甘俊旗，文 浩，潘夢鷂，王 鋒，呂小勇，伍思釗

（1.廣東工貿(mào)職業(yè)技術(shù)學(xué)院，汽車工程學(xué)院，廣東 廣州 510510；2.廣東省肇慶市質(zhì)量計(jì)量監(jiān)督檢測所，廣東 肇慶 526070）

隨著新能源汽車行業(yè)和5G 通訊行業(yè)的快速發(fā)展，新能源汽車上的動力總成(如電機(jī))和5G 通訊基站上的通訊單元總成(如有源天線單元，AAU)的功率密度不斷增加，因此，對這些總成上關(guān)鍵金屬部件(如電機(jī)外殼體、電機(jī)定子殼體、AAU 殼體)的散熱性能的要求也隨之增加。提高這些部件材料的導(dǎo)熱(電)性能(由威茲曼-弗蘭茲定律可知，金屬的導(dǎo)熱系數(shù)和電導(dǎo)率成正相關(guān)，在本文后續(xù)的討論中，將導(dǎo)熱性能和導(dǎo)電性能作為同一性能進(jìn)行論述)和力學(xué)性能(提升材料力學(xué)性能可以減小部件本體厚度)是滿足這些部件散熱性能的有效方法。此外，這些金屬部件的形狀都較為復(fù)雜，一般采用鑄造工藝制造。因此，對制造這些金屬部件材料的鑄造性能也提出了較高的要求。Al-Si 系合金是最為常用的鑄造鋁合金，該系合金具有鑄造性能優(yōu)良，比強(qiáng)度高，機(jī)加工性能好，表面美觀且耐腐蝕等優(yōu)點(diǎn)。因此，鑄造Al-Si 系合金是制造新能源汽車和5G 通訊基站上散熱結(jié)構(gòu)件的理想材料。然而，該系合金中粗大片狀的共晶Si 相會降低合金的力學(xué)性能和導(dǎo)電(熱)性能，此外該合金的脫膜性能也不太理想。因此，需要對Al-Si 系合金的成分進(jìn)行優(yōu)化，并對該系合金進(jìn)行適當(dāng)?shù)淖冑|(zhì)處理，以提升合金的綜合性能。

Fe 元素是鑄造鋁合金中最常加入的合金元素。該元素不但能適當(dāng)提升Al-Si 系合金的導(dǎo)電(熱)性能，而且還能有效提升壓鑄鋁合金的脫模性能，從而提升壓鑄生產(chǎn)的效率。然而，F(xiàn)e 元素含量過高會導(dǎo)致大量針片狀β 相析出，對合金的導(dǎo)電(熱)性能和力學(xué)性能都會產(chǎn)生不利的影響。為抑制富Fe 相的有害影響，常使用變質(zhì)元素對富Fe 相進(jìn)行變質(zhì)處理。稀土和Co 元素均能有效變質(zhì)鋁合金中的富Fe 相，從而改善鋁合金的力學(xué)性能和導(dǎo)電(熱)性能。其中，Shi 等研究發(fā)現(xiàn)在使用0.3%的混合稀土變質(zhì)Al-Fe 合金時(shí)，合金中析出的富Fe 相的形態(tài)由連續(xù)分布的網(wǎng)格狀轉(zhuǎn)變?yōu)閺浬⒎植嫉念w粒狀。由于La 不能變質(zhì)富Fe 相，因此，Shi 等推測混合稀土中的Ce 元素是變質(zhì)富Fe 相的主要因素。Zhang 等的研究結(jié)果印證了以上推測。Zhang 等在使用少量的Ce 元素變質(zhì)工業(yè)純鋁時(shí)(含有少量Fe 雜質(zhì))，發(fā)現(xiàn)合金中析出的物相大都為顆粒狀，即富Fe 相和含有Ce 的化合物都為顆粒狀，合金電導(dǎo)率略有提升。然而，當(dāng)Ce 元素加入量過多時(shí)，又會導(dǎo)致析出的含Ce 化合物的形態(tài)發(fā)生改變，由原來的顆粒狀轉(zhuǎn)變?yōu)殚L徑比較大的片狀，從而惡化合金的電導(dǎo)率。沙萌等研究發(fā)現(xiàn)Co 元素能將Al-Si 合金中的富Fe 相由長徑比較大的針片狀轉(zhuǎn)變?yōu)殚L徑比較小的短棒狀或顆粒狀，且Co 元素變質(zhì)富Fe 相存在一個(gè)最佳值。當(dāng)Co 元素的加入量為最佳值時(shí)，Co 元素對富Fe 相的變質(zhì)效果最佳，富Fe 相長徑比最小，合金力學(xué)性能最為理想；當(dāng)Co 元素的加入量超過最佳值后，富Fe 相的變質(zhì)效果有所減弱，富Fe 相長徑比有所增加，合金的力學(xué)性能開始降低。

此外，一些學(xué)者還發(fā)現(xiàn)B 元素能有效細(xì)化鑄造鋁合金中的初生α-Al 晶粒，從而提升合金的力學(xué)性能。合金中Si 元素含量不同，B 元素對初生α-Al 晶粒的細(xì)化效果存在顯著差異。Chen 等研究發(fā)現(xiàn)，合金中Si 元素含量小于4%時(shí)，B 元素對初生α-Al 晶粒的細(xì)化效果并不顯著；當(dāng)合金中Si 元素含量超過4%以后，B 元素對初生α-Al 晶粒的細(xì)化效果隨Si 元素含量的增加而增加。Chen 等深入研究發(fā)現(xiàn)B 元素變質(zhì)處理Al-Si 合金后，熔體在凝固過程中先析出的AlB能成為初生α-Al 相的異質(zhì)形核核心，其形核機(jī)制是：合金在凝固過程中，會先析出細(xì)小的AlB顆粒，然后在該顆粒表面附著一層SiB薄膜。SiB薄膜會加速Al 原子在AlB相表面長大，從而使AlB顆粒起到異質(zhì)核心的作用，并細(xì)化初生α-Al 晶粒。由于SiB薄膜很不穩(wěn)定，只能在凝固過程中短暫存在，在隨后的冷卻過程中SiB薄膜會發(fā)生分解，形成細(xì)小的Si 相和AlB相。Cu、Zn和Ni這3 種元素也都能適當(dāng)提升鋁合金的力學(xué)性能。這3 種元素的中間合金的市場價(jià)格都較為低廉，有一定的工程應(yīng)用價(jià)值。

一些研究發(fā)現(xiàn)，將鑄造鋁合金中共晶Si 相的形態(tài)由粗大片狀轉(zhuǎn)變?yōu)槔w維狀能同步提升Al-Si 系合金的力學(xué)性能和導(dǎo)電(熱)性能。許多稀土元素都能變質(zhì)共晶Si 相，如Sr，Sb，Bi，Ba，La，Yb，Sm，Y等元素。其中，Sr 元素變質(zhì)共晶Si 相的效率最高，且Sr 的價(jià)格較低，因此，在工業(yè)生產(chǎn)中最常使用該元素變質(zhì)共晶Si 相。此外，Sb 元素也有一定的變質(zhì)共晶Si 相的作用，且該元素價(jià)格也較為低廉，但目前Sb 元素變質(zhì)共晶Si 相對Al-Si 系合金導(dǎo)電(熱)性能影響的研究較少。

以上這些元素都能在一定程度上提升鋁合金的力學(xué)性能或?qū)щ?熱)性能。然而，當(dāng)多種合金元素同時(shí)加入鋁合金時(shí)，元素間的交互作用會非常復(fù)雜，它們對合金力學(xué)性能和導(dǎo)電(熱)性能的影響機(jī)制也隨之變得復(fù)雜。正交試驗(yàn)是一種高效、經(jīng)濟(jì)的試驗(yàn)方法，通過合理地設(shè)計(jì)正交試驗(yàn)?zāi)芸焖俜治龊辖鹪貙辖鸶黜?xiàng)物理性能的影響規(guī)律。目前，成熟的商用鑄造鋁合金中Si 元素的含量大都在7%左右，如A356、A319和B319等合金。這些鋁合金中Si 元素的含量適中，能較好地兼顧合金的鑄造性能和力學(xué)性能，因此，具有較好的工程開發(fā)價(jià)值。本研究從鋁合金中常用的幾十種合金元素中挑選9 種較常用的合金元素，并對這些元素進(jìn)行分類。然后以Al-7Si 合金為基礎(chǔ)合金，通過正交試驗(yàn)初步分析各元素影響合金電導(dǎo)率和抗拉強(qiáng)度的主要規(guī)律，為開發(fā)具有工程實(shí)際應(yīng)用價(jià)值的兼具優(yōu)良導(dǎo)電(熱)性能和力學(xué)性能的鑄造Al-7Si 系合金提供有價(jià)值的工藝參考。

1 試 驗(yàn)

根據(jù)以上分析，本研究將Fe 元素含量、初生α-Al 相和富Fe 相變質(zhì)、合金強(qiáng)化和Si 相變質(zhì)，列為正交試驗(yàn)的4 個(gè)因素，每個(gè)因素各設(shè)計(jì)3 個(gè)變量，變量值見表1 所示，并根據(jù)表1 設(shè)計(jì)試驗(yàn)方案，共澆鑄9 個(gè)試樣，如表2 所示。

表1 正交試驗(yàn)表Tab.1 Orthogonal experiment table

表2 Al-7Si 合金正交試驗(yàn)方案Tab.2 Orthogonal experimental scheme of Al-7Si alloy

本試驗(yàn)以工業(yè)純鋁(99.7%)(%為質(zhì)量分?jǐn)?shù)，全文及表同)、工業(yè)純鋅(99.8%)、Al-20Si、Al-20Fe、Al-50Cu、Al-5Sb、Al-10Co、Al-10Ni、Al-10Sr、Al-10RE和Al-3B 中間合金為原材料。利用石墨粘土坩堝在電阻爐(SG2-5-10)中進(jìn)行熔煉，熔煉溫度設(shè)定為750 ℃。熔煉過程中，工業(yè)純鋁和Al-20Si 中間合金都是以塊料形式首先加入到坩堝中，待完全熔化后，再加入其他中間合金或工業(yè)純鋅，以減少合金元素的燒損。待所有原料都完全熔化后，將熔體在750 ℃保溫10 min，以確保各元素能均勻分布于熔體中。保溫結(jié)束后將熔體澆入經(jīng)200 ℃預(yù)熱的鋼制模具中。

本研究使用渦流導(dǎo)電儀(FD-101)測量試樣表面的電導(dǎo)率。測量前，先使用1 000#砂紙打磨鑄件表面，然后用無水乙醇清洗表面，獲得光滑的鑄件表面，同時(shí)去除鑄件表面的氧化層，以減少鑄件表面粗糙度和氧化層對測量試樣電導(dǎo)率的不利影響。測量試樣10 個(gè)不同部位的電導(dǎo)率，取平均值為最終值。每個(gè)成分的合金加工3 個(gè)拉伸試樣，拉伸試樣尺寸見圖1。使用液力拉伸機(jī)(AG-X100KN)測量試樣的抗拉強(qiáng)度，取平均值為最終值。首先，依次采用180#、400#、800#、1 200#、2 000#砂紙對試樣表面打磨，然后，使用拋光機(jī)(MP-2B)研磨拋光試樣表面，最后，使用10%的鹽酸無水乙醇溶液腐蝕試樣表面20～40 min，具體腐蝕時(shí)間根據(jù)腐蝕效果進(jìn)行調(diào)整。腐蝕完成后使用無水乙醇清洗表面。待無水乙醇完全揮發(fā)后再使用掃描電子顯微鏡（scanning electron microscope，SEM）二次電子模式(SEM-SEI)觀測各合金中的共晶Si 相3D 形態(tài)。

圖1 拉伸試樣尺寸Fig.1 Tensile specimen size

2 試驗(yàn)結(jié)果

各合金電導(dǎo)率和抗拉強(qiáng)度測量結(jié)果的平均值及各平均值的標(biāo)準(zhǔn)差見表3 所示。對表3 中的數(shù)據(jù)分別進(jìn)行正交分析，得到表4 和表5。各合金電導(dǎo)率和抗拉強(qiáng)度的標(biāo)準(zhǔn)差都較小，其中電導(dǎo)率的最大標(biāo)準(zhǔn)差(8#合金的0.09 MS/m)不到平均值的0.05%，抗拉強(qiáng)度的最大標(biāo)準(zhǔn)差(3#合金的2.9 MPa)不到平均值的1.5%。為便于分析，本研究以各合金電導(dǎo)率和抗拉強(qiáng)度的平均值作為其性能數(shù)據(jù)進(jìn)行正交分析。

表3 正交試驗(yàn)結(jié)果Tab.3 Orthogonal experimental results

表4 正交試驗(yàn)對電導(dǎo)率的分析Tab.4 Analysis of conductivity by orthogonal experiment

表5 正交試驗(yàn)對抗拉強(qiáng)度的分析Tab.5 Analysis of tensile strength by orthogonal experiment

2.1 電導(dǎo)率

由表4 可知，4 個(gè)因素對合金電導(dǎo)率影響的極差值由大到小的順序分別為：Si 相變質(zhì)(1.22)＞Fe 含量(0.81)＞合金強(qiáng)化(0.46)＞初生α-Al 相和富Fe 相變質(zhì)(0.36)。其中，Si 相變質(zhì)因素的極差值(1.22)在4 個(gè)因素中最大，而0.1%Sr 的值(20.1)在Si 相變質(zhì)因素的3 個(gè)變量的值中最大。由此可見Sr 元素作為變質(zhì)劑可顯著優(yōu)化合金的電導(dǎo)率。此外，F(xiàn)e%因素的極差值(0.81)僅次于Si 相變質(zhì)因素的極差值(1.22)，而0.6%Fe 的值(19.83)在Fe%因素中3 個(gè)變量的值中最大。因此，加入0.6%的Fe 元素可在一定程度上優(yōu)化合金的電導(dǎo)率。

2.2 抗拉強(qiáng)度

由表5 可知，4 個(gè)因素對合金抗拉強(qiáng)度影響的極差值由大到小的順序分別為：Si 相變質(zhì)(19.6)＞合金強(qiáng)化(14.2)＞Fe 含量(10.6)＞初生α-Al 相和富Fe 相變質(zhì)(7.5)。其中，Si 相變質(zhì)的極差值(19.6)在4 個(gè)因素的極差值中最大。在Si 相變質(zhì)因素中，0.4%Sb 的值(215.2)在該因素3 個(gè)變量的值中最大，而0.1%Sr 的值(207.4)僅次于0.4%Sb 的值。由此可見Sb 作為變質(zhì)劑可以顯著優(yōu)化合金的抗拉強(qiáng)度，Sr 對合金抗拉強(qiáng)度的優(yōu)化效果略低于Sb。此外，合金強(qiáng)化因素的極差值(14.2)僅次于Si 相變質(zhì)因素的極差值，因此，可以通過加入適量的合金強(qiáng)化元素以進(jìn)一步優(yōu)化合金的力學(xué)性能。在合金強(qiáng)化因素中，0.5%Zn 的值和“0.5%Ni”的值都為210.8，高于0.5%Cu 的值(196.7)。因此，在Al-7Si 合金中加入0.5%Zn 或0.5%Ni 都能適當(dāng)優(yōu)化合金的抗拉強(qiáng)度。

2.3 微觀組織

通過以上四因素三變量正交試驗(yàn)，初步分析了9 種合金元素對Al-7Si 合金電導(dǎo)率和抗拉強(qiáng)度的影響規(guī)律。以上9 種合金中2#合金的抗拉強(qiáng)度最大，為216.8 MPa。4#合金的綜合性能最為優(yōu)異，該合金的電導(dǎo)率最高，為20.77 MS/m，抗拉強(qiáng)度為216.1 MPa，只比2#合金小0.7 MPa。9#合金的電導(dǎo)率和抗拉強(qiáng)度最低，分別為18.55 MS/m 和179.6 MPa。合金的物理性能與合金微觀組織之間關(guān)系密切，因此，各合金物理性能的差異應(yīng)該與它們微觀組織間的差異存在密切關(guān)聯(lián)。

對比3 種合金(2#，4#、9#合金)的光學(xué)顯微組織，如圖2 所示。其中白色區(qū)域?yàn)槌跎?Al 相，淺灰色區(qū)域?yàn)楦籉e 相，黑色區(qū)域?yàn)楣簿ЫM織。圖2 顯示3 種合金中初生α-Al 相都為枝晶狀，且各枝晶間距和枝晶間隙都沒有明顯的差距；3 種合金中富Fe 相都有兩種形態(tài)：短棒狀（見圖中黑色圓圈所示區(qū)域）和長棒狀(見圖中黑色箭頭所示)，且長棒狀富Fe 相的占比都多余短棒狀富Fe 相，即3 種合金中富Fe 相的形態(tài)也無明顯差異。

圖2 光學(xué)顯微組織照片：Fig.2 Optical microstructure images

圖3(a)～圖3(c)分別為2#，4#、9#合金經(jīng)過深度腐蝕后的SEM 圖，圖3 中左上角的“圖中圖”為黑色箭頭所示部位的能譜圖，能譜圖顯示圖3 中的物相為Si 含量較高的物相。在亞共晶Al-Si 合金中，除少量Si 元素固溶于Al 基體外，大部分Si 元素以共晶Si 相形式存在。由此可知，圖3 中的物相是大部分鋁基體被腐蝕后顯露出的共晶Si 相。圖3(b)和圖3(c)中能譜圖的Al 元素的峰值較高，這應(yīng)該是該部位殘留了少量Al 元素所導(dǎo)致的。對比這3 種合金中的共晶Si 相的形態(tài)，可知3 種合金中的共晶Si 相的形態(tài)和尺寸存在明顯差異。2#合金中的共晶Si 相主要為細(xì)小的片狀，長度在2～5 μm，且細(xì)片狀共晶Si 相的邊緣較為圓滑，見圖3(a)所示。由于使用Sb 元素變質(zhì)共晶Si 相的另外兩種合金(5#、8#合金)的Si 相形態(tài)與2#合金的差異并不顯著，因此，圖3 只列出了2#合金的共晶Si 相SEM 圖。4#合金中的共晶Si 相大都為纖維狀，且難以觀測到片狀共晶Si 相，纖維狀共晶Si 相的直徑在0.1～0.3 μm，見圖3(b)。由于使用Sr 元素變質(zhì)共晶Si 相的另外兩種合金(1#、7#合金)的共晶Si 相形態(tài)與4#合金的差異并不顯著，因此，圖3 中只列出了4#合金的共晶Si 相SEM 圖。9#合金中的共晶Si 相主要為片狀，且片狀共晶Si 相的尺寸較大，最大長度超過20 μm，見圖3(c)所示。由于使用Sr 元素+Sb 元素變質(zhì)共晶Si 相的另外兩種合金(3#、6#合金)的共晶Si 相形態(tài)與4#合金的差異并不顯著，因此，圖3 中只列出了4#合金的共晶Si 相SEM 圖。以上3 種合金中，2#合金和4#合金中共晶Si 相的變質(zhì)效果都較為顯著，合金中都難以觀測到粗大的片狀共晶Si 相；9#合金中共晶Si 相的變質(zhì)效果相對較弱，還存在一定數(shù)量的粗大片狀共晶Si 相。

圖3 共晶Si 相的SEM 照片(深度腐蝕)Fig.3 SEM images of the eutectic Si phase (deeply etched)

3 分 析

試驗(yàn)結(jié)果顯示2#，4#、9#合金的物理性能與其他合金的物理性能的差異最為顯著，其中，2#合金的抗拉強(qiáng)度最大，4#合金的綜合性能最為優(yōu)異，而9#合金各項(xiàng)物理性能最低。因此，本研究通過對比2#，4#、9#合金的微觀組織，分析微觀組織對合金電導(dǎo)率和抗拉強(qiáng)度的影響規(guī)律。光學(xué)顯微組織顯示2#，4#、9#合金中的初生α-Al 相和富Fe 相的形態(tài)無明顯差異，但這3 種合金中共晶Si 相的形態(tài)存在顯著差異。因此，初步推斷合金電導(dǎo)率和抗拉強(qiáng)度的差異主要與合金中共晶Si 相的形態(tài)關(guān)系密切，這可以從各合金元素的含量和正交試驗(yàn)的數(shù)據(jù)得到驗(yàn)證。

除Si 元素外，常溫條件下表1 中的所有合金元素和變質(zhì)元素在Al 基體中的平衡固溶度都小于0.01%(常溫下Si 在Al 基體中的平衡固溶度為0.05%)。因此，當(dāng)合金元素在鋁合金中的含量遠(yuǎn)大于0.01%時(shí)，大多數(shù)元素以脫溶態(tài)形式存在的比例遠(yuǎn)大于以固溶態(tài)形式存在的比例。此時(shí)，合金元素以脫溶態(tài)形式存在對合金導(dǎo)電(熱)性能的影響將顯著增加。脫溶態(tài)的合金元素會以第二相的形式存在于合金中。大量文獻(xiàn)證實(shí)第二相的形態(tài)和尺寸均是影響合金導(dǎo)電(熱)性能的重要因素5-6,。表1 中九種合金的Si 含量(7%)都遠(yuǎn)高于Fe 的含量和其他元素含量，因此合金中共晶Si 相的形態(tài)和尺寸對合金電導(dǎo)率和力學(xué)性能的影響應(yīng)該顯著高于富Fe 相和其他元素的金屬化合物。這一推測可以從正交分析的數(shù)據(jù)中得到進(jìn)一步體現(xiàn)。表4 中的數(shù)據(jù)顯示電導(dǎo)率的正交數(shù)據(jù)中“Si 相變質(zhì)”的極差值明顯高于另外3 個(gè)因素的極差值。

研究發(fā)現(xiàn)0.01%～0.015%的Sr 就能高效地變質(zhì)共晶Si 相，使其形態(tài)由粗大片狀轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)小的纖維狀，這有利于提升合金的導(dǎo)電(熱)性能。4#合金中共晶Si 相的變質(zhì)效果較佳，大部分共晶Si 相轉(zhuǎn)變?yōu)槔w維狀，因此該合金的電導(dǎo)率最為優(yōu)異，為20.77 MS/m；9#合金的變質(zhì)效果最差，合金中存在大量片狀Si 相，因此，該合金的電導(dǎo)率最低，所以在電導(dǎo)率的正交分析中，Si 相變質(zhì)因素的3 個(gè)變量中，0.1%Sr 的值最大。

相較于粗大片狀共晶Si 相，細(xì)片狀共晶Si 相和纖維狀共晶Si 相都能有效減小Si 相對基體的割裂作用，從而提升合金的力學(xué)性能。由于9#合金中共晶Si 相的變質(zhì)效果最差，合金中存在一定數(shù)量的粗大片狀共晶Si 相，這對Al 基體會產(chǎn)生較大的割裂作用，因此，該合金的力學(xué)性能最差。9#合金中粗大片狀共晶Si 相的析出可能是由于變質(zhì)劑Sr 元素與Sb 元素之間發(fā)生了相互毒化作用，導(dǎo)致兩種變質(zhì)劑對共晶Si 相的變質(zhì)作用都大幅減弱，使部分共晶Si 相以粗大片狀形態(tài)析出。2#合金的力學(xué)性能略高于4#合金，這表明細(xì)片狀共晶Si 相對基體的割裂作用略低于細(xì)長的纖維狀共晶Si 相。因此，在抗拉強(qiáng)度的正交分析中，Si 相變質(zhì)因素的3 個(gè)變量中，0.4%Sb 的值最大。由此可見，Sb 元素將共晶Si 相變質(zhì)為細(xì)片狀更有利于優(yōu)化合金的抗拉強(qiáng)度。

其他合金的電導(dǎo)率介于4#合金與9#合金之間，抗拉強(qiáng)度介于2#合金與9#合金之間，導(dǎo)致這一現(xiàn)象的原因應(yīng)該與各合金中合金元素的差異有密切的關(guān)聯(lián)。不同合金元素可能會不同程度地影響Sr 元素或Sb 元素對共晶Si 相的變質(zhì)效果，使Sr 元素變質(zhì)合金或Sb 元素變質(zhì)合金中的Si 相形態(tài)存在微小差異；不同合金元素在鋁合金中所形成的中間相的種類也存在一定差異；各合金元素在Al 基體中的固溶度也略有不同。在這些因素中，哪個(gè)因素是導(dǎo)致各合金電導(dǎo)率和抗拉強(qiáng)度差異的主要原因？這些問題都值得后續(xù)做更多深入的研究。通過對這些問題的研究可以更好地優(yōu)化合金成分和變質(zhì)工藝，以開發(fā)出高導(dǎo)電(熱)/高強(qiáng)度鑄造鋁合金。

4 結(jié)論

本研究通過四因素三變量正交試驗(yàn)，初步分析了常用的9 種合金元素對Al-7Si 合金電導(dǎo)率和抗拉強(qiáng)度的影響規(guī)律，并得到以下結(jié)論：

（1）9 種合金中2#合金的抗拉強(qiáng)度最高，為216.8 MPa；4#合金的綜合性能最為優(yōu)異，電導(dǎo)率最大，為20.77 MS/m，抗拉強(qiáng)度為216.1 MPa；9#合金的抗拉強(qiáng)度和電導(dǎo)率都最低，分別為179.6 MPa 和18.55 MS/m。

（2）通過對比正交試驗(yàn)數(shù)據(jù)的極差值和值可知，Sr 元素作為Si 相變質(zhì)劑能顯著優(yōu)化合金的電導(dǎo)率，在Al-7Si 合金中加入0.6%Fe 能適當(dāng)優(yōu)化合金的電導(dǎo)率；Sb 元素作為Si 相變質(zhì)劑能顯著優(yōu)化合金的抗拉強(qiáng)度，在Al-7Si 合金中加入0.5%Ni 或0.5%Zn 能適當(dāng)優(yōu)化合金的抗拉強(qiáng)度。

（3）Sr 元素能將共晶Si 相的形態(tài)轉(zhuǎn)變?yōu)槔w維狀，Sb 元素能將共晶Si 相的形態(tài)轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)片狀，Sr 元素和Sb 元素同時(shí)加入合金中時(shí)，共晶Si 相的變質(zhì)效果會惡化，并導(dǎo)致粗大片狀共晶Si 相析出。

基于以上結(jié)論，本研究認(rèn)為在開發(fā)兼具高導(dǎo)電（熱）和高強(qiáng)度鑄造鋁合金時(shí)，應(yīng)根據(jù)材料在工程應(yīng)用中的實(shí)際需求有區(qū)別地進(jìn)行合金成分和變質(zhì)工藝優(yōu)化。當(dāng)以導(dǎo)電（熱）性能為首要性能指標(biāo)時(shí)，應(yīng)該以Sr 元素作為主要變質(zhì)元素，優(yōu)化合金成分，并研究(Sr+X)復(fù)合變質(zhì)工藝對合金導(dǎo)電（熱）性能和力學(xué)性能的影響規(guī)律和機(jī)制；當(dāng)以力學(xué)性能為首要性能指標(biāo)時(shí)，可考慮以Sb 元素作為主要變質(zhì)元素，優(yōu)化合金成分，并研究(Sb+X)復(fù)合變質(zhì)工藝對合金力學(xué)性能和導(dǎo)電（熱）性能的影響規(guī)律和機(jī)制。