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现代电子信息及制造技术的进步与迅速发展对材料的散热性能提出了较高的要求,因而亟待开发一种高导热性能的材料来满足现代设备高散热的需求。Al-Si系合金因其铸造性能及焊接性能良好,因此被广泛应用于交通运输、建筑、电力通信、航空航天等领域。目前,Al-Si合金又因其良好的散热性能被作为华为、中兴等技术公司制造通讯电子产品的关键零部件的材料。本论文以铸造Al-Si合金为研究对象,采用金属型铸造和受控扩散凝固技术制备Al-Si合金,运用光学显微镜（OM）、扫描电镜（SEM）观察组织形貌,结合EDS、XRD分析了合金物相成分,并测试了其导热率。通过调整Al-Si合金中合金元素的加入量、成型方式及热处理等参数,重点研究了合金元素、成型方式及热处理对铸造Al-Si合金显微组织、导热率及力学性能的影响规律,其结果如下:（1）在Al-Si合金中加入Cu元素后,随着Cu元素含量的增加,树枝晶状组织发生一定程度的细化,共晶组织增多。由于Cu原子与Al原子半径差别较大,铝基体的晶格常数减小,引起晶格畸变程度大,使合金的导热率呈显著下降的趋势,从不加Cu时的162.37W/（m·K）下降到Cu含量为3%时的127.97W/（m·K）。合金的抗拉强度升高,Cu元素固溶到铝基体中,发生晶格畸变,晶格畸变产生的应力场和位错周围的应力场发生相互作用,形成柯氏气团,增加了位错运动的阻力,提高合金的强度使得合金变形困难,强化效果明显。不加Cu元素时,合金的强度最低为174.43MPa,延伸率最高为8.32%,当Cu元素的含量增加到3%时,合金的强度达到最高为227.27MPa,延伸率降到最低为5.64%,是由于随着Cu含量的增加,分布在晶界处的Al2Cu相越多,导致塑性下降越明显。（2）随着Mg含量的增加,Mg与Si生成Mg2Si相,消耗了合金中Si的含量,因此组织中共晶Si含量逐渐减少,并且呈离散分布,导热率呈下降的趋势,由于Mg原子半径与Al原子半径相差不大,所以对合金导热率的影响比Cu的小,由不加Mg时的130.9W/（m·K）下降到Mg含量为2%时的120.82W/（m·K）。不加Mg元素时,合金的强度最低为217.79MPa,延伸率最低为1.56%,当Mg元素的含量增加到2%时,合金的强度达到最高为242.73MPa,延伸率升到最高为2.96%。Mg元素加入合金后生成Mg2Si、Al3Mg2、Al7Cu3Mg6相,消耗掉部分Si原子,使合金中的共晶硅数量减少,硅属于脆性相,是裂纹扩展源,随着共晶硅数量的减少,产生应力集中的可能性也随之减小;合金中共晶硅的尺寸有所减小,棱角钝化,合金的变形由脆性变形转变为塑性变形,合金的延伸率是逐渐升高。（3）传统金属型铸造的亚共晶Al-Si合金,初生α-Al相呈粗大的树枝晶状,且易产生热裂、缩松等缺陷;而受控扩散凝固技术铸造的亚共晶Al-Si合金,初生α-Al相得到细化且形状规则,分布均匀。导热率明显上升,从金属型铸造时的120.96W/（m·K）上升到受控扩散凝固时的150.6W/（m·K）,增长了大约24.5%,是由于受控扩散凝固后初生α-Al相得到细化且致密,分布变得均匀,改善了离子电场的规整性,对运动电子的阻碍变小,使运动电子通过材料时的平均自由程增大,导热率上升。合金的抗拉强度由金属型铸造时的235MPa上升到受控扩散凝固时的245MPa,增加了4.25%。（4）通过设计正交实验,极差分析,选出Al-Si-Cu-Mg的最佳热处理工艺参数为在520℃固溶保温6h,在180℃时效保温8h。经过T6热处理后,合金显微组织变得均匀,共晶Si相开始断裂和球化,颗粒尺寸从铸态时的65.89μm减小到T6热处理后的32.21μm,圆整度增加,获得较高的导热率为174.8W/（m·K）。一方面,共晶Si相的形态和分布发生变化,由于Si相由不规则的层片状逐渐开始断裂和球化,分布也变得均匀,对运动电子的散射减小,改善了离子电场的规整性,另一方面,合金处于铸态时,组织为非平衡的过饱和固溶体,经过固溶处理后,第二相和一些合金元素会溶解到α-Al基体中,形成过饱和固溶体,经后续时效处理后,第二相析出,使α-Al基体的纯度变高,晶格畸变程度减小,导热率显著上升。经过T6热处理后,消除了枝晶偏析,出现了小而深的韧窝和撕裂棱,具有较小且呈球状的Si颗粒,与基体的变形协调性变好,从而形成更优的断口形貌,呈现出较优的综合力学性能,抗拉强度达到345MPa,延伸率为2.8%,断裂方式为韧性断裂。