一种高强韧压铸铝合金、其制备方法及其应用

技术领域

本发明涉及金属材料领域，具体涉及一种高强韧压铸铝合金、其制备方法及其应用。

背景技术

随着汽车市场竞争的日趋激烈化，各大主机厂都在向高质量、高可靠性、轻量化、低排放、低成本方向发展。而整车轻量化和碳排放需求对于汽车零部件材料提出了诸多挑战。轻量化材料的发展和应用成为提高燃油汽车燃油效率和延长电动汽车续航里程的关键因素。铝合金由于其较高的比强度、比刚度、高的延展性和可回收性成为汽车用零部件的首选材料。近年来得益于轻量化发展战略的实施和压铸设备、工艺技术的迅速发展，铝合金压铸结构件在车身的应用已成为汽车轻量化的重要途径。目前，汽车车身压铸结构件常用的主要是以Silafont-36（AlSi10MnMg）为代表的压铸铝合金材料。铸件需要经过T6、T7热处理后，才能获得其高强韧的使用性能。铸件在热处理过程中极易发生变形，对于形状复杂特别是尺寸较大的复杂铸件尺寸难以保证，导致产品的合格率降低，生产成本进一步提高。同时热处理本身是高能耗过程，有悖于节能环保和低碳排放的政策需求。因此，开发出铸态下即具备高强韧性的压铸铝合金具有重要的实际应用价值和商业应用前景。

目前，免热处理压铸铝合金主要有以C611、Castasil 37为代表的Al-Si-Mn系和Magsimal-59为代表Al-Mg-Mn系合金。Magsimal-59合金在铸态下具有较高的强度和延伸率，但合金的铸造性差，力学性能的尺寸效应非常明显以及合金熔炼易烧损等缺点限制了其在汽车零部件领域的规模化应用。Castasil 37合金不含Mg，因此不具备时效硬化效应，铸态下强度较低，延伸率较高，适用于对强度要求不高的受力结构件。C611合金在铸态下兼具中等强度和较高延伸率的特性，对其进行T5或者进行涂装烘烤处理可以进一步提升屈服强度，但延伸率会有显著下降。一体化大型压铸件是将传统的多个冲压件集成为一个大型铸件，因此对合金的铸造特性和力学性能均提出了更高要求。一方面要求合金在铸态下具备较高的强度和延伸率，满足车身的装配需求，另一方面要求铸件在经过涂装烘烤处理后，在强度提升的同时保持较高的延伸率以满足整车碰撞安全需求。

发明内容

本发明的目的在于，至少在一定程度上解决上述技术中的技术问题之一。提供一种新型的高强韧压铸铝合金材料。

根据本发明的第一方面，提供一种高强韧压铸铝合金，其中，所述铝合金以重量百分比计由以下的元素组成：7.0~9.5%的Si，0.4~0.9%的Mn，0.15~0.35%的Mg，0.1~0.4%的Nb，0.1~0.4%的V，0.10~0.25%的Ti，0.03~0.05%的Sr，不大于0.30%的Fe，不大于0.05%的不可避免杂质元素，以及余量的Al。

按照本发明的一种实施方式，适宜的是，所述Nb与V含量的比值为1:1。

按照本发明的一种实施方式，适宜的是，所述不可避免杂质元素中包括P、Ca、Sn、Pb、Ni。

按照本发明的一种实施方式，适宜的是，所述铝合金支持100%工厂内部废料的回收再利用。

根据本发明的第二方面，提供一种如上所述的高强韧压铸铝合金的制备方法，其中，包括以下步骤：

a. 按照重量比例将称取的Al、Si、Mn、Nb、V、Ti、Sr、Mg原料预热至200~250℃；

b. 将步骤a得到的Al原料在熔炼炉加热熔化，并控制铝液温度为760~780℃，然后按照顺序依次加入步骤a得到的Si、Nb、V和Mn原料在熔炼炉中熔化，控制铝液温度在740~760℃，最后将步骤a得到的Mg原料在熔炼炉中熔化并搅拌，得到成分均匀的合金熔体，控制铝液温度为720~740℃；

c. 对步骤b得到的所述合金熔体进行成分检测，成分检测合格后将所述合金熔体转入保温浇包，分别加入Ti原料和Sr原料，合金熔体温度控制在700~720℃；

d. 向步骤c得到的所述合金熔体中加入精炼剂后进行精炼除气；

e. 对步骤d得到的合金熔体进行成分和密度当量检测，检测合格后将铝液静置30min；

f. 对步骤e得到的合金熔体进行压铸处理，得到高强韧压铸铝合金铸件。

上述制备方法包含了合金材料的配制、处理、检测以及铸件（或者铸造样件）的制作，由此，在获得材料/工件相应性能的同时，可高效整合生产工艺。

按照本发明的一种实施方式，适宜的是，在步骤a中，所述Al原料为纯铝原料，Si原料采用结晶Si或Al-Si合金，Mn原料采用Al-Mn中间合金，Nb原料采用Al-Nb中间合金，V原料采用Al-V中间合金，Ti原料采用杆状Al-5Ti-B中间合金，Sr原料采用杆状Al-10Sr中间合金，Mg原料为纯镁块。

按照本发明的一种实施方式，适宜的是，在步骤b中，将纯镁块用石墨钟罩压入铝液下部使之完全熔化后，施加机械搅拌，得到成分均匀的合金熔体。

按照本发明的一种实施方式，适宜的是，在步骤d中，精炼剂为无钠精炼剂，加入量为铝液总重量的0.1~0.4%，除气方式为转子除气，转速为400~600rpm，除气时间为8~15min，所用气体为干燥的氩气或氮气，气体压力为0.3-0.5MPa，气体流量为1.0-3.0m

按照本发明的一种实施方式，适宜的是，步骤e中的合金熔体检测合格标准为：合金成分的重量百分比符合上述范围，密度当量不大于1.7%。

按照本发明的一种实施方式，适宜的是，所述步骤f的压铸处理工艺参数为：熔体温度为660~690℃，模具温度为140~180℃，低速充填速度为0.15~0.35m/s，高速充填速度为3.5~7.0m/s，模具型腔真空度小于80mbar，铸造压力为30~50MPa。

根据本发明的第三方面，提供一种上述高强韧压铸铝合金在汽车受力结构件中的应用，即该高强韧压铸铝合金被用作汽车受力结构件的制造材料。

按照本发明的一种实施方式，适宜的是，所述汽车受力结构件为减震塔、电池包箱体、汽车车门或一体化后地板等。

按照本发明的一种实施方式，优选的，利用所述高强韧压铸铝合金通过压铸成型法制得所述汽车受力结构件。对此，在所述压铸成型法中，压铸工艺参数适宜选择为：熔体温度为660~690℃，模具温度为140~180℃，低速充填速度为0.15~0.35m/s，高速充填速度为3.5~7.0m/s，模具型腔真空度小于80mbar，铸造压力为30~50MPa。

按照本发明的一种实施方式，适宜的是，制造所述汽车受力结构件过程中所产生的该高强韧压铸铝合金的废料在工厂内部100%回收再利用。

根据上述本发明中的高强韧压铸铝合金中所涉及的各元素的作用如下：

由于Si的结晶潜热是同等体积下铝合金的4.5倍，因此在铝合金中能够显著提高合金的流动性，同时也能够提高铝合金的强度。在亚共晶Al-Si合金中，随着Si含量的增加，共晶组织数量增多，合金凝固区间变窄，流动性增加，但同时会导致韧性降低。为保证压铸合金的流动性和高强韧性，本发明中Si元素优选含量控制在7.0~8.5%范围内。

Mg在铸造Al-Si合金中，在冷却凝固过程中Mg固溶于α-Al基体形成固溶强化，提高合金的强度，在T5热处理或涂装烘烤处理后会发生析出强化，使合金的强度进一步提高。Mg的添加量超过0.35%时，在冷却凝固过程中易在晶界处形成粗大的Mg2Si相，降低合金的强度和延伸率。

Fe元素能够改善压铸结构铝合金的粘模性，但在Al-Si系压铸铝合金中只有Fe含量超过0.8%，Fe元素才能发挥抗粘模作用。同时Fe元素在圧铸铝合金中易形成针状β-AlFeSi相，严重割裂铝合金基体，恶化材料的韧性和疲劳性能，为保证合金的强韧性，结构件用铝合金的Fe含量通常控制在0.20%以下。本发明的高强韧压铸铝合金有效抑止了β-AlFeSi相的析出，同时Fe相形貌也得到显著改善，所以Fe含量可以控制在较高的范围即≤0.30%以内。

Mn在铝中的固溶度大于Fe元素，凝固时在铝合金中偏析程度较小，因此形成脆性相的机率要小于Fe元素。一方面Mn元素能够改善Fe相形貌，使针状β-AlFeSi相转变为鱼骨状或块状铁相α-Al(FeMn)Si相，进而改善合金的韧性。另一方面Mn能够增加合金粘模抗力，保证合金的脱模性，提高压铸模具寿命。

Nb在Al基体中固溶度较小，在凝固过程中会形成细小的Al3Nb相，一方面起到钉扎晶界提高强度的作用，另一方面作为形核质点，促进晶粒形核，起到细化基体晶粒作用，使材料强度和韧性均得到提高，Nb元素的有效作用范围为0.1~0.4%。

V元素一方面能够细化α-Al(FeMn)Si相，同时与Mn元素协同作用能够有效改善Fe相形貌，促进针状β-AlFeSi相转变为尺寸细小的块状α-Al(FeMnV)Si相；另一方面V与Nb具有协同作用，能够细化基体晶粒，提高合金在室温和高温下的强度和延伸率，本发明发现，V的添加量超过0.4%后，将会降低合金的强度和延伸率，本发明中Nb/V比值为1:1时能充分发挥其提高合金强韧性的作用。

Ti和B能够细化晶粒尺寸，提高合金的强度和韧性，同时Ti元素能够提高合金粘模抗力，提高模具寿命，本发明发现Ti元素含量控制在0.15~0.20%具有较好的改善合金粘模性和组织细化的综合效果。

Sr在合金中起到化学变质作用，将合金中粗大的、片状的共晶硅相变质为纤维状或短杆状，显著提高合金的强度和韧性。同时Sr能够改善铝液与模具表面的润湿性，降低铝液与模具接触界面Fe、Al原子的相互扩散速率，进而提高合金的粘模抗力。但Sr含量增加，熔体吸氢倾向增加，合金中的含气量增加，导致合金的性能降低。本发明中Sr的含量控制在300~500ppm范围内。

本发明的有益技术效果是：本发明提供了一种高强韧压铸铝合金及其制备方法，通过过渡族元素Mn、Nb、V协同作用，能够显著细化初生α-Al组织，增加α-Al的固溶度，提高固溶强化效果，使合金在铸态下即具备高的强度和延伸率；抑止β-AlFeSi相的析出，同时改善Fe相形貌，增加合金的强度和韧性，降低合金的粘模倾向，提高模具寿命；优化第二相的分布，在T5或涂装烘烤处理后能够在α-Al基体中弥散析出纳米尺寸的Al(NbVTi)Si和Mg2Si强化相，使合金的强度进一步提高，满足一体化大型压铸件对于合金材料的性能需求。同时由于合金对β-AlFeSi相的有效抑止和Fe相形貌的显著改善，合金支持100%工厂内部废料回收再利用，实现闭环生产，进而显著降低生产成本。

附图说明

为了更清楚地说明本发明实施例的技术方案，下面将对实施例中所需要使用的附图作简单地介绍，应当理解，以下附图仅示出了本发明的某些实施例，因此不应被看作是对范围的限定，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据这些附图获得其他相关的附图。

图1为本发明实施例1~4与比较例1~2的合金在铸态的力学性能结果对比图。

图2为本发明实施例1~4与比较例1的合金在T5热处理态的力学性能结果对比图。

图3为本发明实施例1铸态的金相显微组织。

图4为本发明实施例2铸态的金相显微组织。

图5为本发明实施例3铸态的金相显微组织。

图6为本发明实施例4铸态的金相显微组织。

图7为比较例1铸态的金相显微组织。

图8为比较例2铸态的金相显微组织。

具体实施方式

下文的描述用于阐释本发明的技术方案，以便本领域技术人员能够实现本发明。以下描述中的优选实施例只作为举例，本领域技术人员可以想到其他显而易见的变型。在以下描述中界定的本发明的基本原理可以应用于其他实施方案、变形方案、改进方案、等同方案以及没有背离本发明精神和范围的其他技术方案。同时，值得注意的是，文中结合某一实施例描述的特征或特性并不一定限于该特定的实施方式，也不表示与其他实施方式互斥，在本领域技术人员的能力范围内，可以考虑实现不同实施例中各个特征的不同组合方式。

除非另有限定，否则本文中使用的所有用语（包括技术用语和科学用语），均具有与本领域普通技术人员通常理解相同的含义，并可依据它们在相关技术描述上下文中的语境作具体解释。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。

下面将参考附图并结合实施例来详细说明本发明。

实施例1

本实施例涉及一种高强韧压铸铝合金，所述的铝合金材料以重量计由以下的元素所组成：7.0%的Si、0.60%的Mn、0.25%的Mg、0.20%的Nb、0.20%的V、0.15%的Ti、0.030%的Sr、不大于0.30%的Fe、不大于0.05%的不可避免杂质元素，以及余量的Al。

本实施例的一种高强韧压铸铝合金的制备及其压铸工艺包括如下步骤：

a.根据预期合金成分计算所需要各原料的重量，并将纯Al、结晶Si、Al-Mn中间合金、Al-Nb中间合金、Al-V中间合金、Al-5Ti-B中间合金、Al-10Sr中间合金、纯Mg原料预热至250℃；

b.首先将步骤a中的纯Al在熔炼炉中加热熔化，控制铝液温度为780℃，然后按照顺序依次加入步骤a中的结晶Si、Al-Nb中间合金、Al-V中间合金和Al-Mn中间合金在熔炼炉中熔化，控制铝液温度为740℃，最后将纯镁原料用石墨钟罩压入铝液下部使之完全熔化后，施加机械搅拌，得到成分均匀的合金熔体，控制铝液温度为730℃；

c.将步骤b所述的熔体进行成分检测，成分合格后将熔体转入保温浇包，向熔体中加入步骤a所述的杆状Al-5Ti-B和Al-10Sr中间合金，加入重量分别为熔体总重量的3%和0.3%，控制熔体温度为720℃；

d.向步骤c中得到的合金熔体中加入熔体总重量0.2%的无钠精炼剂后进行转子除气，转速为580rpm，除气时间为10min，所用气体为干燥的高纯氩气，氩气压力为0.35MPa，气体流量为2.5m

e.对步骤d中得到的合金进行成分和密度当量检测，检测合格标准为：成分在设计范围内，密度当量为1.5%,铝液静置30min后，控制铝液温度为690℃;

f.对步骤e得到的合金熔体进行压铸，制备得到尺寸为300*500*3mm（宽*长*厚）平板样片，铝液浇注温度670℃，模具温度为150℃，低速充填速度为0.2m/s，高速充填速度为4.2m/s，模具型腔真空度为80mbar，铸造压力为40MPa。

实施例2

本实施例涉及一种高强韧压铸铝合金，所述的铝合金材料以重量计由以下的元素所组成：7.5%的Si、0.60%的Mn、0.25%的Mg、0.20%的Nb、0.20%的V、0.15%的Ti、0.030%的Sr、不大于0.30%的Fe、不大于0.05%的不可避免杂质元素，以及余量的Al。

本实施例的一种高强韧压铸铝合金的制备及其压铸工艺包括如下步骤：

a.根据预期合金成分计算所需要各原料的重量，并将纯Al、结晶Si、Al-Mn中间合金、Al-Nb中间合金、Al-V中间合金、Al-5Ti-B中间合金、Al-10Sr中间合金、纯Mg原料预热至250℃；

b.首先将步骤a中的纯Al在熔炼炉中加热熔化，控制铝液温度为780℃，然后按照顺序依次加入步骤a中的结晶Si、Al-Nb中间合金、Al-V中间合金和Al-Mn中间合金在熔炼炉中熔化，控制铝液温度为740℃，最后将纯镁原料用石墨钟罩压入铝液下部使之完全熔化后，施加机械搅拌，得到成分均匀的合金熔体，控制铝液温度为730℃；

c.将步骤b所述的熔体进行成分检测，成分合格后将熔体转入保温浇包，向熔体中加入步骤a所述的杆状Al-5Ti-B和Al-10Sr中间合金，加入重量分别为熔体总重量的3%和0.3%，控制熔体温度为720℃；

d.向步骤c中得到的合金熔体中加入熔体总重量0.2%的无钠精炼剂后进行转子除气，转速为580rpm，除气时间为10min，所用气体为干燥的高纯氩气，氩气压力为0.35MPa，气体流量为2.5m

e.对步骤d中得到的合金进行成分和密度当量检测，检测合格标准为：成分在设计范围内，密度当量为1.6%,铝液静置30min后，控制铝液温度为690℃;

f.对步骤e得到的合金熔体进行压铸，制备得到尺寸为300*500*3mm（宽*长*厚）平板样片，铝液浇注温度670℃，模具温度为150℃，低速充填速度为0.2m/s，高速充填速度为4.2m/s，模具型腔真空度为80mbar，铸造压力为40MPa。

实施例3

本实施例涉及一种高强韧压铸铝合金，所述的铝合金材料以重量计由以下的元素所组成：8.0%的Si、0.6%的Mn、0.25%的Mg、0.15%的Nb、0.15%的V、0.15%的Ti、0.030%的Sr、不大于0.30%的Fe、不大于0.05%的不可避免杂质元素，以及余量的Al。

本实施例的一种高强韧压铸铝合金的制备及其压铸工艺包括如下步骤：

a.根据预期合金成分计算所需要各原料的重量，并将纯Al、结晶Si、Al-Mn中间合金、Al-Nb中间合金、Al-V中间合金、Al-5Ti-B中间合金、Al-10Sr中间合金、纯Mg原料预热至250℃；

b.首先将步骤a中的纯Al在熔炼炉中加热熔化，控制铝液温度为780℃，然后按照顺序依次加入步骤a中的结晶Si、Al-Nb中间合金、Al-V中间合金和Al-Mn中间合金在熔炼炉中熔化，控制铝液温度为740℃，最后将纯镁原料用石墨钟罩压入铝液下部使之完全熔化后，施加机械搅拌，得到成分均匀的合金熔体，控制铝液温度为730℃；

c.将步骤b所述的熔体进行成分检测，成分合格后将熔体转入保温浇包，向熔体中加入步骤a所述的杆状Al-5Ti-B和Al-10Sr中间合金，加入重量分别为熔体总重量的3%和0.3%，控制熔体温度为720℃；

d.向步骤c中得到的合金熔体中加入熔体总重量0.2%的无钠精炼剂后进行转子除气，转速为580rpm，除气时间为10min，所用气体为干燥的高纯氩气，氩气压力为0.35MPa，气体流量为2.5m

e.对步骤d中得到的合金进行成分和密度当量检测，检测合格标准为：成分在设计范围内，密度当量为1.6%,铝液静置30min后，控制铝液温度为690℃;

f.对步骤e得到的合金熔体进行压铸，制备得到尺寸为300*500*3mm（宽*长*厚）平板样片，铝液浇注温度670℃，模具温度为150℃，低速充填速度为0.2m/s，高速充填速度为4.2m/s，模具型腔真空度为80mbar，铸造压力为40MPa。

实施例4

本实施例涉及一种高强韧压铸铝合金，所述的铝合金材料以重量计由以下的元素所组成：8.5%的Si、0.6%的Mn、0.25%的Mg、0.15%的Nb、0.15%的V、0.15%的Ti、0.030%的Sr、不大于0.30%的Fe、不大于0.05%的不可避免杂质元素，以及余量的Al。

本实施例的一种高强韧压铸铝合金的制备及其压铸工艺包括如下步骤：

a.根据预期合金成分计算所需要各原料的重量，并将纯Al、结晶Si、Al-Mn中间合金、Al-Nb中间合金、Al-V中间合金、Al-5Ti-B中间合金、Al-10Sr中间合金、纯Mg原料预热至250℃；

b.首先将步骤a中的纯Al在熔炼炉中加热熔化，控制铝液温度为780℃，然后按照顺序依次加入步骤a中的结晶Si、Al-Nb中间合金、Al-V中间合金和Al-Mn中间合金在熔炼炉中熔化，控制铝液温度为740℃，最后将纯镁原料用石墨钟罩压入铝液下部使之完全熔化后，施加机械搅拌，得到成分均匀的合金熔体，控制铝液温度为730℃；

c.将步骤b所述的熔体进行成分检测，成分合格后将熔体转入保温浇包，向熔体中加入步骤a所述的杆状Al-5Ti-B和Al-10Sr中间合金，加入重量分别为熔体总重量的3%和0.3%，控制熔体温度为720℃；

d.向步骤c中得到的合金熔体中加入熔体总重量0.2%的无钠精炼剂后进行转子除气，转速为580rpm，除气时间为10min，所用气体为干燥的高纯氩气，氩气压力为0.35MPa，气体流量为2.5m

e.对步骤d中得到的合金进行成分和密度当量检测，检测合格标准为：成分在设计范围内，密度当量为1.7%,铝液静置30min后，控制铝液温度为690℃;

f.对步骤e得到的合金熔体进行压铸，制备得到尺寸为300*500*3mm（宽*长*厚）平板样片，铝液浇注温度670℃，模具温度为150℃，低速充填速度为0.2m/s，高速充填速度为4.2m/s，模具型腔真空度为80mbar，铸造压力为40MPa。

比较例1

本对比例涉及一种免热处理压铸铝合金（C611），所述的铝合金材料以重量计由以下的元素所组成：7.0%的Si、0.6%的Mn、0.25%的Mg、0.15%的Ti、0.015%的Sr、不大于0.15%的Fe、不大于0.05%的不可避免杂质元素，以及余量的Al。

本比较例的一种免热处理压铸铝合金的制备及其压铸工艺包括如下步骤：

a.根据预期合金成分计算所需要各原料的重量，并将纯Al、结晶Si、Al-Mn中间合金、Al-5Ti-B中间合金、Al-10Sr中间合金、纯Mg原料预热至250℃；

b.首先将步骤a中的纯Al在熔炼炉中加热熔化，控制铝液温度为780℃，然后按照顺序依次加入步骤a中的结晶Si和Al-Mn中间合金在熔炼炉中熔化，控制铝液温度为740℃，最后将纯镁原料用石墨钟罩压入铝液下部使之完全熔化后，施加机械搅拌，得到成分均匀的合金熔体，控制铝液温度为730℃；

c.将步骤b所述的熔体进行成分检测，成分合格后将熔体转入保温浇包，向熔体中加入步骤a所述的杆状Al-5Ti-B和Al-10Sr中间合金，加入重量分别为熔体总重量的3%和0.15%，控制熔体温度为720℃；

d.向步骤c中得到的合金熔体中加入熔体总重量0.2%的无钠精炼剂后进行转子除气，转速为580rpm，除气时间为10min，所用气体为干燥的高纯氩气，氩气压力为0.35MPa，气体流量为2.5m

e.对步骤d中得到的合金进行成分和密度当量检测，检测合格标准为：成分在设计范围内，密度当量为1.5%,铝液静置30min后，控制铝液温度为690℃;

f.对步骤e得到的合金熔体进行压铸，制备得到尺寸为300*500*3mm（宽*长*厚）平板样片，铝液浇注温度670℃，模具温度为150℃，低速充填速度为0.2m/s，高速充填速度为4.2m/s，模具型腔真空度为80mbar，铸造压力为40MPa。

比较例2

本对比例涉及一种免热处理压铸铝合金（Castasil 37），所述的铝合金材料以重量计由以下的元素所组成：9.0%的Si、0.6%的Mn、0.20%的Mo、0.20%的Zr、0.015%的Sr、不大于0.15%的Fe、不大于0.05%的不可避免杂质元素，以及余量的Al。

本比较例的一种免热处理压铸铝合金的制备及其压铸工艺包括如下步骤：

a.根据预期合金成分计算所需要各原料的重量，并将纯Al、结晶Si、Al-Mn中间合金、Al-Zr中间合金、Al-Mo中间合金和Al-10Sr中间合金原料预热至250℃；

b.首先将步骤a中的纯Al在熔炼炉中加热熔化，控制铝液温度为780℃，然后按照顺序依次加入步骤a中的结晶Si、Al-Zr中间合金、Al-Mo中间合金和Al-Mn中间合金在熔炼炉中熔化，控制铝液温度为740℃，施加机械搅拌，得到成分均匀的合金熔体，控制铝液温度为730℃；

c.将步骤b所述的熔体进行成分检测，成分合格后将熔体转入保温浇包，向熔体中加入步骤a所述的杆状Al-10Sr中间合金，加入重量为熔体总重量的0.15%，控制熔体温度为720℃；

d.向步骤c中得到的合金熔体中加入熔体总重量0.2%的无钠精炼剂后进行转子除气，转速为580rpm，除气时间为10min，所用气体为干燥的高纯氩气，氩气压力为0.35MPa，气体流量为2.5m

e.对步骤d中得到的合金进行成分和密度当量检测，检测合格标准为：成分在设计范围内，密度当量为1.6%,铝液静置30min后，控制铝液温度为690℃;

f.对步骤e得到的合金熔体进行压铸，制备得到尺寸为300*500*3mm（宽*长*厚）平板样片，铝液浇注温度670℃，模具温度为150℃，低速充填速度为0.2m/s，高速充填速度为4.2m/s，模具型腔真空度为80mbar，铸造压力为40MPa；

将压铸样片进行T5热处理，热处理在箱式电阻炉内进行，样品随炉升至设定温度200℃，升温时间为10min，到温计时，保温90min后样品在空气中冷却。其中比较例2为非热处理强化合金，不进行T5热处理。在压铸样片远离浇口端按GB/T 228.1-2021标准取厚度为3mm的拉伸试样进行力学性能测试。表1所示为实施例和比较例实测合金成分。

表1.实施例及比较例中的化学成分

。

图1所示为本发明实施例与比较例合金在铸态下的力学性能结果。从中可以看出本发明提供的实施例中，在不同Si含量的成分范围内，铸态下合金屈服强度≥135MPa，抗拉强度≥270MPa，延伸率≥14%，其综合性能优于C611和Castasil 37合金铸态的力学性能。图2所示为本发明实施例与比较例合金在T5热处理态下的力学性能结果。从中可以看出，经过热处理后，C611合金的屈服强度上升，抗拉强度提升不明显，延伸率＜10%，相比于铸态下降约30%。而本发明实施例合金，经过热处理后，合金屈服强度进一步提升（＞150MPa），抗拉强度提升不明显，延伸率也有不同程度的降低，但所有合金均保持＞11.5%的高延伸率，合金的综合力学性能优于C611合金，满足一体化大型铸件对于合金铸态和涂装烘烤状态下具备高强度和高延伸率的要求。

图3、图4、图5和图6分别对应实施例1、实施例2、实施例3和实施例4铸态下的金相显微组织，图7和图8为比较例1和比较例2铸态下的金相显微组织。对比实施例和比较例显微组织可以发现，相比于C611和Castasil 37合金，引入过渡族合金元素Nb、V后，通过Nb、V元素的协同作用，基体合金的晶粒更加细小，因此细晶强化和晶界强化作用更明显，更有利于合金强韧性的提升。

本发明提供一种铸造性能良好、铸态下和T5热处理或涂装烘烤状态下均具备高强韧性的新型压铸铝合金。该合金表现出较高的流动性、优异的抗热裂能力和抗粘模能力，铸态下即具备高的强度和延伸率，经过热处理后合金具备更高的力学性能和不低于10%的延伸率，满足现有工业生产要求，特别是汽车用压铸结构件的性能要求，可以在现有压铸生产线上进行合金的快速切换，无需对现有熔炼和压铸设备进行改造与升级，同时支持100%工厂内部废料回收，进而有效降低生产成本。

以上描述仅为本申请的较佳实施方式以及对所运用技术原理的说明，并非用以限定本发明的保护范围。本领域技术人员应当理解，本申请中所涉及的发明范围，并不限于上述组分及方法特征的特定组合而成的技术方案，同时也应涵盖在不脱离所述发明构思的情况下，由上述技术特征或其等同特征进行任意组合而形成的其它技术方案。