本文针对亚共晶ZL101合金和近共晶Al Si10Cu0.9Mg0.4合金的性能要求及制造过程愈加绿色精益的产业需求,探索减少铸造生产中回用料缺陷遗传、消除Sr变质后易有针孔缺陷的方法,探索利用铸件余热,缩短固溶处理时间的一体化控性新工艺。通过对比研究不同熔体处理方法、不同固溶处理方式对微观组织和力学性能的影响,分析共晶Si相、Mg2Si相及第三相形貌表征对力学性能影响的变化趋势及内在机理,提出了铝合金液热速处理后,使用稀土Ce复合细化变质的熔体复合处理工艺,以及利用铸件余热直接固溶保温3h再入水淬火、人工时效,可达到最佳力学性能。成功应用于重型柴油发动机CM50飞轮壳产品,搭建了智能化生产线,研究了关键过程工艺参数与产品性能及尺寸精度的相互关系,确定了最佳工艺参数,提升了生产效率及质量稳定性。相应研究获得下述主要结论:ZL101合金DSC曲线在862℃-886℃之间存在微小的热效应变化,对应合金熔体结构发生转变,产生对凝固组织形态的影响。本文通过对ZL101熔体实施热速处理并添加0.2%-0.5%Ce进行细化变质的熔体复合处理,使ZL101合金中α-Al枝晶由粗大的树枝状向等轴状变化,二次枝晶明显变小,共晶Si相从聚集针状向颗粒状转化,弥散分布于α-Al晶粒周边。当Ce含量达到0.45%时,α-Al晶粒尺寸开始变大,枝晶有变粗大趋势,共晶Si开始出现聚集粗化,部分共晶Si尖角状明显。经过热速处理的ZL101合金的铸态强度及伸长率提升5.6%-6.7%,随着熔体复合处理中Ce添加量的增大,ZL101合金的抗拉强度和屈服强度呈先增大后降低的趋势,在Ce添加量为0.4%时,ZL101的铸态力学性能达到最高,抗拉强度和屈服强度分别为183MPa、124MPa。观察一体化热处理后的Al Si10Cu0.9Mg0.4合金和ZL101合金的微观组织,发现两种合金的初晶α-Al相形态与标准T6处理后差别不大;Al Si10Cu0.9Mg0.4合金一体化热处理的共晶Si平均粒径为3.3μm,而标准T6处理的为4.0μm,形态均为纤维状;ZL101合金一体化热处理的样品平均粒径为5.3μm,而标准T6处理的样品平均粒径为4.5μm,形态分别为片状和珊瑚状。两种合金中的强化相Mg2Si在晶界处生长,且基本均依附共晶Si生长,一体化热处理后Mg2Si相的数量比标准T6热处理多,且分布更加弥散。同时发现Al Si10Cu0.9Mg0.4合金经一体化热处理后,铸件组织中出现Q-Al5Cu2Mg8Si6析出相,呈粗大的块状和板片状分布在晶界。共晶Si相及Mg2Si相的形态改善是抗拉强度及伸长率提高的主要原因。Al Si10Cu0.9Mg0.4合金分别采用标准T6热处理,缩短50%固溶时间的T6-3h热处理,以及利用铸件余热并缩短50%固溶时间的一体化热处理新工艺进行试验,结果表明:一体化热处理后的抗拉强度、屈服强度与标准T6处理相当,伸长率比标准T6低约60%。而直接缩短50%固溶处理的T6-3h工艺试样,其抗拉强度、伸长率都明显低于一体化处理工艺。而ZL101合金的相关试验结果与Al Si10Cu0.9Mg0.4合金基本一致。ZL101合金经熔体复合处理和一体化热处理后的α-Al晶粒非常细小,共晶Si相呈较圆整状的短棒状或球状,随着熔体复合处理中Ce含量的增大,共晶Si由大部分的短棒状变为绝大部分的球状,球化效果良好的共晶Si尺寸约2-5μm,均匀弥散分布在基体上,当Ce含量达到0.45%时,共晶Si相尺寸出现增大的趋势。热速处理的ZL101合金一体化热处理后的抗拉强度和屈服强度分别为308MPa和232MPa,比未经过热速处理的ZL101合金分别提高了2.3%和2.2%。当Ce含量达到0.4%时,ZL101合金力学性能达到最大,抗拉强度和屈服强度分别为322MPa和241MPa,断口为混合断裂,当Ce含量达到0.5%时,断口为脆性断裂。ZL101合金添加0.2%Ce的熔体复合处理后实施一体化热处理,与标准标准T6处理相比,试样抗拉强度和屈服强度提升4.3%和3.5%,伸长率保持一致。通过熔炼、铸造、一体化热处理过程工艺参数的优化,成功生产重型柴油发动机CM50飞轮壳产品,实现本体取样抗拉强度大于290MPa,屈服强度230MPa,伸长率大于4.0%,热处理过程节能29%的批量生产。