通过Sc、V和Ni微合金化诱导的多尺度沉淀和位错强化作用，实现Al–Zn–Mg–Cu合金在150℃温度下机械性能的显著提升

《Journal of Alloys and Compounds》：Achieving Enhanced 150?℃ Mechanical Properties in Al–Zn–Mg–Cu Alloys via Multi-Scale Precipitation and Dislocation Strengthening Induced by Sc, V, and Ni Microalloying

本研究通过整合Sc、V、Ni微合金化与优化热压缩及两阶段时效处理（80℃/18h + 120℃/12h），显著提升了Al-Zn-Mg-Cu合金在150℃的高温性能，屈服强度达395MPa，抗拉强度503MPa，延伸率7.3%，较基体合金分别提升12%、7%和9%。机理涉及多尺度强化，包括热稳定相析出（Al3Sc(V,Ni)、Al21V2等）、晶格应变减少及位错交互作用形成的Lomer-Cottrell锁，有效抑制高温变形失效。

　　

戴宇新|何满超|岳文达尔·维克托

中国上海同济大学土木工程学院岩土工程系，邮编200092

摘要

为了解决Al-Zn-Mg-Cu合金在70℃以上高温强度显著下降的问题，本研究提出了一种新策略，该策略结合了Sc、V和Ni的微合金化处理，以及优化的热压缩（440℃/0.12 s?1）和定制的两阶段时效处理（80℃/18 h + 120℃/12 h）。结果表明，VN80合金在150℃时表现出优异的强度-韧性协同效应，其屈服强度为395 MPa，抗拉强度为503 MPa，延伸率为7.3%。与相同工艺处理的基体Al-Zn-Mg-Cu合金相比，这些性能分别提高了12%、7%和9%。Al-Zn-Mg-Cu-Sc-V-Ni合金的优异性能源于多尺度强化机制的协同作用，包括Al?Sc(V,Ni)、含Sc的Al??V?和Al?Cu?Ni等热稳定相的析出，以及MgZn?沉淀物晶格应变的降低。经过两阶段时效处理后，MgZn?和T相通过位错钉扎作用提升了合金的高温性能。分子动力学模拟和实验分析表明，在150℃拉伸变形过程中，Al-Zn-Mg-Cu-Sc-V-Ni合金中的完美1/2<110和Shockley 1/6<112部分位错促进了位错增殖，并通过a/2[10] → a/6[2] + a/6[11]反应形成了Lomer-Cottrell锁，有效抑制了位错运动。Sc、V和Ni的添加进一步增强了位错相互作用，共同提升了合金的高温性能。

引言

与目前使用的镍基合金相比，能够在高于20% Tm（铝熔点933 K）温度下使用的铝合金因其在轻量化、燃油效率和成本方面的优势而受到越来越多的关注[1][2]。通过沉淀强化的Al-Zn-Mg-Cu（7xxx系列）合金因其高比强度和耐损伤性而广泛应用于深井钻探、轨道交通和航空航天领域[3][4]。然而，其强度在70℃以上会显著下降，表现出较强的温度敏感性[5]，这在轨道交通和航空航天应用中是一个关键问题。例如，飞机轮毂的制动温度可达150℃，高速飞机的蒙皮温度约为100-200℃，而航天器内部或发动机附近的温度可达120-130℃。因此，提高其高温性能成为当前研究的热点和挑战。在超过120℃的温度下，Al-Zn-Mg-Cu合金由于强化沉淀物的粗化和部分溶解而表现出较差的热稳定性[5]。L1?-有序的Al?Sc相（a = 0.410 nm）在高温强化方面具有巨大潜力[6]，但其应用受到Sc高成本的限制[7]。最近的研究探索了将Sc与过渡金属（TM）合金化以降低Sc含量同时保持其强化效果[8]。某些TM元素倾向于在沉淀物/基体界面处偏聚，形成热稳定的界面层，作为扩散屏障，抑制粗化并提高高温下的相稳定性[7][9]。Gao等人[10]同时向Al-Cu合金中添加了Fe、Si和Sc，可以有效阻碍Cu原子向θ′相的扩散。另一方面，TM元素的协同偏聚和界面相的析出也可以延缓沉淀相的不稳定演变[11][12]。在Al-Cu-Mg-Ag-Si-Sc合金中，Lu等人[13]观察到多种界面结构（如Sc偏聚层、C相、L相、χ-AgMg相）覆盖在θ′相表面，从而协同抑制其粗化[11]。除了界面偏聚机制外，引入Cr、Mn、Ti、Zr、Hf和Sc等难熔TM元素形成热稳定的金属间化合物（如Al?(Sc,Zr)、Al?(Sc,Hf)等L??相干沉淀物或Al?Mn、Al?Cr等分散相也是维持结构稳定性的关键途径[14][15]。这些分散相具有高熔点、热稳定性和抗氧化性。与V和Ni等溶解度低、扩散速率慢的元素合金化，可以形成超细晶粒或纳米结构，从而提升材料性能[16]。Vafaeenezhad[17]报道，V的缓慢扩散速率促进了具有富Sc核心、Zr中间层和V外层的核壳纳米沉淀物的形成，提高了300℃时的屈服强度。Huang[18]证明Al??V相通过阻碍位错运动和增加位错密度提高了高温抗拉强度。V和Ti的协同添加进一步优化了Al??V的分布和密度，实现了高温下的强度与韧性平衡[19]。Er、Zr、V和Ti的添加形成了多种稳定的第二相，包括L??-有序的Al?(Zr,Er)、D???/D???-type (Al,Si)?(Zr,Ti,V)、Al?Ni、AlCuNi和Al?Cu[20][21]。Ni的添加显著提高了合金的热稳定性和强化效果，促进了共晶Al?Ni相的形成，提高了高温蠕变抗力[22]。在1 wt.% Ni的含量下，有害的针状Fe富集相的形成被抑制，形成了精细稳定的共晶结构，使抗拉强度从116 MPa提高到138 MPa[23]。δ-Al?CuNi相具有高熔点和热稳定性，均匀分布在晶界上，促进了位错积累，保持了高温下的强度。Al-Zn-Mg-Cu合金的高温性能提升主要归因于η-MgZn?强化相热稳定性的提高[24]。Ni容易进入η相，但不进入η′相，促进了η相的析出并增强了其稳定性[25]。尽管关于7xxx系列合金中Ni的研究有限，但这些发现表明其在开发耐热、高强度Al-Zn-Mg-Cu合金方面的潜力。

在本研究中，我们通过结合Sc、V和Ni的微合金化处理来提升合金的高温性能。除了通过金属间化合物形成强化外，我们还采用热处理和定制的时效处理进一步改善了150℃下的力学性能。通过微观结构表征和多尺度模拟，揭示了高温拉伸变形过程中形成的金属间相，并阐明了其强化机制。这项工作为提高Al-Zn-Mg-Cu合金的高温强度提供了一种可行的策略。

实验程序

实验程序

测试合金在GF1150ND电阻感应炉中制备，使用了纯Al（99.7 wt%）和母合金：Al-30Zn、Al-20Mg、Al-30Cu、Al-5V、Al-20Ni和Al-2Sc。熔化温度为740℃，随后在730℃下进行脱气、精炼、搅拌和除渣。熔体浇铸到预先加热至250℃的?60 mm石墨坩埚中。根据成分，合金被命名为S（Al-7.6Zn-2.3Mg-2.0Cu）和VN（Al-7.6Zn-2.3Mg-2.0Cu-0.10Sc-0.10V-0.2Ni）。铸锭棒被切割成

结果

图2展示了S和VN合金的计算相图，预测了第二相的形成并指出了可能的非平衡凝固路径。根据Scheil凝固准则（图2a和c），高熔点相在470℃的均化温度下仍然存在。相分数预测（图2b和d）显示VN合金中的Al??V?、Al??V?、Al?Sc(V,Ni)、Al?Ni、Al?Ni?和Al?Cu?Ni含量高于S合金。这些预测与SEM观察结果一致

Sc、V和Ni联合微合金化对150℃下沉淀相的影响

在相同的热处理条件下，SSVN合金的强化效果主要归因于高熔点第二相的细小尺度析出（见图7c-c?和d-d?）。这些沉淀物具有较小的尺寸和较高的数量密度，表明具有很强的沉淀强化潜力。如图7d-d?所示，Mg、Zn、Cu和Ni的局部富集表明了两种可能的沉淀机制：

结论

使用Gleeble系统对Al-7.6Zn-2.3Mg-2.0Cu-(Sc-V-Ni)合金进行了热压缩实验，研究了不同时效条件下的微观结构和力学性能。结合实验和晶体塑性模拟，揭示了高温下的优异强度-韧性协同效应和强化机制。本研究的主要结论如下：

(1)

VN80合金表现出优异的力学性能

未引用的参考文献

[42], [43]

资助

不适用

CRediT作者贡献声明

岳文达尔·维克托：撰写 – 审稿与编辑，实验研究。戴宇新：撰写 – 原稿撰写，实验研究，数据分析。何满超：数据可视化，数据分析，概念化设计。

利益冲突声明

作者声明他们没有已知的竞争性财务利益或个人关系可能影响本文的研究结果。

致谢

实验研究、概念化设计、初稿撰写：戴宇新。监督：何满超。软件和数据处理：岳文达尔·维克托。所有作者均已阅读并同意发表的手稿版本。

附加信息

补充信息包含补充材料