Mg含量过多会造成合金氧化和吸气现象严重，当Mg含量低于0.6％时，随着Mg含量的增加，强度增加，塑韧性下降。实践表明，在本发明铝硅合金中Mg的加入量不能太多，含量太高将会形成脆性相A13Mg2，割裂基体，使力学性能降低，硅含量越高，合金的镁含量应相应的降低，本发明控制Mg的质量含量不高于0.5％且不低于0.1％；同时，本发明进一步添加Cu，室温下Cu在Al基体中的溶解度是0.2％，而在共晶温度548℃时，固溶度为5.65％，本发明由于尺寸较大的Cu原子的溶入，使Al固溶体产生严重的晶格畸变，阻碍位错的运动，加大滑移运动的切应力，形成固溶强化，提高了合金的强度；在本发明体系的合金中，其能够形成θ(Al2Cu)相，在固溶处理时，Al2Cu溶入α固溶体中，在时效过程中析出θ′、θ″亚稳相或θ稳定相，这些强化相可以阻碍位错的运动，提高拉伸强度、硬度、疲劳强度和高温强度，尤其是，在本发明体系中，除了能生成强化相Al2Cu和Mg2Si，还易于形成Al2CuMg、Q相(Al5Cu2Mg8Si6)、W相(AlxMg5Si4Cu)，这些相的形成，其强度和耐热性比其它铝硅合金高；当进一步控制合金成分中Cu和Mg处于适当含量时，会形成一种Q(Al5Cu2Mg8Si6或Al4Mg5Si4Cu)强化相，强化效果好于Al2Cu和Mg2Si。Q相是一种四元合金相，多元合金的原子结合强度比二元合金高，且元素越多越有利于提高合金的耐热性，改善合金的高温性能。
2)添加Mn、Cr、Ti微量元素，可以使合金中形成数量密度大的块状形貌的α型弥散相和棒状/板状形貌的Al3M(M可以为Mn、Cr、Ti、Mo、V、Y和Er等)型耐热弥散相，研究发现，含过渡金属的合金强度在很大程度上取决于所形成的金属间相的尺寸和形貌；Mn、Cr元素往往具有较低的扩散速率，使合金在高温下仍然保持析出强化的效果，并且在铝基体中的固溶度都非常低，加入量过多时，不可避免会形成初生金属间化合物，并且这些金属间化合物往往对合金的力学性能不利，因此，本发明中优选控制Mn的含量在0.05％-0.4％，Cr的含量在0.05％-0.3％，Ti的含量在0.05％-0.3％。
3)进一步地，本发明中，还可以在前述基础上进一步增加Zr元素，或者进一步增加X2元素(选自Mo、V、Y和Er中的一种或多种的组合)，这些元素同样可以实现使合金在高温下仍然保持析出强化的效果，使合金中形成数量密度大的块状形貌的α型弥散相和棒状/板状形貌的Al3M型耐热弥散相，并通过控制添加量以减少不利于力学性能的初生金属间化合物的形成。
以下结合具体实施例对上述方案做进一步说明；应理解，这些实施例是用于说明本发明的基本原理、主要特征和优点，而本发明不受以下实施例的范围限制；实施例中采用的实施条件可以根据具体要求做进一步调整，未注明的实施条件通常为常规实验中的条件。
下述实施例中未作特殊说明，所有原料均来自于商购或通过本领域的常规方法制备而得。对比例1：
对比例1采用的是现役附件机匣壳体的常用合金A356.2+0.5％Cu。
具体制备步骤包括如下：
(1)本例合金的原材料来自于现役附件机匣壳体的常用合金A356.2+0.5％Cu，其成分质量比范围为：Si:6％-7.5％，Cu：0.4％-0.6％，Mg:0.30％-0.45％，Ti≤0.2％，Fe≤0.12％，Mn≤0.05％，Zn≤0.05％，余量为Al；
(2)本例合金的具体熔炼步骤包括：
将称量好的A356.2合金和纯Cu丝进行熔化，熔化温度为720℃。待全部熔化后，人工搅拌2min，使其成分均匀，静置保温10min。浇铸成分蘑菇试样，成分合格后，采用旋转喷吹氩气法，外部加入F-228通用型精炼剂到合金熔体进行精炼除渣。精炼剂添加量为合金熔体重量的0.15％。处理后静置5min，冷却至700℃后扒渣，然后铸造成型。所用铸造成型工艺为重力铸造法，将熔体浇铸至预热到200℃的金属型模具中制备铸件。铸锭采用的热处理工艺：535℃保温6h+水淬+时效170℃保温8h，冷却后从铸锭取样进行组织观测和性能测试。
本例制成的合金的充型性、热裂性，以及常温、高温下的力学性能如表1所示。
对比例2：
对比例2进一步增加Cu，Mg含量。
具体步骤包括如下：
(1)本例合金的原材料来自于现役附件机匣壳体的常用合金A356.2+0.5％Cu，其成分质量比范围为：Si:6.5％-7.5％，Cu：0.9％-1.1％，Mg:0.9％-1.1％，Ti≤0.2％，Fe≤0.12％，Mn≤0.05％，Zn≤0.05％，余量为Al；
(2)本例合金的具体熔炼步骤包括：
将称量好的A356.2合金和纯Cu丝进行熔化，熔化温度为720℃。待全部熔化后，加入铝箔包裹的纯Mg块，人工搅拌2min，使其成分均匀，静置保温10min。浇铸成分蘑菇试样，成分合格后，采用旋转喷吹氩气法，外部加入F-228通用型精炼剂到合金熔体进行精炼除渣。精炼剂添加量为合金熔体重量的0.15％。处理后静置5min，冷却至700℃后扒渣，然后铸造成型。所用铸造成型工艺为重力铸造法，将熔体浇铸至预热到200℃的金属型模具中制备铸件。铸锭采用的热处理工艺：500℃保温4h+535℃保温6h+水淬+时效170℃保温8h，冷却后从铸锭取样进行组织观测和性能测试。
本例制成的合金的充型性、热裂性，以及常温、高温下的力学性能如表1所示。
对比例3：
对比例3采用的是现役发动机缸盖的常用合金，合金牌号为ZL702A。
具体步骤包括如下：
(1)本例合金的原材料来自于广泛使用的ZL702A合金，其成分质量比范围为：Si:6.0％-8.0％，Cu：1.3％-1.8％，Mg:0.3％-0.5％，Ti：0.1％-0.25％，Fe≤0.25％，Mn≤0.15％，Zn≤0.05％，余量为Al；
(2)本例合金的具体熔炼步骤包括：
将称量好的ZL702A合金进行熔化，熔化温度为720℃。待全部熔化后，人工搅拌2min，使其成分均匀，静置保温10min。并用旋转喷吹氩气法，外部加入F-228通用型精炼剂到合金熔体进行精炼除渣。精炼剂添加量为合金熔体重量的0.15％。处理后静置5min，冷却至700℃后扒渣，然后铸造成型。所用铸造成型工艺为重力铸造，将熔体浇铸至预热到200℃的金属型模具中制备铸件。铸锭采用的热处理工艺：535℃保温6h+水淬+时效170℃保温8h，冷却后从铸锭取样进行组织观测和性能测试。
本例制成的合金的充型性、热裂性，以及常温、高温下的力学性能如表1所示。
实施例1：
本例提供一种铸造铝合金及其制备方法，以质量百分含量计，所述铸造铝合金中：Si 7％、Cu 0.5％、Mg 0.4％、Mn 0.3％、Cr 0.2％、Ti 0.08％、Sr 0.02％，Fe 0.4％，Sn0.05％，余量为Al以及除Fe以外的其他不可避免的杂质。
该铸造铝合金的制备方法包括：
1)高温熔化铝合金：根据原料组元的成分配比要求，熔化由30％Al-Si-Mg，30％Al-Si-Cu，30％Al-Si-Cu-Mg，10％Al-Mn组成的优质回收铝合金，控制处理温度为760℃，搅拌至成分均匀；
2)浇铸成分蘑菇试样，依据测试结果，计算补充对应合金元素的质量；
3)铝合金熔体合金化：扒去熔体表面浮渣，在步骤1)制备的合金熔体中加入对应元素的纯合金或中间合金(注意加入纯Mg，Sn时采用铝箔包裹，减少烧损)，控制处理温度为730℃，搅拌至熔体成分均匀，继续浇铸成分蘑菇试样，测量合金成分，直至调整至目标成分；
4)熔体精炼除渣：对经步骤3)所得的熔体，利用旋转喷吹氩气工艺加入F-228通用型精炼剂，精炼剂添加量为合金熔体重量的0.15％，进行精炼除渣，控制处理温度为710℃，氩气流量20L/min，精炼时间20min，静置扒渣；
5)首先添加占合金熔体重量的0.03％的AlSr10变质剂，静置10min，然后添加占合金熔体重量的0.5％的TCB晶粒细化剂，扒渣，得到目标铝合金熔体；
6)铸造成型：将熔体浇铸至预热到200℃的金属型模具中制备铸件；
7)固溶处理参数为：275℃保温7h+390℃下保温3h+500℃下保温4h+530℃下保温4h；
淬火冷却：水淬(在30s内置于水中冷却至室温)；
时效处理：180℃下保温13h。
实施例1中合金充型性、热裂性，以及常温、高温下的力学性能如表1所示。
实施例2：
本例提供一种铸造铝合金及其制备方法，以质量百分含量计，所述铸造铝合金中：Si7.5％、Cu 1.8％、Mg 0.35％、Mn 0.3％、Cr 0.2％、Ti 0.08％、Zr 0.1％，Sr 0.03％，Fe0.3％，Sn 0.1％，余量为Al以及除Fe以外的其他不可避免的杂质。
该铸造铝合金的制备方法包括：
1)高温熔化铝合金：根据原料组元的成分配比要求，熔化由30％Al-Si-Mg，30％Al-Si-Cu，30％Al-Si-Cu-Mg，10％Al-Mn组成的优质回收铝合金，控制处理温度为760℃，搅拌至成分均匀；
2)浇铸成分蘑菇试样，依据测试结果，计算补充对应合金元素的质量；
3)铝合金熔体合金化：扒去熔体表面浮渣，在步骤1)制备的合金熔体中加入对应元素的纯合金或中间合金(注意加入纯Mg，Sn时采用铝箔包裹，减少烧损)，控制处理温度为730℃，搅拌至熔体成分均匀，继续浇铸成分蘑菇试样，测量合金成分，直至调整至目标成分；
4)熔体精炼除渣：对经步骤3)所得的熔体，利用旋转喷吹氩气工艺加入F-228通用型精炼剂，精炼剂添加量为合金熔体重量的0.15％，进行精炼除渣，控制处理温度为710℃，氩气流量20L/min，精炼时间20min，静置扒渣；
5)首先添加占合金熔体重量的0.03％的AlSr10变质剂，静置10min，然后添加占合金熔体重量的0.5％的TCB晶粒细化剂，扒渣，得到目标铝合金熔体；
6)铸造成型：将熔体浇铸至预热到200℃的金属型模具中制备铸件；
7)固溶处理参数为：275℃保温7h+390℃下保温10h+500℃下保温4h+530℃下保温4h；
淬火冷却：水淬(在30s内置于水中冷却至室温)；
时效处理：180℃下保温13h。
实施例2中合金充型性、热裂性，以及常温、高温下的力学性能如表1所示。
实施例3：
本例提供一种铸造铝合金及其制备方法，以质量百分含量计，所述铸造铝合金中：Si7.5％、Cu 1.8％、Mg 0.35％、Mn 0.3％、Cr 0.2％、Ti 0.08％、Zr 0.1％，Sr 0.03％，Fe0.3％，Sn 0.1％，余量为Al以及除Fe以外的其他不可避免的杂质。
该铸造铝合金的制备方法包括：
1)高温熔化铝合金：根据原料组元的成分配比要求，熔化由30％Al-Si-Mg，30％Al-Si-Cu，30％Al-Si-Cu-Mg，10％Al-Mn组成的优质回收铝合金，控制处理温度为760℃，搅拌至成分均匀；
2)浇铸成分蘑菇试样，依据测试结果，计算补充对应合金元素的质量；
3)铝合金熔体合金化：扒去熔体表面浮渣，在步骤1)制备的合金熔体中加入对应元素的纯合金或中间合金(注意加入纯Mg，Sn时采用铝箔包裹，减少烧损)，控制处理温度为730℃，搅拌至熔体成分均匀，继续浇铸成分蘑菇试样，测量合金成分，直至调整至目标成分；
4)熔体精炼除渣：对经步骤3)所得的熔体，利用旋转喷吹氩气工艺加入F-228通用型精炼剂，精炼剂添加量为合金熔体重量的0.15％，进行精炼除渣，控制处理温度为710℃，氩气流量20L/min，精炼时间20min，静置扒渣；
5)首先添加占合金熔体重量的0.03％的AlSr10变质剂，静置10min，然后添加占合金熔体重量的0.5％的TCB晶粒细化剂，扒渣，得到目标铝合金熔体；
6)铸造成型：将熔体浇铸至预热到200℃的金属型模具中制备铸件；
7)固溶处理参数为：500℃下保温4h+530℃下保温10h；
淬火冷却：水淬(在30s内置于水中冷却至室温)；
时效处理：180℃下保温13h。
实施例3中合金充型性、热裂性，以及常温、高温下的力学性能如表1所示。
实施例4：
本例提供一种铸造铝合金及其制备方法，以质量百分含量计，所述铸造铝合金中：Si 7％、Cu 0.5％、Mg 0.35％、Mn 0.2％、Cr 0.1％、Mo 0.1％、Zr 0.1％、Ti 0.1％、V0.1％、Y 0.1％、Er 0.1％，Sr 0.02％，Fe 0.3％，余量为Al以及除Fe以外的其他不可避免的杂质。
该铸造铝合金的制备方法包括：
1)高温熔化铝合金：根据原料组元的成分配比要求，熔化由30％Al-Si-Mg，30％Al-Si-Cu，30％Al-Si-Cu-Mg，10％Al-Mn组成的优质回收铝合金，控制处理温度为760℃，搅拌至成分均匀；
2)浇铸成分蘑菇试样，依据测试结果，计算补充对应合金元素的质量；
3)铝合金熔体合金化：扒去熔体表面浮渣，在步骤1)制备的合金熔体中加入对应元素的纯合金或中间合金(注意加入纯Mg时采用铝箔包裹，减少烧损)，控制处理温度为730℃，搅拌至熔体成分均匀，继续浇铸成分蘑菇试样，测量合金成分，直至调整至目标成分；
4)熔体精炼除渣：对经步骤3)所得的熔体，利用旋转喷吹氩气工艺加入F-228通用型精炼剂，精炼剂添加量为合金熔体重量的0.15％，进行精炼除渣，控制处理温度为710℃，氩气流量20L/min，精炼时间20min，静置扒渣；
5)首先添加占合金熔体重量的0.03％的AlSr10变质剂，静置10min，然后添加占合金熔体重量的0.5％的TCB晶粒细化剂，扒渣，得到目标铝合金熔体；
6)铸造成型：将熔体浇铸至预热到200℃的金属型模具中制备铸件；
7)固溶处理参数为：250℃保温11h+390℃下保温12h+500℃下保温4h+530℃下保温8h；
淬火冷却：水淬(在30s内置于水中冷却至室温)；
时效处理：180℃下保温13h。
实施例4中合金充型性、热裂性，以及常温、高温下的力学性能如表1所示。
实施例5：
本例提供一种铸造铝合金及其制备方法，以质量百分含量计，所述铸造铝合金中：Si8.5％、Cu 2.0％、Mg 0.5％、Mn 0.4％、Cr 0.2％、Mo 0.2％、Zr 0.15％、Ti 0.3％、V0.1％、Y 0.1％、Er 0.1％，Sn 0.05％，Sr 0.03％，Fe 0.4％，余量为Al以及除Fe以外的其他不可避免的杂质。
该铸造铝合金的制备方法包括：
1)高温熔化铝合金：根据原料组元的成分配比要求，熔化由30％Al-Si-Mg，30％Al-Si-Cu，30％Al-Si-Cu-Mg，10％Al-Mn组成的优质回收铝合金，控制处理温度为760℃，搅拌至成分均匀；
2)浇铸成分蘑菇试样，依据测试结果，计算补充对应合金元素的质量；
3)铝合金熔体合金化：扒去熔体表面浮渣，在步骤1)制备的合金熔体中加入对应元素的纯合金或中间合金(注意加入纯Mg，Sn时采用铝箔包裹，减少烧损)，控制处理温度为730℃，搅拌至熔体成分均匀，继续浇铸成分蘑菇试样，测量合金成分，直至调整至目标成分；
4)熔体精炼除渣：对经步骤3)所得的熔体，利用旋转喷吹氩气工艺加入F-228通用型精炼剂，精炼剂添加量为合金熔体重量的0.15％，进行精炼除渣，控制处理温度为710℃，氩气流量20L/min，精炼时间20min，静置扒渣；
5)首先添加占合金熔体重量的0.03％的AlSr10变质剂，静置10min，然后添加占合金熔体重量的0.5％的TCB晶粒细化剂，扒渣，得到目标铝合金熔体；
6)铸造成型：将熔体浇铸至预热到200℃的金属型模具中制备铸件；
7)固溶处理参数为：310℃保温6h+410℃下保温8h+500℃下保温6h+530℃下保温4h；
淬火冷却：水淬(在30s内置于水中冷却至室温)；
时效处理：160℃下保温15h。
实施例5中合金充型性、热裂性，以及常温、高温下的力学性能如表1所示。
实施例6：
本例提供一种铸造铝合金及其制备方法，以质量百分含量计，所述铸造铝合金中：Si 7％、Cu 1.5％、Mg 0.35％、Mn 0.2％、Cr 0.2％、Mo 0.2％、V 0.1％、Y 0.1％、Er0.1％，Sn 0.05％，In 0.05％，Sr 0.025％，Fe 0.5％，余量为Al以及除Fe以外的其他不可避免的杂质。
该铸造铝合金的制备方法包括：
1)高温熔化铝合金：根据原料组元的成分配比要求，熔化由30％Al-Si-Mg，30％Al-Si-Cu，30％Al-Si-Cu-Mg，10％Al-Mn组成的优质回收铝合金，控制处理温度为760℃，搅拌至成分均匀；
2)浇铸成分蘑菇试样，依据测试结果，计算补充对应合金元素的质量；
3)铝合金熔体合金化：扒去熔体表面浮渣，在步骤1)制备的合金熔体中加入对应元素的纯合金或中间合金(注意加入纯Mg，Sn，In时采用铝箔包裹，减少烧损)，控制处理温度为730℃，搅拌至熔体成分均匀，继续浇铸成分蘑菇试样，测量合金成分，直至调整至目标成分；
4)熔体精炼除渣：对经步骤3)所得的熔体，利用旋转喷吹氩气工艺加入F-228通用型精炼剂，精炼剂添加量为合金熔体重量的0.15％，进行精炼除渣，控制处理温度为710℃，氩气流量20L/min，精炼时间20min，静置扒渣；
5)首先添加占合金熔体重量的0.03％的AlSr10变质剂，静置10min，然后添加占合金熔体重量的0.5％的TCB晶粒细化剂，扒渣，得到目标铝合金熔体；
6)铸造成型：将熔体浇铸至预热到200℃的金属型模具中制备铸件；
7)固溶处理参数为：290℃保温6h+430℃下保温8h+490℃下保温3h+530℃下保温6h；
淬火冷却：水淬(在30s内置于水中冷却至室温)；
时效处理：170℃下保温10h。
实施例6中合金充型性、热裂性，以及常温、高温下的力学性能如表1所示。
性能测试：
(1)对比例1的A356.2+0.5％Cu合金的金相组织图参见图1所示，硅相大部分呈1-3μm细小颗粒状，边缘位置有少量的5-10μm的粗大颗粒状，Fe相呈现不同的形态，有针状，也有块状，针状Fe相将会严重割裂基体，降低合金的力学性能等。
(2)实施例1所制备的铸造铝合金的金相组织如图2所示，其中，组织结构中基本消除掉针状Fe相，仅存有块状Fe相，有益于提升合金性能。合金的弥散相组织如图3所示，可以看出，晶内分布着大量亮白色细小弥散的弥散相，该弥散相自身可以作为强化相，同时有利于改善合金的变形均匀性，避免变形集中引起的性能下降，本发明可以显著提高合金的高温强度和疲劳强度。
(3)实施例2所制备的铸造铝合金的充型性测试结果如图4所示，热裂性的测试结果如图5所示；可以看出，合金具有较好的充型性和抗热裂性，这有利于合金成型复杂形状的铸件。实施例2所制备的铸造铝合金的亚微米级的弥散相组织如图6所示，晶内同样分布着大量亮白色细小弥散的弥散相，该弥散相自身可以作为强化相，同时有利于改善合金的变形均匀性。
(4)实施例3所制备的铸造铝合金的亚微米级的弥散相组织如图7所示，实施例3与实施例2的区别基本仅在于固溶处理的过程不同，实施例2为本发明特定的固溶处理工艺，实施例3采用了传统的固溶处理工艺，可以看出采用传统的固溶处理工艺，弥散相析出的数密度发生了较为明显减少。这说明本发明的固溶处理工艺与传统的固溶处理工艺相比，可以大大增加弥散相的数密度，有利于提升合金的高温强度和疲劳强度。
(5)实施例5所制备的铸造铝合金的亚微米级的弥散相组织如图8所示，可以看出，进一步加入Mo、V、Y、Er元素后，进一步提升了弥散相的数密度。
(6)实施例6所制备的铸造铝合金的亚微米级的弥散相组织如图9所示，弥散相的分布如图10所示；可以看出，加入Sn、In元素后，提升了弥散相的数密度，并可改善其分布均匀性。
(7)对比例1-3以及实施例1-6所制备的铸造铝合金的充型性、热裂性，以及在常温、高温下的力学性能参见表1所示。
其中：充型性的测试方法：采用单螺旋型模具测试流动性，模具温度200℃，浇铸温度700℃；热裂性的测试方法：采用热裂约束棒模具进行合金热裂性评估，模具温度200℃，浇铸温度730℃；
常温、高温下的抗拉强度的测试方法：GB/T 228-2021；常温、高温下的断后伸长率的测试方法：GB/T 228-2021；
疲劳强度的测试方法：GB/T 3075-2008。
表1
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由表1可知，虽然对比例1的现役附件机匣壳体的常用合金A356.2+0.5％Cu在铸造时热裂性相对较好，但是其加工性例如充型性较差，尤其是力学性能不足；
对比例2采用的另一现役附件机匣壳体的常用合金A356.2+0.5％Cu，其不仅铸造性能整体较差，而且力学性能相比对比例1还差；
对比例3采用的现役发动机缸盖的常用合金，合金牌号为ZL702A，其综合性能是所有对比例和实施例中最差的。
而本发明中，不仅具备较好的铸造性能，尤其是在力学性能上取得了显著的进步，在室温下，抗拉强度可以达到365MPa以上，断后伸长率也可以达到7.5％以上，并且耐疲劳强度均在105MPa以上；同时在较高温度例如150℃和250℃下，仍然具有优异的力学性能。
上述实施例只为说明本发明的技术构思及特点，其目的在于让熟悉此项技术的人士能够了解本发明的内容并据以实施，并不能以此限制本发明的保护范围。凡根据本发明精神实质所作的等效变化或修饰，都应涵盖在本发明的保护范围之内。
在本文中所披露的范围的端点和任何值都不限于该精确的范围或值，这些范围或值应当理解为包含接近这些范围或值的值。对于数值范围来说，各个范围的端点值之间、各个范围的端点值和单独的点值之间，以及单独的点值之间可以彼此组合而得到一个或多个新的数值范围，这些数值范围应被视为在本文中具体公开。

Claims (22)

1.一种铸造铝合金，所述铸造铝合金包括Al、Si、Cu、Mg、Mn、Ti、Cr、Sr和不可避免的杂质，所述杂质包含Fe和除Fe以外的其他杂质，其特征在于：
以质量百分含量计，所述铸造铝合金中：Si 6.5％-8.5％、Cu 0.5％-2.0％、Mg 0.1％-0.5％、Mn 0.05％-0.4％、Cr 0.05％-0.3％、Ti 0.05％-0.3％、Sr 0.005％-0.04％，Fe小于等于0.5％，除Fe以外的其他杂质的总和不大于0.2％，调整Al的含量使该铝合金的总量为100％；
在制备所述铸造铝合金的过程中，将各成分混合熔融后精炼，然后制成铝合金铸锭，对所述铝合金铸锭进行固溶处理、淬火冷却和时效处理；其中，所述固溶处理在250-540℃下且分四级处理进行，所述的四级处理之间的温度按照处理的先后顺序依次递增，且所述的四级处理中的一级固溶处理在250-350℃下进行，在一级固溶处理过程中，能够形成Mg、Si原子团簇并作为α型弥散相和Al3M型弥散相的形核基点，M包括Mn、Cr或Ti。
2.一种铸造铝合金，所述铸造铝合金包括Al、Si、Cu、Mg、Mn、Ti、Cr、Sr和不可避免的杂质，所述杂质包含Fe和除Fe以外的其他杂质，其特征在于：
以质量百分含量计，所述铸造铝合金中：Si 6.5％-8.5％、Cu 0.5％-2.0％、Mg 0.1％-0.5％、Mn 0.05％-0.4％、Cr 0.05％-0.3％、Ti 0.05％-0.3％、Sr 0.005％-0.04％，Fe小于等于0.5％，除Fe以外的其他杂质的总和不大于0.2％，调整Al的含量使该铝合金的总量为100％；
所述铸造铝合金的制备方法包括：将各成分混合熔融后精炼，然后制成铝合金铸锭，对所述铝合金铸锭进行固溶处理、淬火冷却和时效处理；其中，所述固溶处理包括依次进行的如下工序：
一级固溶处理：在250-350℃下保温，在一级固溶处理过程中，能够形成Mg、Si原子团簇并作为α型弥散相和Al3M型弥散相的形核基点，M包括Mn、Cr或Ti；
二级固溶处理：在370-470℃下保温；
三级固溶处理：在490-510℃下保温；
四级固溶处理：在520-540℃下保温。
3.根据权利要求1或2所述的铸造铝合金，其特征在于：所述固溶处理的实施方式包括：
一级固溶处理：将所述铝合金铸锭以1-10℃/min的升温速率由室温升温至250-350℃，在250-350℃下保温3-11h；
二级固溶处理：将经一级固溶处理得到的合金以1-10℃/min的升温速率由250-350℃升温至370-470℃，在370-470℃下保温3-13h；
三级固溶处理：将经二级固溶处理得到的合金以1-10℃/min的升温速率，由370-470℃升温至490-510℃，然后在490-510℃下保温2-6h；
四级固溶处理：将经三级固溶处理得到的合金以1-10℃/min的升温速率，由490-510℃升温至520-540℃，然后在520-540℃下保温2-12h。
4.根据权利要求1或2所述的铸造铝合金，其特征在于：所述铸造铝合金还包括Zr，在所述固溶处理之后且未进行所述时效处理之前，中间体的合金组织包括(Al,Si)3(Zr,Ti)弥散相。
5.根据权利要求4所述的铸造铝合金，其特征在于：以质量百分含量计，所述铸造铝合金中，Zr占0.05％-0.3％。
6.根据权利要求1或2所述的铸造铝合金，其特征在于：所述铸造铝合金还包括X2，所述X2为选自Mo、V、Y和Er中的一种或多种的组合；且，当所述铸造铝合金包括X2时，所述M还包括X2。
7.根据权利要求6所述的铸造铝合金，其特征在于：以质量百分含量计，所述铸造铝合金中，所述X2含有的元素的含量各自独立地为0.01％-0.3％。
8.根据权利要求1或2所述的铸造铝合金，其特征在于：所述铸造铝合金还包括X1，所述X1为Sn和/或In。
9.根据权利要求8所述的铸造铝合金，其特征在于：以质量百分含量计，所述铸造铝合金中，所述X1含有的元素的含量各自独立地为0.001％-0.2％。
10.根据权利要求1或2所述的铸造铝合金，其特征在于：以质量百分含量计，所述铸造铝合金中，Mg占0.25％-0.5％，Fe占0.1％-0.5％，Cu的添加量与Mg的添加量的比值为1.2-6。
11.根据权利要求1或2所述的铸造铝合金，其特征在于：所述铸造铝合金的合金组织中针状的β-Fe相占Fe相总面积的5％以下；
在进行所述固溶处理之后且未进行所述时效处理之前，中间体的合金组织包括α-Al(Fe,Mn,Cr)Si弥散相；
在进行所述固溶处理时，含Cu相、含Mg相分别溶入合金组织的α-Al基体中，在时效处理过程中析出Q′亚稳相。
12.根据权利要求1或2所述的铸造铝合金，其特征在于：所述铸造铝合金中，其合金组织包括块状形貌的α型弥散相、棒状/板状形貌的Al3M型弥散相，以及与基体共格或半共格的θ″相、θ′相和Q′相，所述α型弥散相包括α-Al(Fe,Mn,Cr)Si弥散相；
其中，与基体共格或半共格的θ″相、θ′相和Q′相在进行时效处理后析出。
13.根据权利要求1或2所述的铸造铝合金，其特征在于：以质量百分含量计，所述铸造铝合金中，Fe占0.3％-0.5％；
且所述铸造铝合金中，包括Al在内的部分组分通过添加回收铝合金进行加料，所述回收铝合金为选自Al-Si-Mg合金、Al-Si-Cu合金、Al-Si-Cu-Mg合金、Al-Mn合金中的一种或多种的组合。
14.根据权利要求1或2所述的铸造铝合金，其特征在于：所述铸造铝合金在700℃下的充型长度在645mm以上。
15.根据权利要求1或2所述的铸造铝合金，其特征在于：所述时效处理之后，所述铸造铝合金在室温下的抗拉强度在360MPa以上，断后伸长率在7.5％以上。
16.根据权利要求1或2所述的铸造铝合金，其特征在于：所述时效处理之后，在测试条件为：光滑试样，应力比R为-1，循环1000万次，所述铸造铝合金的疲劳强度达到100MPa以上。
17.根据权利要求1或2所述的铸造铝合金，其特征在于：所述淬火冷却为在30s内置于水中冷却至室温，所述时效处理为在140-200℃下保温6-18h。
18.一种铸造铝合金，所述铸造铝合金包括Al、Si、Cu、Mg、Mn、Ti、Cr、Sr和不可避免的杂质，所述杂质包含Fe和除Fe以外的其他杂质，其特征在于：
所述铸造铝合金还包括Zr和X2，所述X2为选自Mo、V、Y和Er中的一种或多种的组合；
以质量百分含量计，所述铸造铝合金中：Si 6.5％-8.5％、Cu 0.5％-2.0％、Mg 0.1％-0.5％、Mn 0.05％-0.4％、Cr 0.05％-0.3％、Ti 0.05％-0.3％、Zr 0.05％-0.3％、Sr0.005％-0.04％，X2含有的元素的含量各自独立地为0.01％-0.3％，Fe占0.3％-0.5％，除Fe以外的其他杂质的总和不大于0.2％，调整Al的含量使该铝合金的总量为100％；
在制备所述铸造铝合金的过程中，将各成分混合熔融后精炼，然后制成铝合金铸锭，对所述铝合金铸锭进行固溶处理、淬火冷却和时效处理；其中，所述固溶处理在250-540℃下且分四级处理进行，所述的四级处理之间的温度按照处理的先后顺序依次递增，且所述的四级处理中的一级固溶处理在250-350℃下进行，在一级固溶处理过程中，能够形成Mg、Si原子团簇并作为α型弥散相和Al3M型弥散相的形核基点，M包括Mn、Cr、Ti或X2。
19.一种权利要求1-18中任一项所述的铸造铝合金的制备方法，其特征在于：所述铸造铝合金的制备方法包括：根据成分进行配料，熔化，精炼，变质，细化，制成铝合金铸锭，对所述铝合金铸锭进行固溶处理、淬火冷却和时效处理；其中，所述固溶处理包括依次进行的如下工序：
一级固溶处理：在250-350℃下保温，在一级固溶处理过程中，能够形成Mg、Si原子团簇并作为α型弥散相和Al3M型弥散相的形核基点，M包括Mn、Cr或Ti；
二级固溶处理：在370-470℃下保温；
三级固溶处理：在490-510℃下保温；
四级固溶处理：在520-540℃下保温。
20.一种权利要求1-18中任一项所述的铸造铝合金在热机械耦合作用工况下的应用。
21.根据权利要求20所述的应用，其特征在于：所述热机械耦合作用工况的工作温度能够达到250℃的服役温度。
22.根据权利要求20所述的应用，其特征在于：采用权利要求1-18中任一项所述的铸造铝合金制备汽车底盘结构件、发动机或传动器件，并在所述热机械耦合作用工况下应用。
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* Cited by examiner, † Cited by third party
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EP1413636B9 (en) * 2001-07-25 2009-10-21 Showa Denko K.K. Aluminum alloy excellent in machinability and aluminum alloy material and method for production thereof
CN109897995B (zh) * 2017-12-11 2021-03-12 宝山钢铁股份有限公司 一种高强度高塑性铝合金板材及其制造方法
CN112941377B (zh) * 2021-01-28 2022-09-30 北京工业大学 一种含Er铸造耐热Al-Si-Cu-Mg合金
CN113061787A (zh) * 2021-03-18 2021-07-02 大亚车轮制造有限公司 一种高强高韧Al-Si-Cu-Mg-Cr-Mn-Ti系铸造合金及其制备方法
CN116411208A (zh) * 2021-12-30 2023-07-11 比亚迪股份有限公司 一种压铸铝合金及其制备方法
CN114774741B (zh) * 2022-04-21 2023-11-24 中铝材料应用研究院有限公司 一种耐热高强铸造铝合金及其制造方法
CN115466888B (zh) * 2022-08-31 2024-05-17 苏州莱恩精工合金股份有限公司 高强低淬火敏感性铝合金以及铝合金和铝合金型材的制备方法
CN116426798A (zh) * 2023-04-26 2023-07-14 江苏大学 一种适于高温使用的低成本铸造铝合金及其制备方法
CN116623048B (zh) * 2023-07-20 2023-10-13 苏州慧金新材料科技有限公司 新能源汽车用高硬化响应压铸铝合金及其制备方法和应用

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