镁掺杂的Cu-15Ni-8Sn铸态合金中的协同强化与增韧效应：抑制非连续沉淀现象

《Materials Science and Engineering: A》：Synergistic strengthening and toughening in Mg-doped Cu-15Ni-8Sn as-cast alloy: inhibition of discontinuous precipitation

Cu-15Ni-8Sn-xMg合金通过传统铸造制备，研究发现镁添加显著抑制α+γ lamellar结构形成，热力学计算表明镁将固相线温度从761℃降至486℃，延长了离异共晶反应时间，促进γ相生成并减少α?相含量，优化了合金力学性能，其中0.1 wt.%镁合金强度达608 MPa，延伸率10.1%。

　　

刘健|杭志迪|江燕|陶美月|赵志恒|彭波|李廷菊|解金川

中国大连理工大学材料科学与工程学院，凝固控制与数字化制备技术重点实验室（辽宁省）

摘要

通过常规铸造方法制备了Cu-15Ni-8Sn-xMg（x=0, 0.1, 0.2, 0.4 wt.%）合金，并通过微观结构表征、热力学计算和拉伸试验研究了其微观结构演变、凝固过程和力学性能。结果表明，在凝固过程中，Cu基体（α₁）不断从熔体中析出并生长，剩余的液相发生分离共晶反应形成(Cu, Ni)₃Sn（γ）和Cu（α₂）相，随后随着冷却的进行，α₂相中形成不连续沉淀物（DPs）。Mg的添加显著抑制了铸态微观结构中DPs的形成，且随着Mg含量的增加，逐渐形成了Cu₂Mg和Cu₄MgSn沉淀物。非平衡凝固热力学计算表明，Mg将Cu-15Ni-8Sn合金的固相线温度从约761 °C降低到490 °C。分离共晶反应的时间延长，有利于γ相的形成，同时α₂相的体积分数减少，从而抑制了不连续沉淀。这种不连续沉淀的抑制提高了Cu-15Ni-8Sn-xMg合金的力学性能，其中0.1 wt.% Mg的合金表现出最佳的力学性能，其抗拉强度为608 MPa，伸长率为10.1%。本研究为抑制不连续沉淀奠定了基础，对设计具有优异力学性能的合金具有指导意义。

引言

Cu-15Ni-8Sn合金具有优异的力学性能，如高强度、良好的弹性、出色的耐磨性和耐腐蚀性，以及抗应力松弛能力[1]，[2]，[3]。这些优点使其在航空航天、海洋和电子工业中得到广泛应用，通常被制成飞机起落架、电接触点和柴油发动机衬套等关键部件[4]，[5]，[6]。在常规Cu-15Ni-8Sn合金的凝固和时效过程中，常常会出现大量的α+γ-(Cu, Ni)₃Sn层状结构，这严重降低了其力学性能。因此，研究人员采取了改进铸造工艺和微合金化的策略来细化微观结构。新兴的制造技术包括连续铸造[7]、快速凝固[8]、粉末冶金[9]和等离子喷涂[10]。选择性激光熔化（SLM）技术也被用于细化Cu-15Ni-8Sn合金的微观结构[11]。由于SLM工艺具有极高的冷却速率，导致成分过冷范围过窄，次级枝晶臂的生长时间过短，因此在SLM制备的样品中既观察不到粗大枝晶也观察不到层状结构。李等人[12]利用激光粉末床熔融增材制造技术成功制备了具有层状异质微观结构的Cu-15Ni-8Sn合金，这种微观结构由交替的超细等轴晶粒（约2.6 μm）和粗大柱状晶粒（约12.8 μm）组成，同时对合金的强度和延展性产生了积极影响。通过热等静压[13]制备出完全致密的样品，消除了Sn的宏观偏析，提高了强度和塑性，并将DPs的体积分数降至约3.11%。细晶粒中的更多晶界为γ相提供了足够的形核位点，再结晶过程消耗了其生长驱动力。唐等人[14]利用不同频率的电磁振动有效细化了Cu-15Ni-8Sn合金的铸态微观结构，在磁通密度为0.5 T、电流密度为1.27×10⁵ A/m²的条件下，10 Hz时获得了最佳的细化效果。

鉴于这些先进铸造技术通常成本较高且工艺复杂，尤其是选择性激光熔化（SLM）等技术的样品尺寸受到限制，通过添加微量元素来调控Cu-15Ni-8Sn合金的凝固微观结构仍然是研究人员的主要研究方向。近年来，许多研究者致力于研究Nb、V、Mn、Y等元素[15]，[16]，[17]，[18]，[19]，[20]，[21]，[22]对Cu-15Ni-8Sn合金微观结构和性能的影响。杨等人[23]系统研究了Nb对Cu-15Ni-8Sn合金不连续沉淀的影响，结果表明，随着Nb含量的增加，层状结构（α+γ）的面积明显减小，主要是因为晶界处的NbNi₃相阻碍了DPs的形核，而晶内的NbNi₃相抑制了DPs的生长。袁等人[24]研究了Cr对Cu-15Ni-8Sn合金微观结构和性能的影响，发现Cr富集区占据了DPs的形核位点，抑制了其在晶内的生长，其中0.7 wt.% Cr时的抑制效果最为显著。谢等人[25]系统研究了Si在Cu-15Ni-8Sn中的微合金化效应，发现添加0.6 wt.% Si可使合金的液相线温度降低10 °C，α₁相的共晶温度降低5 °C。当淬火温度低于700 °C时，细小的Ni₃₁Si₁₂2和γ₂相主要在原始微观结构中析出，有效抑制了典型的（α+γ）层状结构的形成。上述元素在Cu-15Ni-8Sn合金中主要以第二相颗粒的形式存在，此外还以固溶体的形式存在于基体中，如Mg等。这些元素以固溶体形式存在的晶格畸变场与位错产生强烈的弹性相互作用，从而提高了屈服强度和再结晶温度[26]，同时可能改变液相线/固相线温度和溶质分布行为，细化晶粒并影响γ相在后续固相转变中的沉淀动力学，从而获得更均匀和细小的强化相分布。周等人[27]研究了Mn对Cu-15Ni-8Sn合金微观结构和性能的影响，发现Mn的添加促进了等轴晶粒的形成并显著细化了微观结构，其中约0.1 wt.% Mn时效果最佳。张等人[28]研究了微量Mg对Cu-15Ni-8Sn合金微观结构和性能的影响，发现添加的Mg元素可以在Sn富集相中偏聚，并显著抑制时效过程中的不连续沉淀，从而改善了合金的力学性能。

近年来，基于热力学计算的相图模拟已成为理解和设计合金凝固过程的强大工具。刘等人[29]通过结合相图计算和实验研究了Cu-Cr-Ag-X（X=Y, Zr）合金的凝固顺序和微观结构，计算结果与实验结果的一致性证明了所建立的热力学数据库的准确性。杭等人[30]通过热力学计算研究了Cu-10Al-5Fe-5Ni-xMn（x=0, 1.5, 4.5, 7 wt.%）合金的相变顺序、成分和比例，发现随着Mn含量的增加，β相区域扩大，κ_Ⅲ相的沉淀温度升高，κ_Ⅳ相的沉淀温度降低。郭等人[31]通过凝固淬火实验、差热分析和Scheil模型系统研究了Cu-15Ni-8Sn合金的凝固特性和偏析行为，揭示了合金的凝固路径。热力学计算的研究主要侧重于预测合金的凝固过程和微观结构演变，而利用热力学计算结果解释凝固微观结构发展机制的研究仍然较少。

虽然低浓度下的Mg主要以固溶体形式存在于γ相中，且先前的研究表明Mg可以抑制DPs的沉淀，但Mg对Cu-15Ni-8Sn合金铸态微观结构演变的影响机制尚未明确。因此，本文致力于研究Mg元素对Cu-15Ni-8Sn合金微观结构和力学性能的影响，通过热力学计算分析了不连续沉淀的抑制机制，并研究了不同Mg含量对微观结构和力学性能的影响。

材料制备

采用中频感应熔炼炉制备了Cu-15Ni-8Sn-xMg（x=0, 0.1, 0.2, 0.4 wt.%）合金锭。实验所用原材料包括电解Cu板、电解Ni板、工业纯Sn（原材料纯度至少为99.99%）和Cu-20Mg母合金。合金锭的化学成分见表1，样品制备过程见图1。将电解Cu板和Ni板加入熔炼坩埚中。

铸态Cu-15Ni-8Sn-xMg合金的微观结构

图2显示了不同Mg含量（0, 0.1, 0.2, 和0.4 wt.%）的Cu-15Ni-8Sn合金的铸态微观结构。S0-S3的微观结构均由α-Cu基体、γ相和DPs组成。在图2a-a₁中观察到S0中存在少量γ相和大量DPs，基体呈现出明显的树枝晶形态。当Mg含量为0.1 wt.%和0.2 wt.%时，树枝晶细化，DPs的数量显著减少。

结论

本文研究了Mg元素对Cu-15Ni-8Sn合金铸态微观结构和性能的影响。根据上述研究和实验结果，可得以下结论：

1.

Scheil模型的计算表明，添加Mg元素使Cu-15Ni-8Sn合金的完全凝固温度从761 °C降低到486 °C。随着固相线的降低，分离共晶反应的时间

作者贡献声明

赵志恒：方法论、研究。彭波：写作——审稿与编辑、资金获取。李廷菊：写作——审稿与编辑、指导。刘健：写作——初稿、方法论、研究、数据管理。杭志迪：写作——审稿与编辑、研究。江燕：研究。陶美月：研究。解金川：写作——审稿与编辑、资金获取

利益冲突声明

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致谢

本工作得到了中国自然科学基金（编号：U23A20611、52501041）、宁波市科技创新项目（编号：2024Z077、2023Z100）、辽宁省博士研究启动基金项目（编号：2025-BS-0043）以及中央高校基本研究基金（编号：DUT25GF301）的支持。