（1）为便于对铸造Al-Si合金的具体选用，不可不知我国制定的Al-Si系铸造合金的牌号、化学成分及其力学性能 对铸造Al-Si合金来说，各工业发达国家例如美国、日本、德国、英国、俄罗斯等均制定有各自的标准，我国20世纪60～70年代，根据有关行业对铝-硅合金的需求，出现有航标、冶标、重标等，后来制定出国标，如GB 1173—1974、GB 1173—1986等，表3-142～143数据摘自我国国家标准GB/T 1173—1995，可作为选用依据。

表3-142 铸造Al-Si合金化学成分（GB/T 1173—1995）

（续）

①S指砂型铸造。

②J指金属型铸造。熔模、壳型铸造的主要元素及杂质含量按本表中砂型铸造指标检验。

表3-143 铸造铝-硅合金力学性能（GB/T 1173—1995）

（续）

（续）

①铸造方法中铸造方法和变质处理的代号：S代表砂型铸造；J为金属型铸造；R是熔模铸造；K指壳型铸造；B代表经变质处理。

②合金状态的代号：F代表铸态；T₁指人工时效，铸件冷却时组织中会留有一定程度的过饱和固溶体，人工时效可使其脱溶，从而使合金强度和硬度提高；T₂指退火，消除铸造应力或加工所致应力，使铸件尺寸稳定。对Al-Si合金，退火还可使Si部分球化，从而可改善合金的塑性；T₄为固溶处理（淬火）加自然时效，得到过饱和固溶体Al-Si合金，淬火后不必进行人工时效；需人工时效的合金，淬火只是预处理；T₅为固溶处理（淬火）加不完全人工时效，用于获得较高强度和较高的塑性；T₆是固溶处理（淬火）加完全人工时效，使合金的抗拉强度最高，而塑性稍低；T₇是固溶处理（淬火）加稳定化回火，用于在高温条件下工作的铸件，合金有足够高的抗拉强度，而且组织和尺寸稳定；T₈是固溶处理（淬火）加软化回火，使合金中的固溶体完全脱溶，析出相球化、塑性高，但抗拉强度下降。用于要求塑性高的铸件，软化回火温度为230～330℃，保温3～6h。

（2）为使铸造Al-Si合金有良好的铸造性能，其硅含量不宜太少，大都不低于5%Al-Si二元合金随其硅含量的增加，结晶温度区间变小，组织中共晶体的数量逐渐增加，因此，合金的流动性（充型能力）随之提高，如图3-125所示。

纯铝的收缩率大，而硅的收缩率却很小，因此，随着硅含量的增加，合金的线收缩率也随之降低，热裂倾向也相应减少。根据有关生产经验，当硅含量为5%时，合金的充型能力已相当良好，含Si增至6%时，可消除热裂；至9%时，已无疏松现象，能获得组织致密的铸件。故常用Al-Si合金的含Si量大都在5%以上，其常用的硅的质量分数为4%～13%。

对于一般铸造合金来说，结晶温度范围愈大，流动性应当愈差，但过共晶Al-Si合金凝固时，由于初晶硅析出，放出大量结晶潜热（Si的结晶潜热为1809kJ/kg，而铝仅为389kJ/kg），所以含Si量较多，直至20%Si处，流动性仍比共晶成分的合金高。从图3-125可见，含Si为16%～18%处有流动性的峰值。

图3-125 硅含量对Al-Si二元合金铸造性能的影响

（3）为较好了解铸造Al-Si合金的金相组织特点，不可不熟悉其相图Al-Si二元合金具有简单的共晶二元相图，如图3-126所示，其共晶温度577℃，共晶成分的Si含量为12.6%（过去有些文献报道为11.6%），其组织见表3-144。Al-Si二元合金室温下只形成α和β两相。α相是Si溶于A1中的固溶体，在共晶温度577℃时，Si的最大溶解度是1.65%，室温时只有0.05%，因此，α相性能和纯铝相似，所以也可以写成

图3-126 Al-Si二元合金相图

（Al）相；β相是A1溶于Si的固溶体，由于其溶解的铝量极微，故可将β相看成是纯硅，其性能和纯硅相似。亚共晶合金的组织由α（Al）+共晶体（α+β）所组成；过共晶的合金组织由β（Si）+共晶体（α+β）所组成。共晶体中的β相通常称为共晶Si，它在铸态下，若不经变质处理，呈粗大的片状；共晶和过晶成分的合金组织中出现的初晶β相称为初晶硅，它在铸态下，如果不经变质处理，呈粗大的多角形块状或板状。随Al-Si合金中Si含量的增多，共晶体随之增加，虽然铸造性能获得改善，但组织中出现针状的共晶硅，甚至出现粗大的多角形板状初晶硅，严重地割裂了A1基体；在Si相的尖端和棱角处引起应力集中，合金容易沿晶粒的边界处，或者板状Si本身开裂而形成裂纹，使合金变脆，力学性能特别是伸长率显著降低，切削加工性能也不好。因此，此类合金当含Si量高于6%～8%时，必须进行变质或细化处理。

表3-144 Al-Si二元合金组织

Al-Si合金的变质或细化，应包括初晶α固溶体、共晶体和初晶Si三个部分的细化。虽然通过激冷、高压下结晶等方法也能使这三部分组织细化，但生产上通常是采用加入变质（细化）剂或元素来实现的。

（4）为了既能保持Al-Si合金的固有优点，又能使其力学性能有更大幅度提高，通常不可不知提高其性能的主要途径 为了既能保持Al-Si合金的固有优点，又能使力学性能有更大幅度的提高，近几十年来，世界各国铸铝工作者研究并采用了不少行之有效的措施，不仅显著提高了这类合金的抗拉强度，而且使伸长率也可达到很高的数值，使其应用更为广泛。这些措施主要有：进行变质处理；减少合金中的有害杂质；改进铸造方法；合金化和热处理。

（5）Al-Si类亚共晶、共晶型合金变质处理及其禁忌

1）钠变质剂及其禁忌：

①为提高硅含量7%及以上的Al-Si类共晶型合金的力学性能，用钠变质剂时，不宜单独用金属钠，也不宜只用NaF作变质剂。Si含量7%及以上的Al-Si系铸造合金，一般都应进行变质处理，其目的，是改变铝-硅合金中共晶硅的形态，使其由片状变为纤维状（或棒状），以求大幅度提高合金的力学性能，尤其是伸长率。现在，变质处理已成为熔炼这类合金时必不可少的工序。对于共晶硅的变质元素，常用的有钠（Na）、锶（Sr）和锑（Sb）等，而适合过共晶硅变质的元素有磷（P）和硫（S）等。对钠变质剂来说，起变质作用的主要是钠，而在现今生产实际中，通常很少直接用金属钠（Na）而是用钠盐，因为变质温度为740～780℃，已经接近钠的沸点883℃，易引起铝液沸腾，产生飞溅，并促使铝液氧化吸气，操作也不安全；其次，钠的密度小（0.97g/cm³），变质时，富集在铝液表面，易使上部铝液变质过度，底部铝液变质不足；而且铝液表面的钠遇水气就能进行如下的化学反应，使铝液含气量增加：2Na+H₂O→Na₂ O+H₂

这些缺点，导致现在很少单独用金属钠来作共晶型铝-硅合金的变质剂。

钠盐中常用的为氟化钠（NaF）或Na₂ SiF₆（注意NaC1没有变质作用）。钠盐加入铝液中，与铝能产生置换反应，被置换出来的钠即可在铝液中起变质作用。例如氟化钠和铝液接触后，产生下列反应：

3NaF+Al→3Na+AlF₃

6NaF+Al→3Na+Na₃AlF₆

Na₂SiF₆加热至450℃时，可以分解为NaF和SiF₄：

Na₂SiF₆→2NaF+SiF4

实际上也是利用NaF作变质剂。

由于NaF的熔点为988℃，而铝液一般仅过热至720～760℃，所以不宜单独加入NaF作变质剂，而是将其与NaCl、KCl等所谓助熔剂一起混合，组成多元变质剂，以降低钠盐变质剂的熔点，以利于不同的铝合金使用，表3-145是常用的二元、三元、四元变质剂。ZL102合金不含Mg，一般采用熔点较高的二元变质剂，不必考虑镁的烧损，故可提高变质处理温度，增加钠的收得率。ZL101、ZL104合金中含有Mg，变质温度要低一些，就选用熔点较低的三元变质剂。在表3-145所列四元变质剂中，还加有适量Na₃AlF₆，即冰晶石粉，这种变质剂同时有变质、覆盖、精炼的作用，一般称为“泛用变质剂”。浇注重要铸件或对铝液的冶金质量要求高时，常使用它。

表3-145 变质剂

②使用钠盐变质剂时，决不可未对其彻底除水前就直接使用。工业用NaC1、KCl是一种白色结晶体，含有结晶水，很容易潮解。如果不经过去水处理，就和NaF一道作为变质剂加入铝液中，会带入水气，使整炉铝液质量变坏，因此，使用前必须进行彻底除水、破碎、过筛，以制成脱水的粉末状变质剂，才能使用。

彻底除水方法是：将按上述比例配置好的盐类变质剂，置于铁质的烘干盘上，在干燥炉内加热至200～400℃，保温3～5h，然后磨碎过筛（筛孔为0.25～0.5mm，或40～70目），置于干燥的密封器中备用。也有将NaF、NaCl、KCl等分别单独烘干（NaF在200～300℃，NaCl、KCl在500～600℃，至不冒水气为止）、破碎、过筛，按规定的比例混合后，贮存于干燥的密封器中备用。还有的将变质剂加热熔化并保温，使其开始沸腾，直至不冒泡，不冒烟，然后浇注到预热的锭模中。冷却后，破碎和过筛。在使用前，通常还要将取出的变质剂预热至300～400℃，以免其吸湿，导致铝合金的氢含量增加。

应注意的是，如果变质剂撒在铝液表面发生强烈的噼啪声，甚至有变质颗粒飞溅，说明含有水分，脱水不彻底，应重新烘干。

③对铝-硅合金用钠盐变质剂进行变质处理时，其加入量不宜太少，也不可太多。变质剂的加入量在表3-145已予推荐，从1%～2%到2%～3%。变质剂加入量过多，会造成浪费和出现变质过度；加入量过少，则变质不足，这两种情况都会使铝合金力学性能降低。实际上，如果只按变质所需的钠量计算，则变质剂的用量是很少的，根据实验，对Al-Si共晶合金，加入0.010%～0.014%的Na就有变质作用。例如，熔炼100kgAl-Si共晶合金，只需加入0.025kgNaF，采用表3-145的45%NaF的三元变质剂，也只要0.056kg就已足够，即不到铝液的0.06%。在生产中，这样少的三元变质剂不可能覆盖全部液面，为了能覆盖铝液，并考虑到变质处理中，NaF中的Na不可能会全部置换出来，也不大可能都参加与铝液的反应，为确保变质的良好效果，必须有足够的裕量，因此制定有1%～2%、1.5%～2.0%和2%～3%。当采用加有冰晶石粉的泛用变质剂时，除了考虑变质效果外，还要考虑变质剂的覆盖、精炼性能。在一般情况下，为铝液质量分数的2%～3%变质剂，已经能够在铝液表面形成一层厚5～10mm的覆盖层。

在决定变质剂加入量上、下限值时，对于硅含量低、坩埚的高度直径比大或金属型铸件，变质剂用量应取上限，反之，可取下限，但此时需要防止过变质。

④用钠盐对铝-硅合金进行变质处理时，不可忽视变质工艺中的具体操作方法。变质处理一般在精炼后进行，变质温度应稍高于浇注温度，而变质剂的熔点最好介于变质温度和浇注温度之间。变质处理时，扒去铝液表面上的氧化皮和熔渣，将经预热的粉状变质剂均匀地撒在铝合金液表面上，保持10～15min。此时和铝液接触的一层变质剂先发生反应，接着反应产物AlF₃和下一层NaF反应：

3NaF+AlF₃→Na₃AlF₆

Na₃AlF₆的熔点高达992℃，比变质温度高很多，是一层固态物质，于是在变质剂和铝液间形成了冰晶石的隔离层，阻止了铝液和NaF继续反应，因此，覆盖时间再长，也达不到正常变质的效果，必须将已结成壳或熔化的变质剂不断打碎，并压入铝液下100～150mm深处，使铝液和NaF完全接触，如果上浮结壳应继续压入，以达到充分进行反应，约3～5min，即可取样检验变质效果，扒渣，浇注。(www.daowen.com)

⑤选用钠变质处理Al-Si系铸造合金，不可不知此法的优缺点。此法的优点，是变质效果稳定，能明显提高铝合金的力学性能。缺点有：

a.变质效果保持时间短，即易衰退。变质后如果用于砂型铸造，铝液应在30min内浇完；如果用于金属型或低压铸造，则要在45min内浇完，否则，溶于铝合金的钠由于其易于蒸发，又比铝密度小，易于上浮，导致其随处理后放置时间的增长，Na的损失增大，使变质作用消失。温度愈高，衰退愈快，重熔时必须重新变质。

b.变质剂易吸湿，易导致铸件气孔等缺陷增多：这在前述使用变质剂时，已指明必须对其进行彻底干燥，而变质处理后的铝合金液浇入铸型中，其中的钠仍易与铸型中水气产生下列反应：

2Na+H₂O→Na₂O+H₂

反应结果使铝铸件产生皮下气孔；而且加入钠，使合金液粘度升高，阻止气泡和夹杂物的排出，也使变质铝合金铸件形成气孔、夹渣等缺陷的几率增高。

c.腐蚀铁质坩埚和工具：这是由于熔融状态的变质剂中的Cl-、F-离子与铁反应导致的，因而降低坩埚的使用寿命，同时，使铝液渗铁，在坩埚壁上形成一层结合牢固的炉瘤，浇注后清理非常困难。

因此，使用钠变质剂，尤其是变质有效时间短这一突出缺点，对于铝铸件的大量连续生产，以及用于浇注机械化、自动化和低压铸造等均感不便。随着近些年来长效变质剂，如锶（Sr）、锑（Sb）、铋（Bi）、钇（Y）、混合稀土等的开发和应用，已开始改变共晶型铝-硅合金以钠变质剂为主的局面。

2）锶（Sr）变质剂及其禁忌：

①用锶作变质剂时，为便于使用，不可将锶直接贮存大气中。锶变质剂，又称长效变质剂，因为用它变质的铝液有效时间可达6～8h，而变质效果却与钠相当。

锶是银白色金属，密度2.6g/cm³，熔点769℃，沸点达1380℃，比钠的沸点高得多，不易烧损。锶的化学性能极其活泼，在大气中即强烈氧化为白色粉末SrO，遇水即分解出氢，必须贮存在煤油或石蜡油中。如果直接用其作铝-硅合金的变质剂，其加入量为铝液质量分数的0.02%～0.06%，砂型铸造取上限，金属型铸造取下限。使用前从煤油中取出所需锶块，用丙酮或乙醚清洗干净其表面煤油后，应立即投入铝液中进行变质处理。

当前，为方便锶作变质剂，通常采用Al-Sr合金A-Sr5（含4%～6%Sr）或A-Sr10（含9.0%～11.0%Sr）作变质剂，也有以SrF₂+SrCl₂混合盐的形式加入的。加入量也常为Sr量的0.02%～0.06%，变质温度约为720℃。因Al-Sr合金是金属，易于保存，使用前仅需预热至100℃以上，以去除表面吸附的水分。

用Sr处理的Al-Si系铸造合金，不像采用Na变质那样，容易在Na过量时出现过变质的缺陷，即使加Sr至0.1%，也没有观察到过变质的现象。

②用锶作变质剂时，不宜在Al-Si合金精炼除气后才进行变质处理。用锶变质有较长的潜伏期（40min左右），也就是加锶变质的铝合金，在开始一段时期，锶还没有真正发生变质作用，还要等待一段时间才能用于浇注，为克服此缺点，也为克服锶变质的合金吸气倾向较强（锶中就存在SrH）的不足，因此，锶变质剂宜在Al-Si系铸造合金精炼除气前加入。

③锶变质的铝液在精炼除气阶段，不可用氯或氯盐除气。经锶变质处理后的合金，不宜用氯气或氯化合物除气，应用氮气或氩气处理。这是因为铝液中的锶与氯接触会发生反应，生成SrCl₂，使锶失去变质作用。

3）用锑（Sr）变质及其禁忌：

①用锑使Al-Si合金变质，不宜直接用金属锑。锑是长效变质剂，用锑变质的铝合金液的有效时间可达100h。变质时，锑的加入量为0.1%～0.5%，变质温度720～740℃。但变质时，不宜直接用锑进行变质处理，因为锑的熔点为630℃。密度6.67g/cm³，比铝大2.5倍，直接加入铝液中，会产生偏析，不易控制成分；另外，还会生成熔点达1100℃的难熔化合物AlSb，它沉入坩埚底部冻结，因此，必须以Al-Sb中间合金的形式在Al-Si合金精炼除气后加入。Al-Sb中间合金以含锑（Sb）4%～8%为宜。

②用锑变质，不大适合共晶Al-Si合金。锑变质只适用于亚共晶合金，因为变质后的共晶硅形态不会发生根本变化，常呈短杆状。需辅以热处理，使共晶硅进一步熔断、粒化，方能明显提高力学性能。另外，热处理后铸件表面常有一层黑色SbO，影响美观。

③用锑变质的Al-Si合金，不适用于砂型铸造；而且不能和钠变质的回炉料混杂。用锑变质的Al-Si合金，其变质作用对冷却速度很敏感，需借助快冷实现，故常用于金属型铸造，而不适用于砂型铸造。用锑变质的铝合金，其中的锑不易烧损，经多次重熔后仍有相同的变质效果，此种回炉料，如果与钠变质的回炉料混杂，锑和钠会互相抵消变质作用，因此，回炉料要严格分开。另外，如果Al-Si合金含镁，锑和镁形成Mg₃Sb₂，会使合金的强度下降，必须补加镁。

④用锑变质的Al-Si合金，不能铸造与食物接触的零件。这是由于锑对生物和人体有慢性毒性和致癌性，因此不能用锑变质的Al-Si合金铸造与食物接触的零件。

（6）过共晶Al-Si合金的变质（细化）处理及其禁忌

1）过共晶Al-Si合金不经变质（细化）处理通常缺乏实用价值；但又不适合直接用钠变质剂变质。Al-Si二元过共晶合金的组织由初晶Si和共晶体（α+β）所组成。随着Si含量的增加和冷却速度的减小，初晶Si逐渐粗大，并成为形状不规则的板状晶。而这种初晶Si是由一些极薄的六角形板状晶重叠而成，板块与板块之间的结合力很弱，受拉力时，一般在板块间断裂；有时板状Si本身断裂而使裂纹扩展，断面上呈现不规则的贝壳状，所以抗拉强度很低，塑性更差。例如含Si25%的Al-Si合金，抗拉强度为89MPa，伸长率仅为0.9%。因而细化初晶Si是过共晶Al-Si合金用于工业生产的关键。如果用细化共晶硅的钠变质剂来处理，发现并不能细化初晶Si，采用超声波振动结晶法、急冷法、过热熔化、低温铸造、高压铸造法等虽都能取得一定效果，但是效果稳定，利于工业上采用的，还是加入变质元素如磷、砷和硫等，其中效果最稳定、目前实际用于生产的主要是用加磷来细化初晶硅，提高力学性能。

2）用磷对过共晶铝合金进行变质处理时，为提高其吸收率，改善工作条件，不宜单独用赤磷来进行处理。过共晶铝硅合金最早用的变质（细化）剂是赤磷，加入量为合金质量的0.1%～0.5%。磷能细化初晶硅，是因为磷与铝能生成磷化铝（AlP），根据晶体结构相似、晶格常数相应的原理，磷化铝（AlP）可以起到异晶质核心的作用，由于晶核数目增加而使初晶Si细化。

赤磷虽有较好的细化作用，但由于其燃点低，只有240℃，细化处理时，激烈燃烧，不仅增加消耗量，而且产生大量有毒的P₂O₅烟雾。污染环境，使铝液严重吸气；另外，赤磷不能加热干燥，储运也不安全，因此不宜单独用赤磷作变质剂来进行处理。大都将赤磷与其他化合物混合使用以改善工作条件，包括对含铜或对铜限制不严的的铝合金用磷铜变质；对于不含铜或铜含量低的过共晶铝合金，采用含赤磷粉的多元变质剂或以磷化物的形式加入。也有研究开发用磷铜和钠盐联合变质以及用稀土和磷复合变质，例如铈-磷（Ce-P）等来更好地解决过共晶Al-Si合金易出现初晶Si和粗针状的共晶Si的问题。

3）用磷铜对过共晶Al-Si合金进行变质处理时，所用磷铜变质剂通常不宜破碎后较长时期放置不用。用磷铜对过共晶Al-Si合金进行变质处理时，采用的磷铜磷含量不宜过高，常采用磷含量8%～12%的磷铜，其熔点720～800℃，低于变质温度，易溶于铝液中，容易吸收，磷的收得率高，加入量占合金质量的0.6%～1.2%。

采用磷铜作变质剂，事先要进行破碎，破碎后最好当场使用，决不可过久贮存，因为磷铜表面易形成一层氧化物，在铝液中很难溶解，而氧化夹杂进入铝液会降低铝液质量。

4）不宜采用磷铜作变质剂的过共晶Al-Si合金，不可忽视选用含赤磷粉的混合变质剂。对于不含铜或铜含量低的过共晶Al-Si合金，不宜采用磷铜作变质剂，可采用含赤磷粉的多元变质剂。这类变质剂常用KCl和K₂TiF₆作为载体，其成分为赤磷20%+KCl70%+K₂TiF₆10%；或赤磷15%+六氯乙烷（C₂Cl₆）40%+KCl 38%+K₂TiF₆7%，加入量为合金质量的0.5%～0.8%，有良好的变质效果。这两种混合粉状变质剂含有缓冲剂KCl和K₂TiF₆，使变质剂反应缓和，减少了吸气和氧化夹渣，其中K₂TiF₆与铝反应可生成Al₆Ti，能细化共晶组织，六氯乙烷能增加AlP的活性，提高细化初晶Si的效果，除起精炼作用外，还能生成TiC，细化α（Al）晶粒，因而应用较多，缺点是含有赤磷，变质时仍有烟尘产生，磷的吸收率不够稳定。

5）为避免掺有赤磷粉的混合变质剂变质处理时，有烟尘和磷的吸收不够稳定等问题，对不能采用磷铜变质的某些不含铜的过共晶Al-Si合金，不可忽视选用以磷化物的形式加入的变质剂。用氯氮化磷（PNCl₂），PNCl₂因本身结构不同，有白色小晶体和橡胶状两种，加入铝液后，反应很快，在液面上轻微燃烧，合金不易吸气，细化效果较好，熔渣不多；用NaPO₃80%+V₂O₅10%+氧化铝粉10%，混合均匀后，经预熔、冷凝、粉碎后使用，加入量为合金质量的1%～2%，处理时覆盖在液面上，经10～15min后，即有细化效果。这种变质剂吸湿性小，有P和Na双重变质效果，变质操作简便。用P₂S₂60%+NaCl40%，其加入量为合金质量的0.8%～1.0%，处理时覆盖在液面上，处理潜伏期约10min。也有采用PCl₃的，以氮气作为载体通入合金。

（7）普通铸造Al-Si二元合金不能进行热处理强化，单纯靠变质处理仍不能满足所需强度要求，通常不可不在其中加入镁、铜、锰等合金元素

1）不可忽视在二元Al-Si合金中加入适量镁和靠热处理来显著提高强度的措施。表3-142中，代号为ZL102合金是典型的Al-Si二元铸造合金，尽管其有很好的铸造性能，但其机械强度一般，硬度不高，只能用来生产形状复杂、承载要求较低的薄壁铸件及耐蚀性和气密性要求高的零件，如仪表壳体、抽水机壳体等。为了提高二元Al-Si合金的力学性能，从表3-142可以看出，在亚共晶Al-Si合金中，很多牌号均加有镁或铜或锰等，以实现热处理强化。其中，镁的加入量大多为0.2%～0.6%。随镁的含量在上述范围内变化，合金的强度上升，伸长率下降。表3-146为含硅7%的Al-Si合金，其强度与伸长率随镁含量的变化。

表3-146 镁对Al-Si系铸造合金性能的影响

强度上升的原因，是镁含量在该范围内，实际上已成为铝-硅-镁系三元合金，其平衡组织为α固溶体+共晶体（α+β）+Mg₂Si。在铸造条件下，尽管硅和镁在α固溶体中都有很大的溶解度，但由于冷却速度大，Mg、Si来不及析出，Mg都固溶于α固溶体中，组织为α固溶体+共晶体（α+β）的亚共晶组织。生产上利用硅、镁在α固溶体中溶解度变化的特性，采取热处理方法来强化铝合金。首先将合金加热到520～530℃范围内，使α固溶体中溶有较多的硅、镁，然后淬火便获得过饱和的α固溶体。再经时效处理，使过饱和的硅、镁在较低温度下析出，形成弥散的颗粒状的Mg₂Si。析出的Mg₂ Si很细小，在一般显微镜下不易发现。这些Mg2Si是强化相，经热处理后，合金强度可以提高50%以上，并且有良好的塑性。

以镁的加入量为0.25%～0.45%的ZL101合金为例，其铸造性能与ZL102合金相近，可以铸造薄壁和外形复杂的铸件，具有较高的力学性能。如果镁含量取下限值，采用淬火处理时，可以获得塑性较高，中等强度的力学性能，零件超载时，只会变形而不易破裂，常用来制造如泵壳体、齿轮箱等承受冲击载荷的零件。当镁含量处于上限值，且采用淬火和完全时效时，则可达到较高的抗拉强度和屈服点，还保持一定的塑性，可用作承受较大的动载荷和静载荷的气缸体等零部件。ZL101合金在185℃以上工作时，因为Mg₂Si的析出、聚集和长大，将使合金力学性能大幅度下降。所以，它的热稳定性较差，一般工作温度不宜超过150℃。

2）在铝-硅-镁系合金中，加入适量的锰的作用不可忽视。表3-142中，牌号为ZAlSi9Mg，代号为ZL104合金，成分为：Si8.0%～10.5%、Mg0.17%～0.35%、Mn0.2%～0.5%，余为Al。它是在铝-硅-镁系合金的基础上加入合金元素锰构成的。与ZL101合金比，其Si含量高一些，Mg含量略微低一点，还有0.2%～0.5%锰。

由于合金中Si量增加，故α固溶体较少，而（α+β）共晶体增多。由于Si量增高以及Mn的加入，使ZL101合金的力学性能比ZL101高。锰除了在α固溶体中形成Mg₂Si起固溶强化作用外，还能减少铝合金中杂质铁的有害作用，因为它可改变针状富铁相Al₃Fe和Al₉ Fe₂ Si₂相的形态，形成骨架状的AlFeMnSi相，改善塑性。

ZL104合金的铸造性能优良，充型能力强，线收缩率小，无热裂、缩松倾向；耐蚀性、切削加工性能及焊接性都较好，可以铸造承受较大静载荷和冲击载荷而形状复杂的大型铸件，如发动机缸体、缸盖，曲轴箱，增压器壳体及航空发动机压缩机匣，受力框架等，用途广泛。

ZL104合金因Si含量较高，必须进行变质处理。另外，ZL104合金容易产生气孔和集中缩孔，除应进行细心的精炼除气操作外，为防止集中缩孔，应注意浇、冒口系统的设计和冷铁的布置。

Al-Si-Mg系合金的发展方向，主要是在保持优良铸造性能的同时，进一步提高力学性能。在Al-Si合金中，将镁含量提高到0.45%～0.6%，同时加入细化剂Ti0.1%～0.2%（Zr、B、V、W等也有细化组织，提高力学性能的作用），杂质铁量控制在0.15%以下，固溶处理温度提高到540～545℃，经过人工时效170℃左右，其力学性能，尤其是抗拉强度大幅度提高，σ_b=310～330MPa，σ_0.2=230～250MPa，伸长率δ₅=2.5%～3.0%。这种高强度铸铝合金可用来铸造受重大载荷、薄壁、复杂且有质量指标的重要铸件。

图3-127 Al-Si-Cu三元相图等温溶解度图

3）为使二元Al-Si合金具有较高的力学性能，不可忽视加入适量的铜。图3-127所示是Al-Si-Cu三元相图等温溶解度图，存在的相有：α（Al），二元共晶（α+Si）和（α+CuAl₂），三元共晶（α+Si+CuAl₂），三元共晶的温度为524℃，含有Cu4.9%，Si1.1%。随着温度下降，最大溶解度亦逐渐减小，400℃时约为Cu1.5%，Si0.3%；而在300℃时，两者的溶解度几乎均趋近于零。可见Cu在高温下的最大溶解度远远超过Mg在Al-Si合金中的溶解度。因此，在Al-Si合金中加入各种强化元素时，虽然加Mg的强化效果最佳，但因Cu在α固溶体中的溶解度比Mg大得多，所以二者的强化效果相似。以Al-Si合金中代号为ZL107合金为例，这种合金不仅室温力学性能高，而且具有良好的高温力学性能。其成分为：Si6.5%～7.5%，Cu3.5%～4.5%，余为Al，铸态组织由α（Al）+二元共晶（α+Si）+三元共晶（α+Si+Al₂Cu）组成，显微组织和ZL101相似。经过变质后，塑性改善，强度提高，经固溶处理加人工时效的合金，σ_b达280～320MPa，σ_0.2达210～230MPa，δ₅达3%～4%，并具有较好的热强度，σ²₁5000h℃=60MPa。铸造性能良好，充型能力和ZL101相近，切削加工性能优于ZL101，熔炼工艺不复杂，但因Cu的加入，热裂倾向稍大，耐蚀性能较Al-Si-Mg合金差，相对密度也较大。可用来铸造形状复杂、壁厚不均、工作温度在250℃以下的受力铸件，如汽化器零件、电气设备外壳、机架等。

在Al-Si-Cu的基础上加入少量镁、锌、锰等，形成一系列压铸合金。这些合金铸造性能良好，铸态时就有较高的力学性能。

4）为强化Al-Si合金，可同时加入镁和铜，但铜和镁总量不宜过低，而且不可忽视铜和镁之间量的比值。在Al-Si合金中同时加入镁和铜，在其金相组织中除出现α（Al）固溶体、Si、Mg₂Si以外，还出现CuAl₂和四元相W（Al₄Mg₅Cu₄Si₄）。当Mg₂Si、CuAl₂、W相数量相同时，以W相的强化效果为最佳；在250～300℃温度时，其耐热性最好。Mg₂Si虽在室温下强化效果超过CuAl₂，但其耐热性最差，故在选择此系合金成分时，如果要求耐热性好，则希望组织中不再出现Mg₂Si相，而可以出现一些CuAl₂相。

当Al-Si-Cu-Mg合金成分中Cu/Mg之比约为2.1时，组织中的Mg₂Si即完全消失，而成为α+Si+W的三相组织；当Cu/Mg大于2.1时，组织中除α+Si+W外，还将出现CuAl₂相。考虑到CuAl₂的热稳定性比Mg₂Si好得多，故一般常使Cu/Mg保持在2.5左右。

目前尚缺乏四元系中Cu和Mg在α固溶体中溶解度的具体资料。如果Cu和Mg的总量过少，则强化效果差；但总量过高，又使合金塑性下降。故在Al-Si合金中，一般将Cu和Mg的总量控制在1.5%～2.0%（高Cu含量的合金除外），作为最佳总量。图3-128表示Cu、Mg量变化对Al-Si合金室温和高温抗拉强度的影响。试棒是在各温度下保持150h后进行拉伸试验的，可见，当Mg=0.6%，Cu=1.4%，Cu和Mg之比在2.2左右时，无论室温和高温的抗拉强度均达到最大值。

图3-128Al-5%Si-2%（Cu+Mg）四元合金中Cu量和Mg量变化对合金室温、高温抗拉强度的影响

Al-Si-Mg合金中加入Cu后，还能改善合金的切削加工性能和表面粗糙度值，但使热裂倾向稍有增加，抗蚀性能有所降低（这是由于含Cu相的电位比α固溶体高的缘故），同时使合金的线膨胀系数增加，因此，不希望过高的含Cu量。