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凝固和热处理是铸造Al-Si-Mg合金加工中两个紧密关联的工艺过程。凝固过程主要控制合金中晶粒的大小,以及最大限度地减少缩松、缩孔、宏观偏析等铸造缺陷,而热处理则进一步优化合金强化微观组织并大幅改善其力学性能。因此,凝固与热处理的共同作用是决定合金最终力学性能的关键。近年来,随先进凝固技术的飞速发展,材料凝固组织的非平衡性大幅提高,其对后续热处理过程中固态相变的影响凸显。如何理解非平衡凝固对后续固态相变的影响,并有效控制非平衡凝固和固态相变共同作用下的组织演化,是大幅提高铸造Al-Si-Mg合金性能的重要课题。本文以商用的铸铝Al-Si-Mg（Al-7 Si-0.45 Mg,wt%）合金为研究对象,系统研究了不同非平衡凝固条件下,合金凝固组织的演化规律,以及非平衡凝固组织在后续热处理过程中发生的固态转变行为,分析了不同处理阶段合金微观组织演变对力学性能的影响机理,实现了A356铸造铝合金非平衡凝固和固态相变一体化调控,大幅提高了合金的热处理效率,使合金获得了优异的力学性能。获得以下主要结论:（1）采用C2Cl6对合金熔体进行化学变质精炼处理,当精炼温度为993 K时,合金凝固后的针孔缺陷较少;当精炼处理温度高于或小于993 K,合金熔体精炼效果均较差;在精炼温度（993 K）与浇注温度（953 K）之间,采用过热保温与高纯氩气共同对合金熔体进行处理,可有效地抑制合金凝固组织中发达枝晶的形成以及缩松缺陷的产生;综合利用化学变质剂、熔体过热以及高纯氩气共同对合金熔体进行精炼处理,可以获得微观组织均匀、铸造缺陷较少的优质铸件。（2）采用末端铜模激冷的砂型铸造以及阶梯金属模铸造方法,在较宽冷却速率（0.12-96 K/s）范围内,实现了A356合金的非平衡凝固。结果表明:随凝固初始冷却速率的提高,初生α-Al相的二次枝晶间距（SDAS）与共晶Si尺寸明显减小;Mg、Si元素在基体中的溶解度逐渐增加;快速凝固可一定程度上抑制富Fe金属间化合物相的形成。当冷却速率大于1.2 K/s时,在Al基体中发现大量直径约为20 nm的Si颗粒,且密度随冷却速率的提高而变大;当冷却速率大于20 K/s时,在共晶Si中发现了大量尺寸约为10 nm的Al颗粒。这些多级非平衡凝固组织的形成使得合金突破了强度和塑性互斥的困局,合金的强度和塑性随凝固初始冷却速率的提高而同时提高。（3）在固溶过程中,随凝固初始冷却速率的提高,非平衡凝固组织的共晶Si的球化速率和球化程度均不断提高;低冷却速率下,微观组织中的富Fe相（π-Fe（Al9FeMg3Si5））几乎不发生溶解,而高冷却速率下的富Fe相可发生完全溶解;凝固组织中,Al基体中的纳米尺寸的Si颗粒以及在共晶Si中的纳米尺寸的Al颗粒,不受固溶处理的影响,表现出较高的热稳定性。固溶处理使得合金的强度、塑性均得到改善;峰值固溶处理后,合金的力学性能尤其是塑性得到极大提高,且不改变合金强度和塑性随凝固初始冷却速率的提高而同时提高的规律。（4）峰值固溶试样时效过程中,Al基体中出现了大量的沉淀相,包括自然时效形成的GP区以及人工时效形成的短杆状的亚稳相β′;在凝固初始冷却速率为96 K/s的时效试样中,还发现大量纳米尺寸的孪晶Si。与固溶后试样相比,时效处理后试样中的其它微观组织（二次枝晶间距,Al基体中纳米尺寸的Si颗粒,共晶Si中纳米尺寸的Al颗粒,共晶Si的形貌、尺寸及数量）均未发生明显变化。随凝固初始冷却速率的提高,峰值时效试样Al基体中沉淀相的尺寸逐渐减小、数量逐渐增加,对应合金的硬度、强度逐渐增加,且对应峰值力学性能的时效时间逐渐减少,同时,合金的塑性也逐渐增加。可见,时效处理不改变合金强度和塑性随初始冷却速率的提高而同时提高的规律。（5）采用（轧制+退火处理）的多道次轧制+时效处理的工艺,对冷却速率为96 K/s的试样进行加工处理。经过多道次轧制后,初生α-Al相形貌沿轧制方向被拉长,共晶Si发生显著球化、细化,且在合金中分布非常均匀。同时,相比铸态试样,Al基体中的纳米尺寸的Si颗粒和共晶Si中的纳米尺寸的Al颗粒的形状及数量不受变形处理影响。经过6道次轧制后,合金具有较高的强度（断裂强度为约280 MPa）、超高的塑性（断裂延伸率为35%）,以及较强的加工硬化能力。对轧制试样进行453 K/4 h人工时效处理后,合金强度（断裂强度为375 MPa）明显提高,塑性有所降低（断裂延伸率约为26%）。进一步对合金进行3道次的轧制变形后,合金的屈服强度高达300 MPa,断裂强度高达480 MPa,断裂延伸率为12%。（6）本文研究结果表明,通过非平衡凝固、热处理与塑性变形之间工艺参数的优化对铸造铝合金进行加工处理,可以显著提高合金的强度、改善合金的塑性,获得优异综合力学性能的铸造铝合金。