采用常规铸造方法和快速凝固的方法制备了Al₆₃Cu₂₅Fe₁₂合金。对Al₆₃Cu₂₅Fe₁₂合金铸锭和快凝态的Al₆₃Cu₂₅Fe₁₂合金薄带分别进行SEM-EDS、X-射线衍射和DSC分析,通过热处理成功的制备了基本由单一相组成的Al₆₃Cu₂₅Fe₁₂准晶合金。将热处理后的Al₆₃Cu₂₅Fe₁₂准晶破碎成一定尺寸的颗粒,以不同的添加量加入到Al-7%Si和Al-12.6%Si合金中进行强化处理。通过不同的保温时间研究准晶在基体合金中相的变化并分析了准晶合金对基体合金的组织与性能的影响。试验表明,通过SEM-EDS、X-射线衍射分析在电弧炉中熔炼并凝固的Al₆₃Cu₂₅Fe₁₂合金铸锭组织主要由4种相组成,分别为λ相、β相、准晶I相以及τ相,并在凝固的过程中依次析出。通过DSC确定了τ相、准晶I相、β相以及λ相的相转变温度分别为692℃、880℃、996℃和1117℃。通过铜辊旋淬系统制备了快凝态的Al₆₃Cu₂₅Fe₁₂合金薄带,发现快凝态的合金薄带中主要由大量的准晶I相和少量的τ相组成。凝固速度对Al₆₃Cu₂₅Fe₁₂准晶合金中相的组成有重要的影响。在氩气的保护条件下,经过750℃,3小时热处理并淬火后, Al₆₃Cu₂₅Fe₁₂合金铸锭基本由单一的准晶相组成。将Al₆₃Cu₂₅Fe₁₂准晶颗粒以机械搅拌铸造的方法加入到Al-7%Si合金中。随着准晶颗粒添加量的增多,基体合金晶界周围的准晶颗粒明显增多,并沿晶界均匀分布,无明显的团聚现象,颗粒的尺寸有了明显的减小。随着保温时间的延长,基体中弥散分布的准晶颗粒发生热裂,并有低温τ相的生成。随着保温时间的进一步延长,准晶颗粒完全溶解,准晶相中的各元素与基体合金形成了许多新相,并散落分布在基体合金中。力学性能测试结果表明,随着Al₆₃Cu₂₅Fe₁₂准晶颗粒的增多,准晶增强Al-7%Si合金的硬度和抗拉强度逐渐增加,而伸长率开始基本保持不变,当准晶的添加量大于6%时,伸长率出现逐渐下降的趋势,因此,当添加量为6%时,准晶增强合金的力学性能最佳。以相同的方法将Al₆₃Cu₂₅Fe₁₂准晶颗粒添加到Al-12.6%Si合金中。与Al-12.6%Si合金相比,共晶Si得到了明显的细化,准晶颗粒以长条状和块状存在。当准晶的添加量较少时,准晶颗粒和细化的共晶Si弥散分布在基体合金中。随着准晶含量的增加,准晶颗粒出现团聚现象。随着保温时间的延长,准晶颗粒逐渐溶解,准晶相中的各元素扩散到基体合金中并与之形成了许多新相。力学性能结果表明,准晶增强Al-12.6%Si合金的硬度随着准晶添加量的增加而增加。而伸长率在准晶添加量较少时保持不变,当准晶添加量大于3%时,伸长率出现下降的趋势。准晶增强Al-12.6%Si合金的抗拉强度随准晶添加量的增加先增大后减小。当准晶添加量为6%时,抗拉强度达到最大值。并对准晶添加量为3%的增强Al-12.6%Si合金和未增强的Al-12.6%Si进行500±5℃固溶并淬火处理,在185±5℃人工时效24小时,准晶增强Al-12.6%Si合金和未增强的Al-12.6%Si合金的硬度都是随时效时间的增加先增大后缓慢减小,都出现一个较为明显的时效峰。准晶增强Al-12.6%Si合金比未增强的Al-12.6%Si合金有较高的硬度,而且出现时效峰的时间有一段时间的前移。