【正文】 ℃，560℃，580℃五個(gè)溫度固溶硬度曲線。如圖所示，水冷試樣的硬度總是高于空冷試樣的硬度。，500℃空冷時(shí)硬度比鑄態(tài)低很多，試樣在500℃到540℃硬度上升較慢，但在540℃到560℃時(shí)硬度上升較明顯，在560℃達(dá)到峰值，對(duì)合金起到明顯的強(qiáng)化效果。水冷的硬度曲線隨著固溶溫度的升高而升高，在540℃的時(shí)候達(dá)到峰值。在580℃就出現(xiàn)了過燒（如圖38所示），此組數(shù)據(jù)只供參考。一般說來，為了提高硅在固溶體中的溶解量，改善硅的分布，在保證不過熱、過燒的情況下，固溶溫度盡可能高一些。50μm(a)580℃固溶空冷 (b) 580℃固溶水冷圖38 鋁硅合金過燒顯微組織b)a)圖39是經(jīng)過三次固溶處理的試樣用維氏硬度機(jī)測(cè)出的硬度曲線。除個(gè)別點(diǎn)，一般無論是空冷還是水冷的試樣，560℃下的硬度值總是最高的，隨著溫度的降低，硬度值下降，但固溶次數(shù)對(duì)試樣的硬度無明顯影響。圖39 固溶次數(shù)與水冷空冷硬度變化曲線 分析討論固溶影響鋁合金的硬度主要有兩個(gè)因素，顆粒強(qiáng)化和固溶強(qiáng)化，隨著溫度的升高，部分強(qiáng)化相溶解，使得顆粒強(qiáng)化的效果減弱，但由于形成固溶體，使得鋁合金產(chǎn)生固溶強(qiáng)化，由此可知要綜合兩個(gè)因素共同考慮，來解釋硬度的變化?？绽湓嚇樱?00℃時(shí)，由于強(qiáng)化相部分溶入α相中，但在空氣中的冷卻速度較慢，部分溶入固溶體的過飽和元素從中析出，此時(shí)固溶強(qiáng)化作用減弱；隨著溫度的升高，固溶強(qiáng)化的效果并沒有表現(xiàn)出來，雖然溫度升高，一些元素在過飽和固溶體中的溶解量升高，但由于空冷過程中又有較多析出，所以硬度相比鑄態(tài)沒有太明顯的變化，甚至有所降低，但隨著溫度的升高，固溶強(qiáng)化效果逐漸加強(qiáng)。水冷試樣在500℃固溶時(shí)，由于溫度較低，使得硅在固溶體中的溶解度較小，部分顆粒被溶解，但固溶強(qiáng)化效果還不明顯，所以與鑄態(tài)的硬度差別不大，隨著溫度的升高固溶強(qiáng)化逐漸加強(qiáng)，在520℃時(shí)硬度有所增高，在540℃，硬峰值出現(xiàn)，此時(shí)雖然部分顆粒增強(qiáng)的效果減弱，但固溶強(qiáng)化的效果達(dá)到最大，而在560℃時(shí)，由于硅的粗化以及部分晶界有輕微熔化，所以硬度有所下降。因此，固溶溫度過低，一些強(qiáng)化相不能充分溶解，影響Al合金的強(qiáng)度，但固溶溫度過高，Al合金中的共晶體在加熱過程中出現(xiàn)過燒現(xiàn)象，同時(shí)導(dǎo)致共晶硅粗化。固溶溫度及冷卻方式的不同不僅對(duì)材料力學(xué)性能有影響，對(duì)材料的微觀組織也有很大影響，由圖可知，水冷試樣由于固溶使得第二相及其它合金元素充分溶入α相中，形成過飽和固溶體，在水淬時(shí)，由于冷卻速度達(dá)到臨界冷卻速度，使得合金中的過飽和元素來不及從中析出形成平衡相，而以偽共晶相存在，所以析出來的共晶硅顆粒較少，而空冷的試樣由于冷卻速度較小，使其中部分固溶的元素析出，在金相顯微鏡下就能看出有較多的析出相，但析出產(chǎn)生第二相的分布仍不是太均勻。10μmc)10μmd)10μma)10μmb)(a)540℃固溶空冷 (b)540℃固溶水冷(c)540℃固溶空冷時(shí)效6h (d)540℃固溶水冷時(shí)效6h圖310 540℃固溶和固溶后在175℃時(shí)效顯微組織如圖所示較固溶的顯微組織，經(jīng)過時(shí)效后析出相數(shù)量有所增加，且呈規(guī)則圓形，而原先固溶后的析出相大小不一。如圖d中水冷的析出相數(shù)量少于c圖中空冷的量。10μma)10μmb)10μmc)10μmd)10μme)10μmf)圖311 170℃時(shí)效10h顯微組織圖如圖所示，原來鑄態(tài)在晶界析出的共晶硅已經(jīng)幾乎看不出枝晶狀的形貌，且在100倍下175℃時(shí)效10h共晶硅的分布非常均勻。a)b)c)d)圖312 固溶不同冷卻方式對(duì)200℃時(shí)效硬度的影響圖312是在200℃時(shí)效硬度曲線，空冷的試樣硬度隨著時(shí)效時(shí)間的延長總是低于水冷的，且在時(shí)效時(shí)間為1h時(shí)，空冷和水冷的硬度值都達(dá)到最大，達(dá)到峰值后都隨著時(shí)間的延長而硬度較明顯的下降，但在8h以后下降較緩慢；在500℃固溶的試樣，時(shí)效后水冷試樣與空冷試樣的硬度值有較大的區(qū)別，在520℃和540℃固溶的試樣，水冷與空冷的試樣硬度值的區(qū)別有所減小，在560℃時(shí)效的試樣，水冷與空冷的硬度值區(qū)別較不明顯。a)b)c)d)(d)(c)圖313 固溶不同冷卻方式對(duì)175℃時(shí)效硬度的影響如圖313所示，在175℃時(shí)效，空冷的試樣硬度隨著時(shí)效時(shí)間的延長總是低于水冷；時(shí)效1h水冷和空冷的硬度都有一個(gè)很大的提高，如圖a，500℃時(shí)水冷試樣在4h達(dá)到峰值，而b、c、d圖中520℃、540℃、560℃下固溶的試樣，都是在1h達(dá)到一個(gè)峰值，在隨后的某個(gè)或某幾個(gè)小時(shí)達(dá)到另外的峰值；空冷試樣在第4h或6h達(dá)到峰值，在隨后的8h或10h達(dá)到第二的峰值。a)b)c)d)圖314 不同固溶冷卻方式對(duì)150℃時(shí)效硬度的影響如上圖314所示，在150℃時(shí)效，在一定的時(shí)效時(shí)間內(nèi)，水冷試樣的硬度值總是高于空冷試樣的硬度值，水冷試樣的硬度值在1h硬度變化不大，甚至有所降低，隨后上升速度有所加快，在10h或12h達(dá)到一個(gè)峰值，隨著時(shí)間的延長，硬度有所降低，在14h或在18h又會(huì)有第二個(gè)或第三個(gè)峰值，隨后硬度降低。圖315 不同固溶溫度對(duì)時(shí)效硬度的影響b)a)c)d)e)f)150℃時(shí)效200℃時(shí)效200℃時(shí)效175℃時(shí)效175℃時(shí)效150℃時(shí)效圖315所示，不同固溶溫度下時(shí)效獲得的硬度是有區(qū)別的，560℃固溶后時(shí)效的硬度大體是高于其他溫度固溶的時(shí)效硬度值，且同一固溶冷卻方式同一時(shí)效溫度下，硬度隨時(shí)效時(shí)間的延長變化趨勢(shì)是相同的。圖a、b中150℃時(shí)效，空冷和水冷在1h硬度上升較緩慢，在14h或18h才達(dá)到硬度最大值；175℃和200℃時(shí)效時(shí)，試樣硬度在1h硬度上基本已達(dá)峰值。a)h)b)d)f)c)e)g)500℃固溶水冷520℃固溶水冷560℃固溶水冷540℃固溶水冷520℃固溶空冷500℃固溶空冷540℃固溶空冷560℃固溶空冷圖316 相同的固溶處理不同溫度時(shí)效時(shí)硬度的變化圖316給出了相同的固溶處理不同時(shí)效溫度,硬度的變化情況。175℃和200℃時(shí)效時(shí)，在1h硬度有非常明顯的上升，部分圖上已達(dá)到硬度的最大值，150℃下時(shí)效，在14h以前有一個(gè)較緩慢的上升過程，在14h達(dá)到峰值，150℃下硬度的最大值高于175℃的硬度最高值，175℃下的硬度最高值高于200℃下時(shí)效獲得的硬度最高值。本課題研究的顆粒增強(qiáng)鑄造鋁基復(fù)合材料含有Si、Mg、Zn、Mn、Ti、B等合金元素，其沉淀強(qiáng)化相至少有Mg2Si、MgZn2等。合金經(jīng)固溶淬火處理，形成溶質(zhì)原子和空位的雙重過飽和固溶體[11]。固溶溫度越高，過飽和程度越大，淬火速度越大，固溶體基體晶格產(chǎn)生的畸變?cè)絿?yán)重。固溶處理是溶質(zhì)原子在熱激活條件下溶入基體中形成過飽和固溶體的過程。當(dāng)固溶溫度從500℃提高到520 ℃時(shí)，固溶原子的擴(kuò)散系數(shù)增大，合金的過飽和固溶度提高，溶質(zhì)原子進(jìn)入基體的驅(qū)動(dòng)力增大，因而在晶界和晶內(nèi)的粒子逐漸減少，合金硬度提高。當(dāng)固溶溫度提高到540℃時(shí)，未溶相基本固溶完全，溶質(zhì)原子的溶入增量有限，殘存的一些高熔點(diǎn)的相難以進(jìn)一步固溶，溶質(zhì)原子所帶來的固溶強(qiáng)化效果不大，隨著固溶溫度升高，晶界滑移速度加快，晶粒逐漸長大，引起再結(jié)晶，由于晶粒尺寸過大，導(dǎo)致合金硬度降低。再經(jīng)過時(shí)效，由于固溶處理得到的過飽和固溶體都是具有較高能量狀態(tài)的亞穩(wěn)相，只要可能(如加熱到一定溫度或室溫保持較長時(shí)間)，它就會(huì)向較低能量的穩(wěn)定狀態(tài)轉(zhuǎn)化，從而形成穩(wěn)態(tài)相，而這種轉(zhuǎn)化是通過過飽和固溶體的分解而實(shí)現(xiàn)的，所以固溶處理后通常要進(jìn)行室溫或加熱條件使過飽和固溶體分解的熱處理，即時(shí)效處理[12]。時(shí)效處理時(shí)，合金元素沉淀的過程大多需要經(jīng)過以下四個(gè)階段：a． 形成GP區(qū)Ⅰ。固溶體點(diǎn)陣內(nèi)原子重新組合，出現(xiàn)溶質(zhì)原子的富集區(qū)，點(diǎn)陣畸變?cè)龃?，提高合金的力學(xué)性能。b． 形成GP區(qū)Ⅱ。合金元素的原子以一定比例進(jìn)行偏聚形成GP區(qū)Ⅱ，為形成亞穩(wěn)相做準(zhǔn)備。此時(shí)的合金強(qiáng)度再次提高。c． 形成亞穩(wěn)相即過度相與基體成共格關(guān)系，GP區(qū)Ⅱ逐漸減少，亞穩(wěn)相增多，合金硬度上升。d． 形成穩(wěn)定相，出現(xiàn)的開始硬度達(dá)到最大，它與基體成半共格。同一固溶溫度不同時(shí)效時(shí)間的硬度值,由150℃空冷水冷兩幅時(shí)效圖可知，時(shí)效時(shí)間對(duì)試樣硬度也有明顯的影響,隨著時(shí)效時(shí)間的延長硬度值將會(huì)達(dá)到一個(gè)或多個(gè)高峰，隨后硬度會(huì)有一個(gè)下降。人工時(shí)效是在一個(gè)較高溫度下進(jìn)行的，在時(shí)效初期有一個(gè)停滯階段，硬度上升比較緩慢，稱為孕育期，如150℃水冷圖中所示的2小時(shí)內(nèi)的時(shí)效，幾乎硬度沒有上升，且某些固溶溫度下還有所下降，此處由于固溶強(qiáng)化的效果消失，但時(shí)效硬化還沒有太明顯，由于時(shí)效溫度較低，原子擴(kuò)散較慢，且時(shí)效溫度低，過冷度也較小，這就會(huì)影響到沉淀強(qiáng)化相的形核，且影響到它的長大過程。到了第10個(gè)小時(shí)，硬度達(dá)到了一個(gè)高峰，隨著時(shí)間的延長，在第12小時(shí)硬度有所降低，是其中的一種元素的第二相亞穩(wěn)相已經(jīng)逐漸形成穩(wěn)定相，從而硬度降低，而在14小時(shí)硬度達(dá)到最大值是因?yàn)槠渲辛硪环N元素形成相互疊加的效果。但看200℃空冷水冷兩幅時(shí)效圖可知，由于時(shí)效溫度較高，擴(kuò)散速度較快，第二相形核準(zhǔn)備時(shí)間縮短，使得孕育期消失，在第1小時(shí)硬度就達(dá)到最大，隨著時(shí)間變化硬度逐漸降低但達(dá)到一定時(shí)間硬度降低不再明顯,稱時(shí)效硬度達(dá)到極大值后出現(xiàn)下降的現(xiàn)象為過時(shí)效現(xiàn)象[13,14]。如到第8個(gè)小時(shí)，硬度達(dá)到鑄態(tài)水平，由于在第一小時(shí)第二相就已開始從亞穩(wěn)態(tài)到穩(wěn)態(tài)的轉(zhuǎn)變，所以硬度降低，當(dāng)過飽和固溶元素幾乎全部由過飽和固溶體中以穩(wěn)定相析出后，硬度的降低就不再明顯。綜上所述，溫度越高，達(dá)到峰值的時(shí)間越短，但峰值較低，且孕育期越短；硬度隨著時(shí)間變化，先上升到峰值以后下降，可能有幾個(gè)峰值。（1）在低于共晶溫度下，隨著固溶溫度的升高硬度上升，且水冷試樣的硬度總高于相同溫度固溶空冷試樣硬度，在540℃固溶水冷時(shí)，試樣硬度最高。（2）固溶溫度低于共晶溫度下，固溶溫度越高，時(shí)效后的硬度最高值也越大。（3）時(shí)效溫度越低，時(shí)效達(dá)到峰值的時(shí)間越長，硬度最大值越大；時(shí)效溫度越高，孕育期越短，時(shí)效達(dá)到的最大硬度值越低。（4）該成分合金在560℃固溶水冷，再經(jīng)過150℃時(shí)效10h獲得的硬度值最高。參考文獻(xiàn)[1] 凌愛林. 金屬學(xué)與熱處理[M]. 北京： 機(jī)械工業(yè)出版社，2008.[2] 吳承建等. 金屬材料學(xué)[M]. 北京：冶金工業(yè)出版社，2000.[3] 樊建中，桑吉梅，石力開. 顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料的研制、應(yīng)用與發(fā)展[J]. 材料導(dǎo)報(bào)，2001，（10）.[4] 桂滿昌. 顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料的制備和應(yīng)用[J]. 材料導(dǎo)報(bào)，1996(17)：6571.[5] 龔磊清. 鑄造鋁合金金相圖譜[M]. 長沙：中南工業(yè)大學(xué)出版社，2001.[6] 樊建中. B4C顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料的研究及應(yīng)用開發(fā)[R].“863”項(xiàng)目技術(shù)報(bào)告，2000.[7] 崔忠圻. 金屬學(xué)與熱處理原理[M]. 哈爾濱：哈爾濱工業(yè)大學(xué)出版社，2004.[8] C. S. Tsao，C. Y. Chen ，U. S. Jeng ，et a1. Precipitation kinetics and transformation of metastable phases in Al—MgSi alloys [J]. Acta Materialia，2006，54(17)：46214631.[9] Takeda M，Maeda Y，Yoshida A，et al. Discontinuity of . (I)Zone and θ162。162。2 Phase in an Al2Cu Alloy[J]. Script a Materials，1999，41(6)：643649.[10] 田榮璋. 鑄造鋁合金[M]. 長沙：中南大學(xué)出版社，2006.[11] 陳紹蘭. 鑄造亞共晶AlSi合金顯微組織中α枝晶相的定量分析[J]. 鑄造技術(shù)， 2010，（09）:121503. [12] 陳劍虹，李明娥，余江瑞， 喬及森. 熱處理工藝對(duì)6061鋁合金顯微組織及力學(xué)性能的影響[J] . 蘭州理工大學(xué)學(xué)報(bào)， 2010，(2).[13] Reinhold Braun. Investigations on the longterm stability of 6013T6 sheet [J]. Materials Characterization，2006，56(2)：595.[14] Ch. Blanc，Y. Roques，G，Mankowski. Application of phase shifting interferometer microscopy to studies of the behavior of coarse intermetallic particles in 6056 aluminium alloy [J]. Corrosion Science，1998，40(6)：10191035.致謝本論文是在謝飛老師的悉心指導(dǎo)下完成的。論文課題的選定、實(shí)驗(yàn)及論文的成稿都凝聚著謝老師的心血。謝老師嚴(yán)謹(jǐn)?shù)闹螌W(xué)態(tài)度、淵博的知識(shí)、敏銳的洞察力和兢兢業(yè)業(yè)的工作精神以及高尚的品格深深感染著我，使我終生受益。在學(xué)習(xí)上，謝老師對(duì)我嚴(yán)格要求，言傳身教，對(duì)本論文完成自始至終進(jìn)行了具體指導(dǎo)。在論文完成之際，謹(jǐn)向謝老師致以崇高的敬意和衷心的感謝。在畢業(yè)環(huán)節(jié)期間，材料學(xué)院老師對(duì)作者工作給予了大力支持。在此向各位領(lǐng)導(dǎo)和老師表示衷心的感謝。本論文的完成離不開濃厚的學(xué)術(shù)氛圍以及相互間有益的討論和啟發(fā)，感謝我們實(shí)驗(yàn)小組的每位同學(xué)及孫力、薛忠華兩位研究生。最后還要感謝我的家人，是他們對(duì)我的理解、鼓勵(lì)、支持和關(guān)心，才使我能夠順利完成