郝建飛，于寶義，羅惠馨，史原脊，李潤霞

(1 沈陽工業(yè)大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，沈陽 110870；2 東莞理工學(xué)院 材料科學(xué)與工程學(xué)院，廣東 東莞 523808)

在鑄造Al-Si系合金中，過共晶Al-Si-Cu-Mg合金是一種常用于交通運(yùn)輸工具的輕量化汽車材料，由于具有密度小、耐磨性好、耐蝕性好、線膨脹系數(shù)低、鑄造性能好等優(yōu)點(diǎn)，被廣泛用于制作發(fā)動(dòng)機(jī)活塞，同時(shí)還可以用于制備一些形狀復(fù)雜的零部件，如發(fā)動(dòng)機(jī)缸體、氣缸蓋或底盤部件。由于過共晶Al-Si-Cu-Mg合金成形后組織中有較為粗大的塊狀Si相，會(huì)嚴(yán)重割裂基體。通常采用液態(tài)擠壓的方式成形，來改善Si相的形貌，提高合金的性能[1-3]。而與金屬型重力鑄造和液態(tài)擠壓鑄造相比，半固態(tài)擠壓成形工藝具有以下4方面優(yōu)勢(shì)：可以避免卷氣并能顯著減少疏松問題；生產(chǎn)效率和傳統(tǒng)液態(tài)壓鑄接近，遠(yuǎn)高于鍛造成形；金屬在較低的溫度下成形，可以減少對(duì)模具的熱沖擊，延長模具使用壽命；加工成本遠(yuǎn)低于鍛造[4]。

過共晶Al-Si-Cu-Mg合金是一種可熱處理強(qiáng)化的合金，目前國內(nèi)外有較多學(xué)者對(duì)鑄造Al-Si系合金的熱處理工藝進(jìn)行了較為深入的研究，Alberto等[5]研究了T6熱處理對(duì)AlSi9Cu3(Fe)合金顯微組織和硬度的影響，結(jié)果表明，固溶溫度從450 ℃升高到490 ℃，共晶Si不斷球化，160 ℃時(shí)效處理后，由于組織中析出β″和Q′相，到達(dá)強(qiáng)度峰值。Zhang等[6]研究了固溶溫度對(duì)Al-7Si-0.3Mg力學(xué)性能的影響，固溶溫度從500 ℃升高到560 ℃，共晶Si和α-Al間的應(yīng)力集中降低，同時(shí)伸長率得到提升。Zhang等[7]研究了固溶處理對(duì)Al-16Si-4.5Cu-0.15Mg合金組織及性能的影響。500 ℃固溶8 h，并在170 ℃時(shí)效24 h后，合金力學(xué)性能達(dá)到最佳，繼續(xù)延長固溶時(shí)間，Si相粗化，合金力學(xué)性能下降。目前大多數(shù)學(xué)者通過改變固溶溫度和時(shí)效溫度研究對(duì)合金組織性能的影響，而固溶時(shí)間對(duì)半固態(tài)擠壓成形過共晶Al-Si合金顯微組織及力學(xué)性能的研究較少。

本工作的主要研究目的是通過改變固溶時(shí)間，研究固溶時(shí)間對(duì)半固態(tài)擠壓成形工藝下過共晶Al-Si-Cu-Mg合金Si相形貌，溶質(zhì)元素分布，時(shí)效析出行為以及力學(xué)性能的影響，同時(shí)對(duì)合金的熱處理強(qiáng)化機(jī)制和組織性能演變規(guī)律進(jìn)行了探究，具有一定的指導(dǎo)意義。

1 實(shí)驗(yàn)材料及方法

實(shí)驗(yàn)材料為Al-Si-Cu-Mg合金，采用純鋁錠(99.7%，質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)、純鎂錠(99.8%)和Al-20Si、Al-50Cu合金熔煉配制，經(jīng)SPECTROMAX光電直讀光譜儀測(cè)定，其化學(xué)成分為：Si 17.75%，Cu 4.36%，Mg 0.47%，F(xiàn)e 0.15%，Al余量。

采用電阻爐對(duì)合金鑄錠進(jìn)行熔煉，熔煉溫度為760 ℃，首先將純鋁錠和Al-Si中間合金加入坩堝中，待全部熔化后加入純鎂錠和Al-Cu中間合金。全部熔化后進(jìn)行精煉、細(xì)化和變質(zhì)處理。采用超聲波振動(dòng)設(shè)備制備半固態(tài)漿料，待漿料溫度達(dá)到600 ℃時(shí)，將漿料快速倒入模具中，擠壓成形。

實(shí)驗(yàn)完成后，在Al-Si-Cu-Mg合金鑄錠橫截面的二分之一半徑處取樣，試樣經(jīng)磨制、拋光和腐蝕后，用GX-51型光學(xué)顯微鏡觀察試樣組織，對(duì)每個(gè)試樣進(jìn)行定量的研究。利用Image Plus6.0軟件測(cè)得不同固溶時(shí)間下合金中Si相顆粒的圓整度和平均等效圓直徑，在JMS-6301冷場(chǎng)掃描電鏡上進(jìn)行微觀組織觀察。采用XRD-7000 X射線衍射儀確定合金中的第二相。采用差熱分析儀(DSC)確定合金的相變過程，DSC的掃描速率為10 ℃/min，升溫區(qū)間為50～550 ℃。采用4M00透射電鏡分析合金的時(shí)效析出過程。在WGW-100H材料通用萬能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行力學(xué)性能測(cè)試。其中擠壓試樣如圖1(a)所示，拉伸試樣尺寸如圖1(b)所示。固溶處理工藝溫度為525 ℃，時(shí)間為0～16 h，時(shí)效處理溫度為180 ℃，時(shí)效時(shí)間為12 h。

圖1 擠壓試樣(a)及拉伸試樣(b)尺寸

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果

2.1 固溶處理對(duì)Si相形貌的影響

圖2為不同時(shí)間固溶處理的Si相形貌變化SEM圖，對(duì)基體中初生Si相附近的Cu元素采用EDS線掃，對(duì)應(yīng)的Cu元素分析的EDS能譜圖如圖2右列所示。圖3為不同固溶時(shí)間下共晶Si相的定量學(xué)參數(shù)。從圖2(a-1),(a-2)可以看出，固溶0 h時(shí)合金組織中含有較大尺寸塊狀的初生Si相，共晶Si相彼此互相連接，且棱角較為鋒利，初生Si相周圍富集較高濃度的Cu元素。當(dāng)固溶時(shí)間為1 h時(shí)，初生Si有鈍化的趨勢(shì)，共晶Si開始球化，初生Si相周圍富集的Cu元素大部分固溶到基體中，如圖2(b-1),(b-2)所示。隨著固溶時(shí)間的進(jìn)一步增加，當(dāng)固溶時(shí)間為10 h時(shí)，初生Si變得圓整化，根據(jù)圖3定量計(jì)算結(jié)果可知，此時(shí)共晶Si的平均晶粒尺寸為3.28 μm，圓整度達(dá)到0.72，初生Si周圍基本不存在Cu元素的富集，如圖2(c-1),(c-2)所示。繼續(xù)增加固溶時(shí)間，當(dāng)固溶時(shí)間達(dá)到16 h時(shí)，共晶Si出現(xiàn)粗化、長大現(xiàn)象，共晶Si的平均晶粒尺寸為5.36 μm，圓整度為0.61，此時(shí)初生Si周圍的Cu元素基本全部固溶到基體中，如圖2(d-1),(d-2)所示。

圖2 不同固溶時(shí)間下的Si相形貌變化SEM圖(1)及Si相附近Cu元素分布EDS能譜圖(2)

圖3 不同固溶時(shí)間下Si相的定量學(xué)參數(shù)

圖4為不同固溶時(shí)間下過共晶Al-Si-Cu-Mg合金的XRD譜圖，從圖中可以看出，組織中除了存在Si相和α-Al相，還存在θ(Al2Cu)相和Q(Al5Si6Cu2Mg8)相。固溶前后各衍射峰對(duì)應(yīng)的位置基本未發(fā)生變化。曲線上對(duì)應(yīng)的Si相的衍射峰強(qiáng)度較高，說明組織中的Si相含量較多。隨著固溶時(shí)間的延長，(110)θ，(220)θ，(420)θ對(duì)應(yīng)的衍射峰峰強(qiáng)減弱，說明溶質(zhì)元素不斷固溶到基體中，剩余的第二相尺寸不斷減小。該現(xiàn)象與掃描電鏡的結(jié)果相符合。

圖4 不同固溶時(shí)間下Al-Si-Cu-Mg合金XRD譜圖

2.2 固溶時(shí)間對(duì)過共晶Al-Si-Cu-Mg合金位錯(cuò)密度的影響

圖5為不同固溶時(shí)間下過共晶Al-Si-Cu-Mg合金的位錯(cuò)組織，圖5(a)為鑄態(tài)下合金的位錯(cuò)組織，可以看出半固態(tài)擠壓成形后，由于半固態(tài)擠壓成形過程中，漿料處于半固態(tài)，在擠壓過程中就會(huì)產(chǎn)生塑性變形，導(dǎo)致鑄件中晶格空位和位錯(cuò)聚集的可能性加大，基體組織位錯(cuò)密度較高。當(dāng)固溶時(shí)間為1 h時(shí)，合金內(nèi)部的能量未趨于穩(wěn)定，組織中仍具有較高的位錯(cuò)密度。隨著固溶時(shí)間的繼續(xù)增加，合金組織的位錯(cuò)密度減小。

圖5 不同固溶時(shí)間下Al-Si-Cu-Mg合金的位錯(cuò)組織

在擠壓成形過程中，高壓對(duì)溶質(zhì)擴(kuò)散系數(shù)的影響可用式(1)進(jìn)行表示，而在合金組織中，位錯(cuò)的相對(duì)密度N與合金中的元素濃度C的關(guān)系可用式(2)進(jìn)行表示。

(1)

式中：D為溶質(zhì)擴(kuò)散系數(shù)；R為氣體常數(shù)；T為溶質(zhì)溫度；δ為原子自由程長度；η0為同一溫度的大氣下的黏度；P為作用在熔體上的壓力；V0為同一溫度的大氣下的體積。

(2)

式中：B為積分常數(shù)，由實(shí)驗(yàn)測(cè)得。

隨著固溶時(shí)間的延長，合金基體內(nèi)部的能量趨于穩(wěn)定，析出相長大聚集且數(shù)量減少，彼此間的間隔增加，使圍繞析出相周圍的協(xié)調(diào)應(yīng)變逐漸解除。固溶時(shí)間增加，基體中的位錯(cuò)部分釋放，因此基體中的平均位錯(cuò)密度下降[8-11]。

2.3 時(shí)效析出行為

圖6為過共晶Al-Si-Cu-Mg合金的DSC曲線，從圖中可以看出該曲線共有4個(gè)放熱峰。在加熱的過程中，合金在溫度為115.7 ℃左右出現(xiàn)第一個(gè)放熱峰A，此時(shí)，合金中產(chǎn)生了數(shù)量較多的GP區(qū)；在溫度為240 ℃左右出現(xiàn)第二個(gè)放熱峰B，此時(shí)，合金中主要組織為θ″相[12]；合金在溫度為260 ℃左右產(chǎn)生一個(gè)較大的吸熱峰C，此時(shí)，代表了合金中GP區(qū)的溶解；在溫度為284.5 ℃左右出現(xiàn)第三個(gè)放熱峰D，此時(shí)，主要是合金中形成了亞穩(wěn)相Q′相和θ′相；在溫度為404.3 ℃左右出現(xiàn)了一個(gè)坡度較緩的放熱峰E，此時(shí)，合金中形成了穩(wěn)定相θ相。θ″相，θ′相，Q′相以及Q相的脫溶序列ass→GPZ→θ″→θ′→θ和ass→GPZ→Q′→Q[13-15]。

圖6 過共晶Al-Si-Cu-Mg合金的DSC曲線

圖7為不同固溶時(shí)間下180 ℃時(shí)效處理12 h后的半固態(tài)擠壓成形過共晶Al-Si-Cu-Mg合金的TEM形貌以及對(duì)應(yīng)的SAED衍射花樣。所有的透射照片采集方向均為Al基體的[001]方向。圖7(a)中長度20～30 nm的塊狀和橢圓狀的析出相為Si相。在圖7(b)～(d)中觀察到點(diǎn)狀的彌散的析出相，同時(shí)在圖7(c)，(d)觀察到板條狀的析出相，通過SAED分析確定該點(diǎn)狀和板條狀析出相為Q′相。在基體中觀察到針狀的析出相，通過SAED分析確定該析出相為θ′相。隨著固溶時(shí)間的增加，基體中析出相的數(shù)量和尺寸也在不斷增加，說明隨著固溶時(shí)間的增加，基體中的溶質(zhì)元素不斷固溶到基體中，經(jīng)時(shí)效處理后納米級(jí)的析出相不斷析出。隨著固溶時(shí)間的延長，基體內(nèi)部的溶質(zhì)元素不斷聚集，時(shí)效處理后析出相呈長大趨勢(shì)。

圖7 不同固溶時(shí)間下過共晶Al-Si-Cu-Mg合金的TEM組織

2.4 力學(xué)性能

圖8為不同固溶時(shí)間下過共晶Al-Si-Cu-Mg合金的力學(xué)性能。鑄態(tài)下合金的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別為183 MPa和157 MPa。隨著固溶時(shí)間的增加，合金的強(qiáng)度不斷增加，當(dāng)固溶時(shí)間為1 h時(shí)，達(dá)到第一個(gè)強(qiáng)度峰值，此時(shí)抗拉強(qiáng)度為269 MPa，屈服強(qiáng)度為233 MPa。繼續(xù)增加固溶時(shí)間，強(qiáng)度略有下降，當(dāng)固溶時(shí)間到達(dá)10 h時(shí)，合金到達(dá)第二個(gè)強(qiáng)度峰值，此時(shí)合金的抗拉強(qiáng)度為311 MPa，屈服強(qiáng)度為263 MPa，與鑄態(tài)相比分別提高了69.9%和67.5%。在實(shí)驗(yàn)范圍內(nèi)，當(dāng)固溶時(shí)間為1 h和10 h時(shí)，合金的強(qiáng)度呈現(xiàn)了“雙峰”現(xiàn)象。從不同固溶時(shí)間下合金的伸長率曲線可以看出，隨著固溶時(shí)間的增加合金的伸長率不斷提高，這主要是由于Si相的不斷圓整化，對(duì)基體的割裂作用減小，使得合金的塑性增加，伸長率得到提高。

圖8 不同固溶時(shí)間下過共晶Al-Si-Cu-Mg合金的力學(xué)性能

圖9為不同固溶時(shí)間下合金的拉伸斷口形貌，從圖中可以看出，鑄態(tài)下斷口中的解理平臺(tái)尺寸較大，韌窩數(shù)量較少，合金的斷裂方式屬于韌性斷裂和脆性斷裂混合。經(jīng)固溶處理后，合金的斷口形貌發(fā)生較明顯的變化，隨著固溶時(shí)間的增加合金中的韌窩數(shù)量明顯增加，解理平臺(tái)尺寸減小。當(dāng)固溶時(shí)間達(dá)到16 h時(shí)，由于Si會(huì)出現(xiàn)偏聚長大現(xiàn)象，拉伸之后會(huì)出現(xiàn)較大的解理平臺(tái)，導(dǎo)致合金的強(qiáng)度降低，塑性下降。

圖9 不同固溶時(shí)間下過共晶Al-Si-Cu-Mg合金的斷口形貌

3 討論

3.1 固溶時(shí)間對(duì)顯微組織的影響

不同固溶時(shí)間下共晶Si形貌演變模擬圖如圖10所示。固溶處理過程中Si相形貌的變化就是原子的移動(dòng)和晶粒長大的過程。在鑄態(tài)下共晶Si呈板條狀無規(guī)律地分布在基體中，對(duì)基體產(chǎn)生較大的割裂作用。隨著固溶時(shí)間的增加，共晶Si相發(fā)生頸縮、熔斷。當(dāng)達(dá)到固溶中期時(shí)，共晶Si相尖銳的棱角不斷鈍化，溶解到基體中，此時(shí)Si相在基體中均勻地分布并達(dá)到最大的圓整度。繼續(xù)增加固溶時(shí)間，隨著溶質(zhì)原子的不斷移動(dòng)，在Si相附近發(fā)生聚集，共晶Si相粗化。

圖10 不同固溶時(shí)間下共晶Si形貌演變模擬圖

在一定的溫度下進(jìn)行不同時(shí)間的固溶，合金組織中原子的移動(dòng)適用于Fick第一擴(kuò)散定律，如式(3)所示[16]。

(3)

擴(kuò)散系數(shù)D主要與擴(kuò)散激活能Q和溫度T有關(guān)，如式(4)所示。

(4)

式中D0為擴(kuò)散常數(shù)。

在過共晶Al-Si-Cu-Mg合金中，由于Si相為硬質(zhì)相，鑄態(tài)下組織中Si相棱角較大，易產(chǎn)生應(yīng)力集中，割裂基體。在曲率半徑較大時(shí)也會(huì)產(chǎn)生較大的內(nèi)應(yīng)力，附近質(zhì)點(diǎn)的自由能隨之加大，此時(shí)，溶質(zhì)原子的擴(kuò)散激活能隨之減小，溶質(zhì)原子在基體中的擴(kuò)散速率就加快，Si相的形變能較高，會(huì)加速Si相的鈍化。隨著固溶時(shí)間的延長，Si相的棱角不斷鈍化，基體中的Si含量基本達(dá)到飽和狀態(tài)，原子的擴(kuò)散速率降低。由于驅(qū)動(dòng)力來自Si相的表面能，而Si相越圓整，其表面能越低，導(dǎo)致較大尺寸的Si相不斷“吞并”周圍較小尺寸的Si相顆粒，發(fā)生長大現(xiàn)象。Si相是小平面界面結(jié)晶的晶體，在Si聚集長大時(shí)，非密排面會(huì)逐漸消失，Si相就變成形狀規(guī)則的晶體，此時(shí)，Si相的圓整度降低[13，16-17]。

由于合金采用半固態(tài)擠壓成形，基體中存在較大的空位缺陷，Cu元素快速固溶到基體中，從EDS線掃描曲線和SEM組織中進(jìn)一步可以看出，固溶1 h后Si相附近的Cu元素快速減少。從XRD衍射譜(圖4)可以看出，隨著固溶時(shí)間的增加，Al2Cu的衍射峰強(qiáng)度顯著降低。時(shí)效處理后，納米析出相的數(shù)量和尺寸也在增加。雖然所有合金均采用相同的熱處理制度，但在α-Al基體中形成了不同的析出相。鑄態(tài)合金經(jīng)直接時(shí)效處理后，未觀察到θ′相，說明鑄態(tài)合金中Cu含量較低，首先與基體中的Mg，Si結(jié)合。時(shí)效處理后Q′相最先析出，隨著固溶時(shí)間的延長，基體中的Cu元素不斷增加，析出θ′相，說明Q′相的結(jié)構(gòu)穩(wěn)定性優(yōu)于θ′相，因此Q′相先于θ′相析出。

3.2 強(qiáng)度“雙峰”的形成機(jī)制

傳統(tǒng)的鑄造工藝通常需要較長的固溶時(shí)間。與傳統(tǒng)鑄造工藝相比，半固態(tài)擠壓鑄造Al-Si-Cu-Mg合金在525 ℃固溶體作用1 h和10 h后出現(xiàn)兩個(gè)強(qiáng)度峰值。圖11為不同固溶時(shí)間下，過共晶Al-Si-Cu-Mg合金組織的演變規(guī)律。其中(220)晶面的位錯(cuò)密度采用XRD測(cè)量半定量計(jì)算，如式(5)所示[18]。

圖11 不同固溶時(shí)間下過共晶Al-Si-Cu-Mg合金組織演變規(guī)律

(5)

式中：ρ為位錯(cuò)密度；L為半高寬；b為柏氏矢量。

半固態(tài)擠壓鑄造后，基體產(chǎn)生較大的塑性變形，導(dǎo)致合金的位錯(cuò)密度較高。淬火可獲得高濃度的空位，固溶處理初期溶質(zhì)原子快速溶入基體后使溶劑產(chǎn)生晶格畸變。在固溶初期基體的能量和位錯(cuò)仍較高，晶格畸變產(chǎn)生的應(yīng)力場(chǎng)與位錯(cuò)周圍產(chǎn)生的彈性應(yīng)力場(chǎng)相互作用，使得基體中固溶了大量的Cu原子和少量的Mg原子，Si原子移至位錯(cuò)線附近，降低位錯(cuò)能量，使得位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)受到束縛，位錯(cuò)需要施加更大的外力保證運(yùn)動(dòng)，此時(shí)該合金的變形抗力會(huì)得到提升。同時(shí)時(shí)效處理后細(xì)小彌散的納米級(jí)θ′相和Q′相析出，位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)時(shí)，析出相會(huì)對(duì)位錯(cuò)產(chǎn)生釘扎阻礙作用，此時(shí)位錯(cuò)會(huì)切過第二相粒子繼續(xù)運(yùn)動(dòng)，粒子產(chǎn)生新的表面積，界面能升高，粒子內(nèi)部發(fā)生原子錯(cuò)排，使得合金的強(qiáng)度得到提升。因此合金在較短的固溶時(shí)間內(nèi)會(huì)得到一個(gè)強(qiáng)度峰值[14-15，19-21]。隨著固溶時(shí)間的增加，Si顆粒棱角鈍化，θ(Al2Cu)和Q(Al5Si6Cu2Mg8)相尺寸也在減小，削弱了對(duì)基體的割裂作用，合金基體內(nèi)部能量趨于穩(wěn)定。時(shí)效處理后，大量的θ′相和Q′相均勻彌散地分布在基體中，θ′相和Q′相析出相引起的合金強(qiáng)度的增量Δτ可用式(6)描述[22]：

(6)

式中：G為彈性模量；Φ為柏氏矢量和位錯(cuò)線間夾角的函數(shù)；r為顆粒的平均半徑；λ為顆粒之間的平均距離。由此可得，對(duì)于一定尺寸的θ′相和Q′相顆粒之間的距離對(duì)強(qiáng)化作用也有較大的影響，在析出相體積分?jǐn)?shù)一定的情況下，析出相尺寸的增大會(huì)引起顆粒間距λ的增大，析出相尺寸越小，晶粒間距越短，對(duì)合金的強(qiáng)化作用就越大。當(dāng)固溶時(shí)間為10 h，時(shí)效處理后，從圖7(c)中可以看出，θ′相和Q′相在基體中均勻分布，對(duì)合金基體起到彌散強(qiáng)化作用，此時(shí)析出相之間的平均距離較小，合金的力學(xué)性能會(huì)顯著得到提升。因此在固溶10 h時(shí)到達(dá)了第二個(gè)強(qiáng)度峰值。當(dāng)固溶時(shí)間達(dá)到16 h時(shí)，合金基體中的溶質(zhì)元素會(huì)發(fā)生聚集現(xiàn)象，時(shí)效處理后，析出相θ′和Q′尺寸都較大，此時(shí)位錯(cuò)線會(huì)以繞過機(jī)制為主，同時(shí)析出相晶粒的間距較大，對(duì)合金的強(qiáng)化作用減弱。

4 結(jié)論

(1) 隨著固溶時(shí)間的增加，合金中的初生Si相棱角不斷鈍化，共晶Si不斷圓整化，當(dāng)固溶時(shí)間達(dá)到10 h時(shí)，共晶Si圓整度達(dá)到0.72。繼續(xù)延長固溶時(shí)間Si相開始聚集長大。

(2) 鑄態(tài)下Si相周圍富集較高的Cu元素，當(dāng)固溶時(shí)間增加到1 h，Si相周圍的Cu元素快速減少，固溶到基體中。固溶時(shí)間從1 h增加到16 h時(shí)，θ(Al2Cu)相和Q(Al5Si6Cu2Mg8)相的衍射峰強(qiáng)降低，合金基體中的位錯(cuò)密度大量減少。時(shí)效處理后組織中析出大量針狀的θ′相和短棒狀的Q′相。

(3) T6處理后合金的強(qiáng)度值呈現(xiàn)“雙峰”的現(xiàn)象，固溶處理1 h后，合金出現(xiàn)第一個(gè)強(qiáng)度峰值，此時(shí)抗拉強(qiáng)度為269 MPa，屈服強(qiáng)度為233 MPa，第一個(gè)強(qiáng)度峰主要是由于組織中含有較高的位錯(cuò)密度，析出相對(duì)位錯(cuò)有較強(qiáng)的釘扎阻礙作用。固溶10 h時(shí)，合金達(dá)到第二個(gè)強(qiáng)度峰，此時(shí)抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別為311 MPa和263 MPa。第二個(gè)強(qiáng)度峰主要是由于Si相的細(xì)化以及析出相的彌散強(qiáng)化作用。