随着环境及安全意识的提高，交通运输工具轻量化及安全性已经成为一个重大课题，受到广泛关注［1］。铝合金因具有良好的耐腐蚀性能、密度小、比强度高和导热性能好，在交通运输、航空航天等领域得到广泛应用，其中A356铸造铝合金具有优异的成形性能，能够制备各种形状复杂的零件［2-5］。金属熔液在型腔中充形及凝固的时间非常短，对铸件后续处理及性能有着重要的影响。数值模拟不仅能够直观地显示金属熔液充形流动过程及凝固顺序，而且能够预测铸造缺陷的性质、数量和分布，是研究金属凝固过程的重要手段［6-7］。姜巨福等［8］对A356铝合金构件挤压铸造过程进行研究，发现凝固是从熔体与模具的接触面开始，拐角区中心处最后凝固，浇注温度与模具温度升高，凝固时间延长，比压增加能够缩短凝固时间，并通过试验验证在最优模拟工艺参数下，成形件充型完整，表面品质高，组织致密，无铸造缺陷。半固态流变成形可以实现平稳充形，避免充形过程中气体、氧化夹杂卷入，利于压力传递与金属补缩，致密度高，后续热处理效果好［9］。杨依珉等［10］发现半固态流变压铸件相较于传统液态压铸件疲劳性能更好，其密度大于2.62 g/cm3时，在70 MPa应力下，疲劳寿命可达107次。热处理是优化合金力学性能的重要手段，不仅能够改变金属微观组织形貌，而且能够促进机体中新相的形成。姜峰等［2］发现，A356铝合金经T6热处理后，合金中共晶Si棱角变得更加圆润和钝化，从而降低棱角状共晶Si颗粒对合金基体的割裂作用。王慧等［11］发现合金元素固溶度、铸造缺陷、组织形态、尺寸和分布都对热导率有一定的影响，并讨论了合金元素、成形方式、热处理工艺对热导率的影响效果及作用机理。虽然研究者已经对挤压铸造、半固态流变成形技术、热处理工艺进行了大量研究，但关于液态挤压铸造与半固态挤压铸造的对比研究以及热处理对不同成形方式下组织及性能的影响研究鲜有报道。本研究采用数值模拟与试验相结合的方法，考察A356铝合金液态挤压铸造与半固态挤压铸造充型及凝固过程，对金属型铸造、液态挤压铸造、半固态挤压铸造试样进行固溶时效处理，其显微硬度、抗拉强度、伸长率、热导率进行分析，研究不同成形方式下试样内部组织演化及其与性能之间的关系，为铝合金制备及性能优化提供参考。1试验材料及方法选用A356铝合金进行试验，其成分见表1。图1为A356铝合金的DSC曲线与JMatPro软件模拟的凝固曲线。从图1可知，模拟结果与DSC试验结果相一致。因此，以模拟结果数值作为合金熔炼、铸造与热处理的参考。10.15980/j.tzzz.2024.02.008.T001表1A356铝合金的化学成分Tab.1Chemical composition of A356 aluminum alloywBSiMgFeTiCuZnAl7.060.270.1150.0970.0010.01余量%10.15980/j.tzzz.2024.02.008.F001图1A356合金的DSC和凝固曲线Fig.1DSC and solidification curves of A356 alloy用SG-7.5-10电阻炉熔炼A356铝合金。当温度达到720 ℃时，使用C2Cl6（质量分数为1%）进行精炼，除气、除渣后静置。使用传统金属型铸造作为对比试验，分别进行液态挤压铸造与半固态挤压铸造。液态成形一般选择高于熔点80 ℃铸造，而半固态挤压铸造选择液相率在50%~70%，故根据图1凝固曲线选择金属型铸造与液态挤压铸造温度为700 ℃，半固态挤压铸造温度为590 ℃（液相率为61.62%）。将700 ℃的A356熔液浇注到预热温度为250 ℃的金属型中，获得金属型试样。使用700 ℃的熔液进行挤压铸造，其中挤压筒与模具预热温度均为250 ℃，压射力与比压分别为784 kN和101 MPa，保压15 s。半固态挤压铸造过程为：将定量精炼待用的700 ℃铝液倒入带有电磁搅拌装置的滚筒中，在滚筒激冷作用下铝液迅速降温，同时在滚筒旋转与电磁搅拌作用下晶粒发生破碎游离，制备出具有大量圆整初生铝相的半固态浆料，然后迅速进行半固态挤压铸造，滚筒出口半固态浆料温度为590 ℃，挤压参数与液态挤压铸造相同。根据模拟凝固曲线结果，选择在530、540、550和560 ℃下对3种成形方式的试样进行4 h固溶处理（T4），最后将540 ℃固溶4 h试样在180 ℃下进行3、6、9、12和15 h时效处理（T6）。使用线切割制备金相、导热、拉伸试样。将试样进行磨抛，在体积分数为0.5%的HF溶液中腐蚀。采用4XG-MS光学显微镜与扫描电镜观察金相组织及共晶Si形貌，并对晶粒尺寸进行统计。使用D/max-2400型X射线衍射仪进行物相分析，利用WDW-1000型万能试验机进行拉伸试验，拉伸速率为1 mm/min，拉伸试样尺寸与文献［5］一致，并观察断口。采用HV1000B维氏硬度计进行合金硬度测试，分别用LFA457激光导热分析仪与STA449C同步热分析仪测量热扩散系数与比热容并计算热导率（λ）：λ=αρc （1）式中，α为热扩散系数，mm2/s；ρ为密度，g/cm3；c为比热容，J/（g·K）。2试验结果与分析2.1数值模拟与试验结果将模型导入ProCAST软件，铸件材质为A356铝合金，模具材质设为H13钢。以四面体网格对模型进行网格划分，需保证模型的薄壁处至少有3层网格，以保证计算精度。模拟时，挤压过程中的传热系数设置为：①模具与模具、模具与冲头之间接触的部位选用EQUIV选项；②铸件与模具接触的部位选用COINC选项；③模具与外界环境的传热方式为空冷，环境温度设置为30 ℃。分别对液态挤压铸造与半固态挤压铸造充形凝固过程进行数值模拟，模拟参数与试验参数相同，模拟过程及缺陷预测分别见图2和图3。从图2a可知，液态挤压铸造时，熔体流动性大，沿压力方向快速充型部分熔液从上向下回流，心部最后充形。由于铸件排气孔在充型完成前已经存在熔体，因此会与型腔同时凝固，故排气及补缩效果较差，极易在铸件上部形成孔隙，见图3a。而半固态挤压铸造（见图2b）熔体温度低且存在一定的固相颗粒，流动阻力大、流动性较低，熔体在压力作用下自下而上平稳充形，排气孔最后充型，利于排气和补缩，因此铸造缺陷（孔隙）较少，见图3b。在700 ℃进行挤压铸造时，熔体温度高，充型1.06 s后才开始凝固，见图2e。型腔上部较薄，在7.75 s时已经全部凝固，而型腔下部较厚，热量多，完全凝固所需的时间较长， 68.06 s后才完全凝固。半固态浆料温度低且具有约40%的固相，充型过程中就开始凝固，2.58 s时型腔上部已完成凝固，整个凝固时间仅为34.46 s。虽然液态挤压铸造与半固态挤压铸造充型顺序与凝固时间不同，但凝固顺序相同，这主要是因为上部熔体流动时间长、温度低，且型腔薄，所以最先凝固。10.15980/j.tzzz.2024.02.008.F002图2A356合金的充形过程模拟Fig.2Filling process simulation of A356 alloy10.15980/j.tzzz.2024.02.008.F003图3不同成形方式下A356合金的缺陷预测及铸件模型Fig.3Defects prediction and model of A356 alloy by different forming process图4为挤压铸造件不同位置的金相组织。从图4a可知，液态挤压铸造组织主要由树枝晶组成，a、b处晶粒平均尺寸约为44.51 μm，c处晶粒平均尺寸约为40.32 μm，d处晶粒平均尺寸为38.21 μm，e、f处晶粒平均尺寸约为36.64 μm。晶粒尺寸变化主要由充型及凝固过程决定。由于a、b处充型距离远，熔液与模具接触会形成激冷晶并不断长大，且凝固过程受压力作用较小，因此晶粒尺寸最大。e、f处充形距离短，当熔液充满型腔后开始凝固，凝固阶段压力大，故晶粒尺寸最小。从图4b发现，半固态挤压铸造组织主要由球状晶粒或者蔷薇状晶组成，同样a、b处晶粒尺寸最大，约为78.32 μm，d处稍小，约为72.68 μm，c处次之，约为64.28 μm，e、f处最小，为61.62 μm。根据下式获得不同成形方式下铸件密度与孔隙率（见图5）。10.15980/j.tzzz.2024.02.008.F004图4A356合金挤压件不同位置金相组织Fig.4Microstructure of the extruded parts at different positionsμ=ρ0-ρρ0×100%（2）式中，μ为孔隙率；ρ为采用排水法测得的实际密度；ρ0为理论密度。10.15980/j.tzzz.2024.02.008.F005图5不同成形方式制备A356铝合金的密度及孔隙率Fig.5Density and porosity of A356 aluminum alloy prepared by different forming methods从图5可以看出，挤压铸造时合金密度显著增加，孔隙率降低，半固态挤压铸造试样密度达到2.66 g/cm3，孔隙率仅为0.49%，非常接近理论密度。这与数值模拟结果相一致，即半固态挤压铸造组织比液态挤压铸造致密。2.2固溶处理对组织及性能的影响图6为不同固溶温度下A356的金相组织。经固溶处理后，α-Al基体晶粒形貌与铸态相同，但晶粒稍有长大。这主要是因为固溶温度相差不大，不同温度处理后晶粒尺寸基本相同。对晶粒尺寸统计后发现，金属型铸造平均晶粒尺寸为156.39 μm，增长率仅为13.4%；液态挤压铸造平均晶粒尺寸为57.44 μm，相比铸态增长率高达32.1%；半固态挤压铸造平均晶粒尺寸为81.65 μm，增长率为21.8%［5］。在固溶处理过程中，因存在残余应力，造成晶粒热稳定性较差，因此出现少量晶粒长大现象。液态挤压铸造残余应力大、原始晶粒尺寸小，故增长率最大，而金属型铸造原始晶粒尺寸大、残余应力小，所以增长率最小。在560 ℃固溶时，金属型铸造晶界变粗，出现明显的黑色三角区。研究认为，这是固溶温度过高而引起部分低熔点相熔化的过烧现象。液态挤压铸造组织在压力作用下凝固，凝固速度快，晶粒、晶界较小，黑色三角区不明显。半固态挤压铸造没有看到黑色三角区，说明半固态挤压铸造能够在一定程度上提高合金的固溶过烧温度。这主要是因为半固态浆料温度低，因此冷却速度更快，剩余液相能够快速凝固，剩余液相凝固形成的晶粒、晶界更加细小。在固溶过程中晶界中的元素更多固溶在δ-Al晶粒中，而挤压铸造尤其是金属型铸造晶粒、晶界粗大，溶质原子保留在晶界，在过热过程中晶界处的多元固溶体熔点低，容易过烧，因此半固态能够提高合金的固溶温度。相比于铸态组织，晶界上原本粗大的共晶Si相彼此分裂、尺寸减小、形貌圆整，Si相整体分布更加均匀，偏聚减少［12］。由于共晶Si对导热、力学性能有重要的影响［13］，因此对540 ℃固溶处理后共晶Si尺寸及形貌进行统计（结果见图7）。发现固溶处理后共晶Si尺寸集中在1.5 μm左右，金属型铸造液态挤压铸造和半固态挤压铸造Si的圆整度分别为0.571、0.741和0.748。对比铸态组织可知，固溶处理对共晶Si的细化和球化效果十分显著［5］。从图7c发现，固溶处理后Mg2Si峰完全消失，这主要是因为固溶处理过程中Mg元素完全溶解在铝基体中，快速冷却后短时间的常温放置，不满足Mg2Si析出的动力学与热力学条件，因此检测不到Mg2Si相。10.15980/j.tzzz.2024.02.008.F006图6不同固溶温度和工艺下A356合金的金相组织Fig.6Microstructure of A356 alloy under different solution temperatures with different processes10.15980/j.tzzz.2024.02.008.F007图7540 ℃固溶温度下A356合金共晶Si尺寸、形貌及相组成Fig.7Phase composition， morphology and size of eutectic Si phase of the A356 alloy at 540 ℃图8为不同固溶温度和铸造方式下A356合金的力学性能。从图8a可以看出，金属型铸造合金的抗拉强度和硬度在540 ℃时最大，分别为210.15 MPa、65.6 HV。原因是金属型铸造冷却速度低、晶粒尺寸大，加之晶界偏析严重。在550 ℃固溶时，可能已有部分晶界过热，因此抗拉强度降低。液态挤压铸造冷却速度快，晶粒尺寸小、偏析程度低、过热温度高，其抗拉强度与硬度（HV）在550 ℃达到峰值，分别为230.64 MPa，72.3，见图8b。通过数值模拟可知，半固态挤压铸造冷却时间短于液态挤压铸造，组织致密、孔隙率小。因此，随着固溶温度上升，抗拉强度与硬度（HV）逐渐升高，在560 ℃时达到最大，分别为242.37 MPa与82.6，见图8c。金属型铸造与液态挤压铸造铸件的抗拉强度在560 ℃固溶处理后明显下降，结合显微组织可知，这是过烧引起的。530 ℃固溶时，Si在Al中的固溶度已经达到1%［14］，且随着温度的升高而增大。合金原子溶入基体，造成晶格畸变，增加基体位错密度，促使硬度与抗拉强度增加。固溶过程中，共晶Si向基体中溶解并发生球化，改善了共晶Si形貌，因此伸长率也有所增加。但550 ℃固溶处理后，液态挤压铸造合金伸长率开始下降，这是因为合金在540 ℃已充分固溶，继续升温对溶解度和共晶Si球化效果影响不大，还会导致晶界上个别剩余的脆性共晶Si相异常粗化长大，降低合金韧性。金属型铸造伸长率变化不大，这是因为金属型铸造孔隙率高，伸长率受孔隙率影响较大。半固态挤压铸造在550 ℃时伸长率达到峰值，为15.3%。当温度升高到560 ℃时，伸长率保持基本稳定。由此可知，半固态挤压铸造更耐高温固溶处理。原因是半固态挤压铸造时熔体温度低，存在圆整的初生晶粒，而且冷却速度快、组织细小、成分均匀、孔隙率低，因此组织更耐高温固溶处理，导致强度、硬度和伸长率更高。10.15980/j.tzzz.2024.02.008.F008图8不同固溶温度下A356合金的力学性能Fig.8Mechanical properties of A356 alloy under different solution temperatures图9为不同固溶温度下A356合金的热导率和热扩散系数。可以看出，随着固溶温度升高，热导率及热扩散系数均呈先上升后下降的趋势，在550 ℃达到峰值。金属型铸造的热扩散系数变化速率较挤压铸造更加明显。研究发现，细小的球状共晶Si对电子的散射作用比铸态粗大的共晶Si对电子的散射作用要小得多［15］，能提高电子的平均自由程，使合金的热导率提高。固溶处理后针状粗大的共晶Si大量球化，且随着温度升高球化效果越明显，因此热导率不断提高。当固溶温度为560 ℃时，共晶Si球化效果相对550 ℃没有明显改善甚至发生粗化，且部分晶界过烧熔化，致使热导率及热扩散系数下降。金属型铸造的原始共晶Si尺寸较大、球化效果明显。因此，随着固溶温度升高，热导率及热扩散系变化更加明显。合金中元素固溶在基体中能够减小热导率［16］，在相同固溶处理条件下，金属型铸造晶粒尺寸大、晶界较少，固溶程度低，因此热导率及热扩散系数大于液态挤压铸造与半固态挤压铸造。结合组织、抗拉强度、显微硬度、伸长率及热扩散系数综合选择，金属型铸造性能的最佳固溶温度为540 ℃。10.15980/j.tzzz.2024.02.008.F009图9不同固溶温度下A356合金的热导率与热扩散系数Fig.9Thermal conductivity and thermal diffusion coefficient of A356 alloy under different solution temperatures2.3时效处理对组织及性能的影响图10为540 ℃固溶4 h后，180 ℃不同时效时间下的金相组织。可以看出，时效后α-Al晶粒未发生明显变化，图11和图12为180 ℃×12 h时效后共晶Si形貌、尺寸分布及相组成。可以看出，固溶状态共晶Si尺寸分布集中在4.5 μm左右，液态挤压铸造共晶Si圆整度为0.752，长径比为2.28，半固态挤压铸造共晶Si圆整度为0.764，长径比为1.55。在时效过程中过饱和固溶体中的Si原子会依附共晶Si生长，因此共晶Si发生了不同程度粗化。由于挤压铸造试样固溶时，球化比较充分，所以时效后球化效果不明显。金属型铸造试样共晶Si粗大，固溶时球化不充分，在时效过程中仍处于球化阶段，经180 ℃×12 h时效，圆整度提高到0.613。X射线衍射图谱中发现（图12c），时效处理后出现了Mg2Si相。这是因为经固溶处理后Mg、Si原子处于过饱和的不稳定状态，随着时效时间延长，淬火时保留的过饱和固溶原子逐渐析出，Mg原子与部分Si原子结合并最终演化成稳定的第二相［17］。经过时效处理后，球形共晶Si粒子分布在晶界，弥散的Mg2Si相则分布在共晶Si之间［18］。10.15980/j.tzzz.2024.02.008.F010图10180 ℃不同时效时间下A356合金的金相组织Fig.10Microstructure of A356 alloy aging at 180 ℃ for different durations10.15980/j.tzzz.2024.02.008.F011图11180 ℃×12 h时效后A356合金中共晶Si相的形貌Fig.11Morphologies of eutectic Si phase in A356 alloy with aging treatment at 180 ℃ for 12 h10.15980/j.tzzz.2024.02.008.F012图12不同时效时间下A356合金中共晶Si尺寸分布、形貌及合金相组成Fig.12Size distribution， morphology，phase composition of eutectic Si in A356 alloy after aging treatment at 180 ℃ for different durations经固溶处理后A356铝合金保留了高温下溶质与空位浓度，溶质和空位的双过饱和状态为第二相析出提供了动力学条件，充分时效后能够提高合金的力学性能，见图13和图14。从图13b和图13c可以看出，液态挤压铸造与半固态挤压铸造的抗拉强度随着时效时间的延长，呈先增大后缓慢减小的趋势，抗拉强度在12 h达到峰值，分别为291.95 MPa和294.72 MPa，此时显微硬度（HV）与伸长率分别为90.5、92.5和10.1%、12.2%，而显微硬度（HV）在9 h达到峰值，分别为92.5和95.0，此时抗拉强度与伸长率分别为276.03 MPa、283.51 MPa和9.7%、13.2%。时效初期Mg、Si原子在铝基体的晶面上聚集，形成与基体共格的G.P.区，位于边界上的原子被母相和G.P.区所共有。为同时适应两种不同原子排列形式，共格边界附近产生弹性应变，造成晶格严重畸变，阻碍位错运动，合金抗拉强度与显微硬度较固溶时有所提升。随着时效进行，Mg、Si原子进一步富集并趋向有序化，迅速长大并形成亚稳β″相，大量析出相及固溶应力场对位错原子团的移动起到钉扎作用，致使合金的显微硬度最高。当时效时间进一步延长，Mg、Si原子在β″相的基础上进一步富集形成β′相，强化效果减弱，硬度开始稍有下降。继续延长保温时间，开始析出稳定的β相，而稳定的β相会继续粗化长大，导致强度与硬度降低［19］。由于第二相阻碍位错滑移，因此随着抗拉强度与显微硬度的增加，合金的伸长率不断下降。从图13a可以看出，不同于液态挤压铸造与半固态挤压铸造，金属型铸造没有出现明显的强度与硬度峰值，伸长率保持稳定。这主要是因为金属型铸造冷却速度小、晶粒尺寸大、时效过程相对缓慢，且金属型铸造缺陷多，伸长率主要受铸造缺陷影响，对第二相敏感度低。金属型铸造试样在时效3 h硬度略微下降。这可能是因为时效时间短，强化相析出量较少而残余应力被释放导致的。10.15980/j.tzzz.2024.02.008.F013图13不同时效时间下A356合金的力学性能Fig.13Mechanical properties of A356 alloy with the different aging time10.15980/j.tzzz.2024.02.008.F014图14不同时效时间下A356合金的热导率及热扩散系数Fig.14Thermal conductivity and thermal diffusion coefficient of A356 alloy under different aging time从图14可知，时效初期（0~9 h），随着时效时间延长，液态挤压铸造与半固态挤压铸造合金的热导率持续上升。当达到时效峰值附近（9~12 h），继续延长时效时间，合金热导率的提升速度减缓。到达时效峰值之后，进一步延长时效时间，并不能改善合金的导热性能，甚至在半固态挤压铸造中明显下降。这是由于在时效过程中，析出相的形成消耗了基体中能够阻碍电子运动的固溶原子和空位，减少了因元素固溶而引起的基体晶格畸变，降低了α-Al基体的缺陷密度，削弱了电子的散射作用。因此，随着时效时间增加，合金的热导率上升。时效前后组织中最显著的差异是Mg2Si相的析出。固溶过程中，进入基体晶粒内的Mg原子和部分Si原子在时效过程中析出并演化形成Mg2Si强化相，一方面形成了弥散强化，另一方面也减轻了晶格畸变，在提高合金显微硬度与抗拉强度的同时也改善了合金的导热性能。挤压铸造试样晶粒尺寸小、固溶程度高，在时效前后晶格畸变明显，析出相数量多，因而在时效过程中热导率大幅提升，其中半固态挤压铸造试样在9、12 h时热导率分别达到191.82、192.79 W/（m∙K）。可以认为，在挤压力作用下，合金原子的固溶效果得到提升，虽然会对热导率产生暂时的限制，但只要后续进行充分的时效处理，这些固溶原子就能析出，形成晶间第二相，提升合金的热导率。另外，金属型铸造固溶处理时，进入基体的合金原子较少而获得了较高的热扩散率与热导率。因此，即使是充分时效后，晶格畸变的回复量不足，析出相的数量也较少，使得材料热导率变化很小。综合分析不同成形方式及热处理状态晶粒尺寸、共晶Si相形貌、合金元素分布及导热性能发现，大量的共晶Si破碎、球化是A356铝合金力学性能与导热性能上升的主要原因。经过T6热处理的A356铝合金，拥有细小圆整的共晶Si、弥散分布的第二相与较低的晶格畸变量为自由电子打开运动通路，减少电子散射的发生，提高能量传导的效率，使合金拥有卓越的导热性能。综合金相组织、抗拉强度、显微硬度、伸长率及热扩散系数，得出最优时效时间为9 h。3结论（1）通过数值模拟，发现液态挤压铸造时，合金液沿压力方向快速充型，部分A356合金液从上向下回流，心部最后充型，68.06 s后完全凝固。半固态挤压铸造时，合金液在压力作用下自下而上平稳充型，有利于排气和补缩，凝固时间仅为34.46 s。模拟结果与试验结果一致。挤压铸造致密度远远高于金属型铸造，半固态挤压铸造孔隙率仅为0.49%。（2）经固溶处理后A356合金中α-Al基体晶粒形貌不变，尺寸稍微长大，共晶Si尺寸明显减小并球化。随着固溶温度升高，A356铝合金的抗拉强度、显微硬度、伸长率和热导率均呈先增加后减小的趋势，但是半固态挤压铸造力学性能无明显下降。（3）在时效过程中共晶Si进一步球化、粗化，并析出弥散分布的Mg2Si强化相，随着时效时间延长，A356合金抗拉强度、显微硬度、伸长率和热导率先增加后减小，在9 h时性能最优，而金属型铸造试样的热导率在时效过程中基本保持不变。（4）在540 ℃×4 h固溶+180 ℃×9 h时效后半固态挤压铸造A356合金性能最佳，抗拉强度、显微硬度（HV）、伸长率和热导率分别为283.65 MPa、95.0、13.2%和191.82 W/（m∙K）。