Al/Mg₂Si复合材料具有制备方法简单、韧性高、比强度高等特点,有着巨大的市场潜力和广泛的应用前景。细小均匀分布的初生Mg₂Si相有利于材料综合力学性能的提高,而呈偏聚分布的初生Mg₂Si相则有利于功能梯度材料的制备。本文以Al-20Mg₂Si合金为研究对象,利用合金化和超声处理来细化初生Mg₂Si相,利用脉冲磁场控制初生Mg₂Si相的分布,制备梯度材料,利用合金化与外场复合处理,进一步改善合金的凝固组织和力学性能。为此,本文首先研究了P、La合金化处理和脉冲磁场处理对合金凝固组织和力学性能的影响,在此基础上,研究了脉冲磁场-合金化复合处理,超声-合金化复合处理对合金中初生Mg₂Si相形态、大小和分布以及合金力学性能的影响,得出以下主要结论:1)P、La及其复合变质条件下,Al-20Mg₂Si合金的凝固组织和力学性能均有所改善。在0⁰.75%范围内,随着P或La含量的增加,合金中的初生Mg₂Si相的尺寸都呈先减小后增大的趋势,转折点均为0.5%;复合变质条件下,初生Mg₂Si相的尺寸最小,与未变质试样相比,减小了63.7%。合金的力学性能变化规律与初生Mg₂Si相的尺寸变化规律基本一致;复合变质条件下,合金力学性能最优,其抗拉强度和伸长率分别比未变质试样提高了40.5%和153%。2)在高电压脉冲磁场作用下,合金中的初生Mg₂Si相表现为粗化、偏聚及梯度分布。在多数实验条件下,初生Mg₂Si相体积分数沿试样心部到边部总体上逐渐增加,可制备初生Mg₂Si相呈连续变化的梯度材料;仅当浇注温度为760℃时,试样边部区域初生Mg₂Si相体积分数有所下降;当脉冲电压为100V,脉冲频率为10Hz或模具温度为400℃时,试样心部基本不含初生Mg₂Si相,初生Mg₂Si相主要分布在试样边部,可制备表面增强自生梯度复合材料。在0³00V范围内,随着脉冲电压的增加,初生Mg₂Si相的等效圆直径先增大后减小,转折点为200V;在1¹0Hz范围内,脉冲频率的改变对初生Mg₂Si相的等效圆直径没有明显的影响;当浇注温度在670⁷60℃范围内或模具温度在200⁶00℃范围内,随着浇注温度的增加或模具温度的降低,初生Mg₂Si相的等效圆直径逐渐减小。试样中初生Mg₂Si相呈梯度分布,则试样的硬度也呈梯度变化;同一合金不同位置的硬度变化规律与初生Mg₂Si相的体积分数变化规律基本保持一致。3)低电压脉冲磁场可以控制初生Mg₂Si相的平均分布宽度,制备Al/Mg₂Si表面增强复合材料。当脉冲电压在0¹75V范围内,脉冲频率在1¹0Hz范围内或模具温度在200⁶00℃范围内,随着脉冲电压、脉冲频率或模具温度的增加,初生Mg₂Si相的等效圆直径逐渐增加;当浇注温度在670⁷60℃范围内,随着浇注温度的增加,初生Mg₂Si相的等效圆直径逐渐减小。随着脉冲电压或浇注温度的增加,初生Mg₂Si相的平均分布宽度先减小后增大,转折点分别为105V和730℃;随着脉冲频率或模具温度的增加,初生Mg₂Si相的平均分布宽度逐渐减小。合金不同区域的硬度不一致,其边部硬度要高于中心区的硬度;不同区域合金的硬度值主要取决于该区域初生Mg₂Si相的体积分数。4)脉冲磁场-合金化复合处理条件下,P和La的加入细化了合金中的初生Mg₂Si相,但同时抑制了初生Mg₂Si相的移动,使得初生Mg₂Si相的体积分数在试样的径向上呈现连续梯度分布,从试样心部到边部逐渐增加,无明显的偏聚分布。高电压脉冲磁场-合金化复合处理条件下,在0³00V范围内,随着脉冲电压的增加,初生Mg₂Si相的等效圆直径先增大后减小,转折点为200V;在1¹0Hz范围内,脉冲频率的改变对初生Mg₂Si相的等效圆直径没有明显的影响;当模具温度在200⁶00℃范围内,随着模具温度的增加,初生Mg₂Si相的等效圆直径逐渐增加。低电压脉冲磁场-合金化复合处理条件下,当脉冲电压在70¹75V范围内或脉冲频率在1¹0Hz范围内,随着脉冲电压或脉冲频率的增加,初生Mg₂Si相的等效圆直径逐渐增加;当模具预热温度在670⁷60℃范围内,随着模具预热温度的增加,初生Mg₂Si相的等效圆直径逐渐增加。合金的硬度在试样的径向上,从心部到边部逐渐增加,呈连续梯度变化;合金不同位置硬度和耐磨性的变化规律与初生Mg₂Si相的体积分数变化规律基本保持一致。5)经超声-合金化复合处理后,合金的凝固组织及力学性能均得到了显著改善,其效果好于单一的超声处理或合金化处理;复合处理条件下,与未处理试样相比,初生Mg₂Si相的尺寸减小68%,抗拉强度提高62.3%,伸长率提高47%。随着超声功率的增加,初生Mg₂Si相尺寸逐渐减小,合金力学性能逐步提高。随着超声处理时间的增加,初生Mg₂Si相尺寸先减小再增加,转折点为730℃,但合金力学性能逐步提高。随着超声处理温度的增加,初生Mg₂Si相尺寸先减小后增加,转折点为730℃,力学性能变化规律与之对应。