導讀：高強鋁合金應用廣泛，但其強度隨著納米析出相在中高溫下的快速粗化而降低，這極大地限制了其應用。析出相/基體界面處的單一溶質偏析層在穩定析出相方面并不令人滿意。我們在Al-Cu-Mg-Ag-Si-Sc合金中獲得了多種界面結構，包括Sc偏析層、C和L相以及新發現的χ-AgMg相，它們部分覆蓋了θ′析出相。通過原子分辨表征和從頭計算，這種界面結構已被證實可以協同抑制析出相的粗化。因此，所設計的合金在所有系列鋁合金中表現出良好的耐熱性和強度結合，熱暴露后保留了97 %的屈服強度，高達400 MPa。這種多界面相和偏析層覆蓋析出相的概念為設計其他耐熱材料提供了一種有效的策略。

鋁合金具有密度低、比強度高、耐蝕性好、斷裂韌性高等優異性能，被廣泛應用于航空航天、汽車等行業。各種鋁合金的強度和耐熱性之間存在權衡。Al-Cu基、Al-Zn-Mg-Cu基等高強鋁合金和Al-Mg-Si基等中強鋁合金中高數量密度的納米析出相在中高溫服役過程中會迅速粗化，導致合金強度惡化。另一方面，Al-Mn基、Al-Si基合金、Al-Mg₂Si金屬基復合材料等高耐熱鋁合金中含有亞微米至微米級彌散相作為主要強化相，導致其強度較低。此外，以Al₃( Sc、Zr)納米析出相為強化相的Al-Sc-Zr基合金具有良好的熱穩定性，但由于Al₃( Sc、Zr)析出相體積分數較小，其屈服強度低于Al - Cu基合金等其他析出強化合金。

微合金元素促進晶界或析出相/基體界面的溶質偏析可有效提高合金的強度和/或耐熱性。在對Al-Cu基合金的大量研究中發現，Sc在Al-Cu-Sc合金人工時效過程中優先偏聚于θ′/ Al界面，提高了θ′-Al₂Cu析出相的熱穩定性。此外，在Al-Cu合金中還發現Ag在這些析出相-基體界面處偏聚。Rosalie和Bourgeois的研究顯示，在高銀含量的Al-Cu-Ag合金中，θ′/ Al的共格界面，即(001)_θ′/ / (001)_Al被含有雙Ag原子層的規則界面結構所修飾，能夠阻礙θ′析出相的橫向生長。此外，在高Cu/Mg比的Al-Cu-Mg合金中添加微量Ag會促進Ω相的析出，其特征為θ基結構和與Al基體界面處的AgMg偏析層。Hutchinson等研究發現，當熱暴露溫度低于200 ℃時，AgMg偏聚層能夠阻礙溶質擴散導致的析出相粗化，從而提高合金的熱穩定性。但當熱暴露溫度高于200℃時，Ω / Al界面更容易形成高度為1 / 2 Ω晶胞的枝晶，這會增加Ω相的增厚動力學。即在析出相/基體界面處這種單一的偏析結構仍然不能有效阻礙析出相的粗化。

多種耐熱組織的共沉淀，尤其是沉淀相/基體界面的多種類型耐熱析出相和偏析組織，是研究者追求鋁合金強度和耐熱性能同時提高的愿望。馬里瓦拉等報道通過合理控制Mg、Si、Cu的含量，形成細小的板條狀、含Cu的無序L相，可以提高6xxx合金的熱穩定性。因此，無序L相可以作為耐熱析出相添加到Al - Cu基合金中，提高Al - Cu基合金的耐熱性能。Gable等人和加里博爾迪等人的工作表明，在Al-Cu-Mg-Ag合金中添加Si可以促進θ′- Al₂Cu的形核和Mg、Ag溶質在θ′/ Al界面的偏聚，同時抑制Ω相的析出。此外，Si還可以促進C-AlMg₄Si₃Cu相和/或L相( C相的無序形態)的形成，它們可以作為優先形核位置促進θ′- Al₂Cu的異質形核。同時，C-AlMg₄Si₃Cu相也可以作為界面相偏聚在θ′/ Al界面，從而進一步提高Al-Cu-Mg-Ag-Si合金的耐熱性和強度。Al-Cu-Mg-Si-Ag-Sc合金中多種耐熱結構共沉淀的難點在于以下2個方面：( 1 )尋找合適的Sc添加量，避免形成消耗Cu溶質的AlCuSc金屬間化合物；( 2 )設計Mg、Si和Ag的精確濃度，使Ω沉淀轉變為θ′和C / L相，促進θ′/ Al界面形成C / L相和AgMg層等多重結構。

中南大學杜勇教授團隊在PHAse Diagrams (相圖計算技術)計算指導下，通過多種耐熱結構的協同作用，實現在中高溫范圍內同時提供鋁合金高強度和耐熱性的合金設計策略。相關研究成果以題“Synergy of multiple precipitate/matrix interface structures for a heat resistant high-strength Al alloy”發表在Nature Communications上。

鏈接：https://www.nature.com/articles/s41467-023-38730-z

圖1為當前Al-4Cu-0.315Mg-0.5Ag-0.21Si-0.09Sc合金的力學性能和析出相尺寸穩定性。不同鋁合金在不同溫度下熱暴露100 h的屈服強度(抗拉強度上標*)和相應的強度保持率，更多細節可以在附表1中找到。b，c用于測量當前合金峰值時效狀態下θ′- Al₂Cu析出相直徑和厚度的典型圖像。d，e為熱暴露后狀態的典型圖像。f，g分別為峰值時效和熱暴露狀態下當前合金的厚度和直徑分布。

圖2：峰值時效下當前合金的多種類型析出相和界面結構。a低倍HAADF - STEM圖像。b上、下θ′/ Al界面均出現單個θ′- Al₂Cu，c AgMg界面相。d θ′- Al₂Cu與C界面相在共格界面處。e θ′- Al₂Cu與L相在半共格界面處。f獨立析出L。C相的晶胞結構和QSTEM模擬的HAADF - STEM圖像已插入( d )中。插入圖像中的強度線輪廓顯示了不同界面層中Cu柱的強度變化。g，h通過APT檢測到θ′/ Al界面處存在多個界面相和偏析層。

圖3為新發現的χ - Ag Mg界面相的結構，a ~ c，d分別為χ - Ag Mg相沿[100] Al和[110] Al方向的原子分辨HAADF - STEM像，b為( a )的放大像，( a )所示區域的e - h原子分辨EDX元素圖。在( b )和( c )中插入了χ - AgMg相中間層( L2 )的強度線剖面。i沿白色箭頭的χ - AgMg相中Mg的濃度線剖面，積分寬度為7nm。j與χ - AgMg相的θ′/ Al界面結構的三維模型。值得注意的是，對于( a , b) ( j )，[100] ( c )和[110] ( d )，觀察方向與超級單體的[010]方向平行。在( a )、( b )、( c )中插入利用所構建模型沿不同方向進行QSTEM模擬的HAADF - STEM圖像。( f )中用白色虛圓標記的原子列與( a )中用白色虛圓標記的原子列相對應。

圖4：210 ℃熱暴露100 h后析出相的HAADF - STEM圖像和EDX結果。a θ′- Al₂Cu的HAADF - STEM圖像。b θ′/ Al界面處的C界面相。c獨立析出的L相。d低放大和原子分辨率的ξ相HAADF - STEM圖像。e (d) . f EDX元素圖中ξ相對應的原子分辨率HAADF - STEM圖像的FFT圖案。在(d)中插入了ξ相的晶胞和QSTEM模擬的沿(011) ξ的HAADF - STEM像。(d)中插入的強度線輪廓顯示了從A1到A2的強度變化。

圖5為析出相的APT結果和計算得到的驅動力，a為當前合金欠時效狀態(在175 ℃保溫1 h)的APT結果，b、c為析出相沿藍色箭頭的濃度分布，d為時效溫度為175 ℃時平衡Q-AlMgSiCu和θ-Al₂Cu的驅動力。

圖6為不同界面結構的形成能。模型1為χ-AgMg相單獨存在于Al中的組織，模型2和模型3分別為χ-AgMg相存在于Cu終止和Al終止的θ′/ Al界面中的組織。模型4和5分別表示不含Cu間隙原子和含Cu間隙原子的θ′/ Al界面結構。模型6為θ′/ Al界面存在C相的結構。

圖7為1073 K下不同界面相的AIMD計算結果。a為χ-AgMg界面相的AIMD計算結果。b為C-AlMgSiCu界面相的AIMD計算結果。穿過層的Ag和Al原子分別用紅色和紫色標記。

綜上所述，在Al-Cu-Mg-Ag-Si-Sc合金中獲得了包含C界面相、富Sc偏析層、θ′相共格界面處新發現的χ-AgMg界面相、半共格界面處的L相以及獨立析出的L相的復合納米結構。這些界面結構有效地延緩了θ′的粗化。因此，合金的強度和耐熱性能同時得到提高。此外，由于目前的合金是通過傳統的加工技術制備的，因此在工業應用方面表現出巨大的潛力。同時，這種在析出相/基體界面共偏聚/析出的設計理念，通過CALPHAD方法合理控制各元素含量，可為其他耐熱材料的設計提供參考。