由图6 可见，升温过程中从77 K 升温至165 K 阶段，基体含量(BPN)逐渐减小;从165 K 继续升温时，基体含量增加，说明在77 K 升温到165 K 过程中，基体中的铝被逐渐消耗生成了其他相。观察发现Al2CuMg(S 相)的质量变化规律与基体正好相反，即从77 K 升温到165 K 过程中Al2CuMg 质量逐渐增加，当温度高于165 K 时，Al2CuMg 质量下降。结合热分析和热计算结果说明：165 K 时发生的放热相变，是基体中的Al 元素结合Cu 和Mg 元素生成Al2CuMg的过程，是从77 K 开始到165 K 左右结束;随着温度继续升高，S 相逐步溶解。关于S 相在深冷处理过程中的行为特征还有待深入研究。

　　2.2 深冷时效循环处理后复合材料的显微组织

　　按照正交实验分析方法研究v，t，N 3 个因子3个水平的分别作用效果，按照析出相数量由多到少的顺序依次为：v1、v2、v3;t1、t2、t3;N1、N2、N3。A1-Zn-Mg-Cu系合金时效过程中沉淀相析出顺序为：α相(过饱和固溶体)→GP 区→η′相(MgZn2)→η相(MgZn2)，在冷处理条件下，析出相主要组分是MgZn2。MgZn2 有两种存在状态：一种是非平衡的MgZn2 相，即η′相，与基体半共格，是主要强化相，呈针状(见图7(f)中位置A);第二种存在状态是平衡的MgZn2 相，即η相，呈六方结构，与基体非共格，呈片状或块状(见图7(h)中位置B)。η相稳定，但是硬度较小，强化作用不够显著。正交分析结果表明：当v 从1、5 增加到10 ℃/min、t从24、36 增加到48 h 时，低硬度的η稳定相数量增多，成为主要强化相。

　　通过Thermo-calc 软件计算得到的MgZn2 相在300~77K 间质量分数与温度的关系，此时MgZn2 相平均质量分数为6.5%。平衡降温过程中MgZn2 相的析出量有所减少，降幅为0.5%~1%。通过热力学分析可知，随着温度的下降，合金元素Mg 和Zn 在合金中溶解度下降，会同时增加内部结构的稳定程度，有助于提高材料的尺寸稳定性和耐磨性等与材料内部能量状态有关的物理化学性能。特别地，当温度升高到300 K 时，质量分数为0.5%~1%的细小MgZn2 相会沿着孔洞再次析出。尽管质量分数的变化绝对值只有0.5%~1%，但是因为MgZn2 相尺寸细小，所以仍保持着较高的体积分数;而且在较低温条件下，原子扩散速度慢、距离短，不利于MgZn2 相的长大，会导致新析出相尺寸减小。

　　2.3 深冷处理后复合材料的力学性能

　　深冷时效循环处理后复合材料的力学性能的正交实验原始结果，其中试样0 为未进行深冷的空白样品，FWHM 是XRD 衍射结果中的半高宽值。可以看出经深冷处理后材料抗拉强度和冲击韧性有小幅增加，伸长率得到较大幅度的提升。从平均效果看，CACT 复合材料较空白样品试样的抗拉强度提高14.7%，伸长率提高50%，冲击韧性提高10.9%。表3 所列为深冷时效循环处理后复合材料力学性能正交处理的分析结果。根据正交实验分析结果可知：深冷时效循环处理复合材料具有高强度和高冲击韧性特征的优化工艺参数为：v=1 ℃/min，N=1(或2)，t=24h ; 复合材料具有高塑性的优化工艺参数为：v=10 ℃/min，N=1，t=36 h。

　　2.4 拉伸断口形貌

　　经深冷处理前后复合材料的拉伸断口SEM 。，未经冷处理的复合材料的拉伸端口韧窝较少，有较大范围的脆性断裂平台，同时可以看到脆性断裂裂纹，断裂类型为韧窝和准解理型的混合型断裂特征。

　　经深冷处理的复合材料韧窝数量明显增多，而且在局部区域呈现出大量细小韧窝，未发现脆性断裂平台、断裂裂纹等脆性断裂特征，为典型的韧窝型断裂特征(见图10(b)中区域F)。因此，从拉伸断口SEM 像可以看出，深冷处理后的样品较之未深冷处理样品呈现出更好的韧性，从拉伸数据上分析，则表现在较好的伸长率，这与上述拉伸数据的结果是吻合的。

　　3 结论

　　1) 在深冷时效处理过程中， 热分析观察到Al3(Ti0.5Zr0.5)铝基复合材料在165 K 左右时内部出现相变， 通过热计算分析认为此时生成了大量Al2CuMg(S 相)。

　　2) 深冷处理后，复合材料内部的细小析出相明显增多，分析认为主要是η相(MgZn2)和η′相(MgZn2′);基体析出相以高硬度的η′相为主要增强相，随着深冷程度的增加(即降温速度v 增加，处理时间t 延长，循环次数N 增多)，基体中的η′相含量减少，低硬度的η相含量增多， 可得深冷处理强韧化适合缓慢减温(1 ℃/min)，处理时间不宜过长(不超过24 h)，且循环次数不宜过多(不超过2 次)。