制造業(yè)提出的輕量化，包括材料輕量化和結(jié)構(gòu)輕量化 材料輕量化，是指以輕質(zhì)材料代替?zhèn)鹘y(tǒng)的鋼鐵等質(zhì)量較大的材料 這不僅是簡(jiǎn)單的材料替代，還包括材料成形技術(shù)的提高 材料替代和成形技術(shù)的提高，使鋁合金等輕質(zhì)合金結(jié)構(gòu)件在滿足性能要求的前提下實(shí)現(xiàn)結(jié)構(gòu)件的輕量化 在結(jié)構(gòu)件輕量化成形技術(shù)中，擠壓鑄造受到極大的關(guān)注 擠壓鑄造技術(shù)也稱為液態(tài)模鍛，是指金屬液在壓力下充填模具型腔并在高壓下凝固成形的精密成形技術(shù)[1~3] 因其具有在壓力下強(qiáng)制補(bǔ)縮的優(yōu)勢(shì)，所以能顯著降低成形件的鑄造缺陷，提高熔體過冷度而細(xì)化組織，從而提高成形件的性能[4~7]

擠壓鑄造技術(shù)的優(yōu)越性，使各國投入了很大的精力研究金屬擠壓鑄造技術(shù) 前蘇聯(lián)[8,9]、美國[10,11]、日本[12,13]、中國[14~17]、英國[18,19]、意大利[20]和韓國[21,22]在鋼鐵材料、鋁合金、銅合金、鎂合金以及鋁基復(fù)合材料等方面，開展了擠壓鑄造理論、工藝以及裝備的研究和開發(fā) 隨著輕量化技術(shù)的發(fā)展，鋁合金結(jié)構(gòu)件的擠壓鑄造成形工藝受到了極大的關(guān)注 擠壓鑄造工藝在轎車和重載汽車鋁輪轂的成形制造等方面，有較好的應(yīng)用前景[24,25] 擠壓鑄造，是成形汽車空調(diào)壓縮機(jī)鋁合金連桿和搖盤的重要技術(shù)選擇[25~27] 研究發(fā)現(xiàn)，擠壓鑄造技術(shù)在成形轎車轉(zhuǎn)向節(jié)、控制臂、發(fā)動(dòng)機(jī)拉桿彎臂和副車架等底盤承載結(jié)構(gòu)件等方面有明顯的優(yōu)勢(shì)[28~32] 擠壓鑄造，也是Al-Cu系高強(qiáng)特種裝備鋁合金負(fù)重輪的主要成形方法[33,34]

除了專注擠壓鑄造工藝參數(shù)對(duì)成形件組織性能影響的研究之外，學(xué)者們還開展了對(duì)變質(zhì)處理[35~37]和熱處理[38,39]擠壓鑄造成形件的組織和性能的研究 與前者相比，對(duì)后者的研究比較少，特別是高于300 MPa的高比壓擠壓鑄造成形件的研究更少 鑒于此，本文研究變質(zhì)、細(xì)化和熱處理對(duì)高比壓擠壓鑄造A356鋁合金成形件的組織和性能的影響規(guī)律

1 實(shí)驗(yàn)方法

實(shí)驗(yàn)用材料為A356鑄造鋁合金 使用X射線熒光光譜儀測(cè)試其成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))為: 6.93% Si、0.49% Mg、0.054% Ti、0.02% Fe、0.33% Mn、0.011% Cu、0.043% Zn和基體Al A356鋁合金的變質(zhì)劑和細(xì)化劑為Al-10Sr合金和Al-5Ti-B合金

分別取不同質(zhì)量分?jǐn)?shù)的Al-10Sr變質(zhì)劑或Al-5Ti-B細(xì)化劑加入到金屬液中，研究不同質(zhì)量分?jǐn)?shù)的變質(zhì)劑和細(xì)化劑對(duì)成形件微觀組織和力學(xué)性能的影響規(guī)律 在擠壓鑄造成形實(shí)驗(yàn)方案中，保持澆注溫度、模具溫度和比壓不變，改變變質(zhì)劑、細(xì)化劑的加入量，并將未加變質(zhì)劑和細(xì)化劑的試樣、Al-10Sr變質(zhì)劑加入量為0.3%的試樣和Al-5Ti-B細(xì)化劑加入量為0.6%的的試樣進(jìn)行熱處理 具體擠壓鑄造成形實(shí)驗(yàn)方案，如表1所示

Table 1

表1

表1本文的擠壓鑄造成形實(shí)驗(yàn)方案

Table 1Experimental plan in this research

Sample No.	Pouring temperature/℃	Die temperature /℃	Specific pressure /MPa	Dwell time/s	Added master alloy	Quantity /%	Heat treatment status
1	700	250	398	30	No	0	No T6
2	700	250	398	30	Al-10Sr	0.1	No T6
3	700	250	398	30	Al-10Sr	0.3	No T6
4	700	250	398	30	Al-10Sr	3	No T6
5	700	250	398	30	Al-5Ti-B	0.1	No T6
6	700	250	398	30	Al-5Ti-B	0.6	No T6
7	700	250	398	30	Al-5Ti-B	3	No T6
8	700	250	398	30	No	0	T6
9	700	250	398	30	Al-10Sr	0.3	T6
10	700	250	398	30	Al-5Ti-B	0.6	T6

對(duì)A356擠壓鑄造成形件進(jìn)行T6處理: 固溶溫度和時(shí)間分別為540℃和4 h，人工時(shí)效溫度和時(shí)間分別為195℃和4 h[40]

圖1給出了A356合金輪轂?zāi)M件的擠壓鑄造三維結(jié)構(gòu)圖和取樣位置 將金相試樣依次用600 #至2000 #砂紙進(jìn)行粗磨和精磨，然后用0.5 μm金剛石拋光劑輔助拋光，最后用0.5%的HF水溶液腐蝕試樣 用金相顯微鏡(Olympus GX71)進(jìn)行金相觀察，用島津電子萬能試驗(yàn)機(jī)(AG-X plus 20kN)進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，拉伸速度為2 mm/min 使用圖像處理軟件Image Pro Plus計(jì)算金相圖的晶粒面積，晶粒的平均直徑為

d=∑i=1n4Ai/πn(1)

式中Ai為第i個(gè)晶粒的面積，n為晶粒數(shù)



圖1擠壓鑄造成形件的三維造型圖、微觀組織和測(cè)量力學(xué)性能取樣位置

Fig.1Three dimension model of squeeze casting component and locations of samples

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果2.1 變質(zhì)劑對(duì)成形件組織性能的影響

圖2給出了熔煉時(shí)Al-10Sr變質(zhì)劑的加入量分別為0%、0.1%、0.3%和3%的鋁合金液擠壓鑄造成形制件的微觀組織 未加變質(zhì)劑時(shí)共晶硅的形貌為片狀和長(zhǎng)桿狀，構(gòu)件組織有細(xì)小的等軸晶和尺寸較大的薔薇晶(圖2a和圖2e) 加入0.1%的Al-10Sr變質(zhì)劑時(shí)共晶硅組織開始細(xì)化，部分區(qū)域共晶硅細(xì)化成蠕蟲狀，共晶硅尺寸顯著減小，但是大部分是短桿狀和片狀 在硅相被細(xì)化的區(qū)域附近，出現(xiàn)了細(xì)小的球狀晶粒(圖2b) 加入0.3%的Al-10Sr變質(zhì)劑時(shí)變質(zhì)效果最好，共晶硅都變質(zhì)細(xì)化為蠕蟲狀和顆粒狀，晶粒的圓整度也比較高；一部分α(Al)晶粒是接近半固態(tài)的球晶，晶粒細(xì)小圓整，組織致密均勻(圖2c和2f) 加入3%的Al-10Sr變質(zhì)劑時(shí)共晶硅的形貌變化不大，但是晶粒嚴(yán)重粗化且尺寸差異很大，發(fā)生了過變質(zhì)，但是共晶硅仍然比未加變質(zhì)劑時(shí)細(xì)小(圖2d) 圖2g給出了晶粒平均尺寸的定量描述 可以看出，未加變質(zhì)劑前平均晶粒直徑為33.7 μm，加入量為0.1%的平均晶粒直徑減少到29.7 μm，加入量為0.3%時(shí)平均晶粒直徑最小(25.8 μm)；但是，當(dāng)加入量為3%時(shí)平均晶粒直徑增大到32.9 μm；比0.3%時(shí)明顯增大，但是比未變質(zhì)構(gòu)件的平均晶粒尺寸小



圖2加入不同量變質(zhì)劑擠壓鑄造件的微觀組織和平均晶粒尺寸

Fig.2Microstructure and average grain size of squeeze casting component with different addition quantity of Al-10Sr modifier (a) 0, (b) 0.1%, (c) 0.3%, (d) 3%, (e) 0 (1000x), (f) 0.3% (1000x), (g) average grain size

圖3給出了熔煉時(shí)Al-10Sr變質(zhì)劑的加入量分別為0、0.1%、0.3%和3%的金屬液在澆注溫度為700℃、模具溫度為250℃、保壓30s條件下擠壓鑄造成形制件的力學(xué)性能 由圖3可見，加入量為0.1%時(shí)制件的力學(xué)性能稍有降低 其原因可能是，鋁鍶變質(zhì)劑較長(zhǎng)的孕育期使合金的元素?zé)龘p增多，使力學(xué)性能降低 而加入少量變質(zhì)劑時(shí)力學(xué)性能提高得不多 加入0.3%的Al-10Sr變質(zhì)劑時(shí)擠壓鑄造成形件的最優(yōu)抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和延伸率分別為221.3 MPa、104.5 MPa和10.3%，分別提高了5.9%、1.5%和20.4% 變質(zhì)劑加入量為3%的制件其力學(xué)性能不如加入量為0.3%的制件，但是與比未加變質(zhì)劑的制件相比明顯提高



圖3加入不同量Al-10Sr變質(zhì)劑制件的力學(xué)性能

Fig.3Mechanical properties of squeeze casting component with different addition quantity of Al-10Sr modifier

2.2 細(xì)化劑對(duì)制件微觀組織的影響

圖4給出了加入0.1%、0.6%和3%的Al-5Ti-B細(xì)化劑擠壓鑄造成形制件的微觀組織 對(duì)比2a、4a和圖4b可以發(fā)現(xiàn)，加入量分別為0.1%和0.6%時(shí)的微觀組織由薔薇晶和等軸晶組成，α-Al相的晶粒尺寸有所降低，但是共晶硅的形貌沒有明顯的變化 而加入3%的Al-5Ti-B細(xì)化劑時(shí)晶粒明顯粗化，薔薇晶顯著增多，但是共晶硅的形貌沒有變化 由圖4d可見，加入0.1%、0.6%的細(xì)化劑時(shí)平均晶粒直徑分別為32.9 μm、31.6 μm，減小了2.3%和6.2% 加入3%的細(xì)化劑時(shí)平均晶粒直徑為51.7 μm，比未加細(xì)化劑時(shí)反而增大了53%



圖4加入不同量Al-5Ti-B細(xì)化劑擠壓鑄造件的微觀組織和平均晶粒直徑

Fig.4Microstructure and average grain size of squeeze casting component with different addition quantity of Al-5Ti-B refiner (a) 0.1%, (b) 0.6%, (c) 3%, (d) average size of grains

圖5給出了熔煉時(shí)Al-5Ti-B細(xì)化劑的加入量分別為0.1%、0.6%和3%的金屬擠壓鑄造成形制件的力學(xué)性能 由圖5可見，隨著細(xì)化劑加入量的增加制件的力學(xué)性能先升高后降低 加入量為0.1%的制件其力學(xué)性能有所提升，但是幅度不大 加入量為0.6%的制件力學(xué)性能最優(yōu)，抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和延伸率為215.6 MPa、106.6 MPa、9.0%，比未加變質(zhì)劑分別提高了3.3%、3.6%和5.1% 加入量為3%的制件其力學(xué)性能顯著降低，比未加變質(zhì)劑時(shí)分別降低了67.8%和74.4% 這表明，過量的鋁鈦硼細(xì)化劑對(duì)合金產(chǎn)生了不利影響，使制件的力學(xué)性能顯著降低



圖5加入不同量細(xì)化劑制件的力學(xué)性能

Fig.5Mechanical properties of squeeze casting component with different quantity of Al-5Ti-B refiner

2.3 熱處理對(duì)制件微觀組織和力學(xué)性能的影響

圖6給出了擠壓鑄造成形制件熱處理前后性能的對(duì)比 如圖6所示，經(jīng)過T6熱處理(固溶545℃/4 h+時(shí)效190℃/4 h)后A356擠壓鑄造件的強(qiáng)度顯著提高，而延伸率降低 經(jīng)過Al-10Sr變質(zhì)和Al-5Ti-B細(xì)化的T6熱處理擠壓鑄造件，其力學(xué)性能高于未經(jīng)變質(zhì)或細(xì)化件的力學(xué)性能 其中Al-5Ti-B細(xì)化處理的擠壓鑄造件熱處理后力學(xué)性能最高：屈服強(qiáng)度為239.3 MPa，抗拉強(qiáng)度為297.5 MPa，延伸率為8.0%



圖6熱處理前后工程應(yīng)力-工程應(yīng)變曲線

Fig.6Engineering stress-strain curve of squeeze casting component before and after T6

圖7給出了在T6熱處理(固溶545℃/4 h+時(shí)效190℃/4 h)后A356擠壓鑄造件的微觀組織形貌 由圖7可見，熱處理后細(xì)小的粒狀共晶硅減小了對(duì)基體的割裂，從而提高了強(qiáng)度 熱處理前普通重力鑄造件組織中的氣孔熱處理后膨脹變大，共晶硅零散分布，且尺寸非常大，形貌呈現(xiàn)出塊狀，而熱處理后擠壓鑄造件的共晶硅為粒狀



圖7擠壓鑄造件熱處理后的微觀組織

Fig.7Microstructure of squeeze casting component with T6 (a) No.8 sample, (b) No.9 sample, (c) No.10 sample

3 討論

鋁鍶變質(zhì)劑對(duì)鋁硅合金凝固的影響 一方面，鋁鍶變質(zhì)劑使A356鑄造鋁合金的熔點(diǎn)提高 研究表明，加入0.4%的Al-10Sr變質(zhì)劑使α(Al)的熔點(diǎn)從646℃提高到652.9℃[41] 熔點(diǎn)的提高使鋁合金熔體的過冷度增大，臨界形核半徑減小和形核率的增加[42,43]，因此在一定程度上細(xì)化了晶粒，如圖2所示；另一方面，游離的Sr原子聚集在Si的生長(zhǎng)界面上進(jìn)孿晶分支，使其沿(100)晶向生長(zhǎng) 而該晶向是最慢的生長(zhǎng)方向，即Sr改變了共晶硅的生長(zhǎng)方式，從而細(xì)化硅相[44] 但是，加入變質(zhì)劑太少其效果有限[45]

此外，鋁鍶合金變質(zhì)的孕育期較長(zhǎng)，加入金屬液內(nèi)后經(jīng)過20~30 min的孕育期才能發(fā)揮作用 其原因是，鋁鍶合金加入金屬液后熔解釋放的Sr4Al化合物在金屬液內(nèi)擴(kuò)散，與Si原子形成新的化合物相Sr2Si2Al，Sr2Si2Al再向金屬液釋放Sr原子，此時(shí)才能起變質(zhì)作用 如圖8的線掃描能譜圖所示，多余的Sr存在于晶界中，晶內(nèi)的含量很小 過多的Sr則以Al4SrSi2的形式存在晶界中，對(duì)組織性能的危害較小，可見鋁鍶變質(zhì)劑的過變質(zhì)現(xiàn)象不明顯 圖8給出了Sr變質(zhì)對(duì)共晶硅形貌的影響 如圖8所示，加入Sr變質(zhì)劑可使共晶硅由變質(zhì)前的針狀或者層片狀演變成有大部分顆粒狀和少部分蠕蟲狀的形貌 其中顆粒狀共晶硅的尺寸大都小于1 μm，顆粒明顯細(xì)化，有利于提高擠壓鑄造件的力學(xué)性能 Al-10Sr變質(zhì)劑能有效細(xì)化共晶硅組織，使其由片狀和長(zhǎng)桿狀細(xì)化成顆粒狀和蠕蟲狀(圖9) 這是變質(zhì)劑能提高制件力學(xué)性能的主要原因，因?yàn)樽冑|(zhì)劑改善了硅相的形貌和分布



圖8Al-10Sr變質(zhì)劑加入量為3%制件的組織掃描能譜

Fig.8SEM image and EDS of squeeze casting component with 3% addition of Al-10Sr modifier (a) SEM image with scanning line, (b) line scanning of Sr element



圖9Al-10Sr變質(zhì)劑加入量為3%制件的組織點(diǎn)掃描能譜

Fig.9SEM image and point scanning EDS of squeeze casting component with 3% addition of Al-10Sr modifier (a) SEM image, (b) point A scanning EDS

加入變質(zhì)劑對(duì)抗拉強(qiáng)度沒有顯著的影響，但是使延伸率顯著提高(圖3) 加入少量的變質(zhì)劑時(shí)只有部分共晶硅組織細(xì)化，所以力學(xué)性能提高的幅度??；而過量的變質(zhì)劑使α-Al組織粗大(圖2d、2g)，降低變質(zhì)的效果，并且產(chǎn)生較多的鍶化物而降低制件的力學(xué)性能 加入質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.3%的Al-10Sr變質(zhì)劑，對(duì)制件的組織和力學(xué)性能有良好作用 加入過量細(xì)化劑，使平均晶粒尺寸增大到32.9 μm(圖2g) Al-5Ti-B細(xì)化劑對(duì)擠壓鑄造件的細(xì)化效果不明顯，其原因可能是Al-5Ti-B細(xì)化劑的主要作用是細(xì)化α-Al TiB2、TiAl3等粒子作為異質(zhì)形核核心且細(xì)化劑使α-Al相的過冷度提高，兩者的共同作用提高了α-Al的形核率[46]，因此也細(xì)化了晶粒(圖4) 鋁鈦硼細(xì)化劑提高制件力學(xué)性能的機(jī)理是使晶粒細(xì)化 晶粒細(xì)化使晶界面積增大，有效阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng) 因?yàn)槲诲e(cuò)難以穿過晶界而只能在晶界前塞積，形成位錯(cuò)墻阻礙后續(xù)的位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，從而使制件的力學(xué)性能提高 晶粒數(shù)量增多、尺寸變小使晶界增多且分布更加均勻，提高了阻礙位錯(cuò)的能力，位錯(cuò)墻也增多，因此力學(xué)性能提高[47] Al-5Ti-B細(xì)化劑的細(xì)化機(jī)理是，加入Al-5Ti-B細(xì)化劑使TiB2粒子彌散分布在金屬液中而TiAl3粒子在TiB2上沉淀析出，然后Al通過包晶反應(yīng)在TiAl3表面形核 TiAl3粒子容易團(tuán)聚沉淀從而失去細(xì)化作用[48]，因此加入過多的細(xì)化劑使細(xì)化粒子更容易團(tuán)聚沉淀，其細(xì)化效果反而下降 這直接影響擠壓鑄造成形件的力學(xué)性能(圖5)

本文T6處理的A356鋁合金擠壓鑄造件的抗拉強(qiáng)度和延伸率(圖6)，大于A356壓鑄件T6處理的261.8 MPa的抗拉強(qiáng)度和4.98%的延伸率[49]，也大于低壓鑄造T6狀態(tài)的247.5 MPa的抗拉強(qiáng)度和4.72%的延伸率[50]，更明顯大于T6狀態(tài)重力鑄造的225 MPa的抗拉強(qiáng)度和1%的延伸率[40] 熱處理能有效提高制件的強(qiáng)度 其原因是，T6熱處理使強(qiáng)化相彌散地分布在基體內(nèi)，使制件由位錯(cuò)強(qiáng)化轉(zhuǎn)變?yōu)閺浬?qiáng)化 熱處理前的微觀組織中共晶硅形貌是片狀和針狀(圖2a、圖2c和圖4b)，熱處理后晶粒粗化明顯，共晶硅的形貌也發(fā)生顯著變化 共晶硅相的尺寸明顯減小，并且逐漸球化，呈現(xiàn)出粒狀，分布較為均勻，如圖7所示 T6熱處理中的固溶將Mg2Si強(qiáng)化相溶解于α-Al基體形成過飽和固溶體，再通過時(shí)效重新析出 而共晶硅在熱處理時(shí)不會(huì)溶解于基體內(nèi)再析出，而是聚集球化 共晶硅在熱處理時(shí)經(jīng)歷熔斷和粒化兩個(gè)階段，熔斷發(fā)生在共晶硅分枝、凹陷這些畸變能較高的部位，粒化就是共晶硅逐漸圓鈍化，對(duì)于重力鑄造組織該過程比較長(zhǎng) 固溶溫度較高時(shí)共晶硅中的Al溶解，使共晶硅變成β-Si [51,52] 熱處理使Mg2Si強(qiáng)化相均勻地分布在基體內(nèi)，使制件的強(qiáng)化機(jī)制由熱處理前的位錯(cuò)強(qiáng)化變成彌散強(qiáng)化，從而使性能顯著提高

圖10給出了熱處理后成形件的拉伸試樣的斷口 加入0.3%的Al-10Sr變質(zhì)劑的擠壓鑄造成形件經(jīng)過T6熱處理后，斷口顯示出明顯的韌窩形貌，是韌性斷裂的特征 但是從放大的SEM照片清晰可見，在斷口中有顯微裂紋 這佐證了，該成形件雖然強(qiáng)度較高，但是延伸率不是特別高(圖6中藍(lán)色曲線所示) 與圖10a相比，加入0.6%的Al-5Ti-B細(xì)化劑的擠壓鑄造件經(jīng)T6熱處理后，其斷口形貌呈現(xiàn)橢圓形韌窩形貌 其放大的SEM圖片顯示，顯微裂紋較少，表明其延伸率較高(圖6中的紅色曲線)



圖10擠壓鑄造成形件熱處理后斷口的形貌

Fig.10Fracture morphology of squeeze casting component (a) low-resolution sample 9, (b) high-resolution sample 9, (c) low-resolution sample 10, (d) high-resolution sample 10

圖11給出了熱處理后制件第二相的透射形貌面掃描能譜圖 圖11a中白色條狀物，就是熱處理后的第二相 圖11b到f分別給出了Al、Si、Mn、Mg、Fe元素的分布圖 可以看到，在第二相上Si元素的含量提高而Al元素則較少，F(xiàn)e、Mn、Mg元素沒有明顯的變化，說明第二相的主要元素是Si A356鑄造鋁合金時(shí)效經(jīng)歷四個(gè)階段: 由固溶后的過飽和固溶體α-Al相轉(zhuǎn)變?yōu)镚.P區(qū)，G.P區(qū)為強(qiáng)化相析出的異質(zhì)形核，是溶解元素的富集區(qū) β″、 β′和β分別是在G.P區(qū)析出的強(qiáng)化相，其中針狀β″相是主要析出相，對(duì)力學(xué)性能的強(qiáng)化效果最好；桿狀β′相是過時(shí)效時(shí)析出的亞穩(wěn)相，其強(qiáng)化效果略差；盤狀β相是平衡相，使強(qiáng)化效果減弱 圖12a給出了強(qiáng)化相的透射形貌，可見析出的強(qiáng)化相其尺寸只有5 nm左右 圖12b給出了強(qiáng)化相的選區(qū)電子衍射斑點(diǎn)，可見排列整齊的十字花樣 對(duì)該花樣斑點(diǎn)進(jìn)行標(biāo)定，晶面距離為0.1348 nm，其晶帶軸為[0 0 1]，確定該強(qiáng)化相為Mg2Si



圖11熱處理后制件晶界的透射電鏡形貌

Fig.11TEM image (a) and EDS mapping images (b) Al, (c) Si, (d) Mn, (e) Mg, (f) Fe



圖12強(qiáng)化相透射電鏡形貌和選區(qū)電子衍射斑點(diǎn)

Fig.12TEM image and selected area electron diffraction (SAED) (a) TEM dark field image, (b) SAED

4 結(jié)論

(1) Al-10Sr變質(zhì)劑對(duì)擠壓鑄造件的共晶Si的形貌、α(Al)的尺寸和力學(xué)性能有明顯的影響 當(dāng)Al-10Sr變質(zhì)劑加入量分別為0.1%、0.3%和3%時(shí)，共晶Si的形貌由片狀和長(zhǎng)桿狀變?yōu)轭w粒狀和蠕蟲狀，α-Al的晶粒尺寸先減少后增大 Al-10Sr變質(zhì)劑的加入量為0.3%時(shí)鑄造件最佳的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和延伸率分別為221.3 MPa、104.5 MPa和10.3%，比未加入變質(zhì)劑分別提高了5.9%、1.5%和20.4% 其主要原因是: Al-10Sr變質(zhì)劑使鋁合金的熔點(diǎn)、增大熔體的過冷和形核率提高，使α-Al的晶粒細(xì)化；Al-10Sr變質(zhì)劑還使Si的生長(zhǎng)方向改變，影響了共晶硅的形貌

(2) 加入0.1%、0.6%和3%的Al-5Ti-B細(xì)化劑時(shí)，鑄造件的晶粒平均直徑分別為32. 9 μm、31.6 μm和51.7 μm 當(dāng)加入0.6%的Al-5Ti-B細(xì)化劑時(shí)，鑄造件的晶粒尺寸比于未加細(xì)化劑時(shí)減小了2.3%和6.2% 隨著Al-5Ti-B細(xì)化劑加入量的增加，擠壓鑄造成形件的力學(xué)性能先增加后降低 加入量為0.6%時(shí)最優(yōu)的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和延伸率分別為215.6 MPa、106.6 MPa和9.0%，比未加入變質(zhì)劑分別提高了3.3%、3.6%和5.1% Al-5Ti-B細(xì)化劑對(duì)力學(xué)性能的影響，是通過對(duì)α-Al晶粒尺寸的影響實(shí)現(xiàn)的 但是，加入過量的細(xì)化劑使α-Al的晶粒尺寸的增加和力學(xué)性能的下降，這與TiAl3粒子的析出和團(tuán)聚沉淀有關(guān)

(3) 經(jīng)過T6熱處理(固溶540℃/4 h+時(shí)效190℃/4 h)、未變質(zhì)細(xì)化和已變質(zhì)細(xì)化的A356擠壓鑄造件，其強(qiáng)度顯著提高、延伸率稍有降低 用Al-5Ti-B細(xì)化處理的擠壓鑄造件熱處理后其力學(xué)性能為: 屈服強(qiáng)度為239.3 MPa，抗拉強(qiáng)度為297.5 MPa，延伸率為8.0% 共晶硅的球化和細(xì)化、構(gòu)件成分均勻化以及Mg2Si強(qiáng)化相在基體中彌散析出，是T6熱處理使擠壓鑄造成形件力學(xué)性能提高的主要原因

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