📎DOI：10.1016/j.actamat.2025.121567
在航空航天、汽车轻量化领域，Al-Cu 合金因兼顾重量与强度成为“常客”，但它有个致命短板：温度超过 225℃ 时，核心强化相 θ’-Al₂Cu 会快速粗化，导致强度断崖式下跌。
2023年，Xue团队在《Nature Materials》提出：向 Al-Cu-Mg-Ag 合金中添加 Sc，能形成一种高稳定性的 V 相（Al₈Cu₄Sc），让合金在 400℃ 仍保持优异的抗蠕变、抗粗化性能。但这一“黑科技”能否稳定复现？铸造、热处理等工艺会如何影响 V 相的形成？
近日发表在《Acta Materialia》的一篇研究，通过系统实验验证了 V 相的存在，更揪出了制约性能的“隐形杀手”—— W 相。
一、研究背景：为什么聚焦 Sc-Al-Cu-Mg-Ag 合金？
Al-Cu 合金的“高温困境”与解决方案：
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传统 Al-Cu 合金：依赖 θ’-Al₂Cu 相强化，但 >225℃ 时 θ’ 会转变为稳定的 θ-Al₂Cu 并粗化，强度骤降； -
Al-Cu-Mg-Ag 合金：Mg、Ag 能诱导形成 Ω-Al₂Cu 相（50-100nm长、3nm宽），其抗粗化、抗蠕变能力优于 θ’，但 400℃ 下仍会粗化； -
Xue团队的突破：添加 0.3wt% Sc 后，Ω 相在 400℃ 时效时会转化为 V 相（Al₈Cu₄Sc，半径<10nm），V 相与 α-Al 基体保持共格，且长期高温下不粗化，大幅提升 400℃ 蠕变性能。
该研究的核心目标：复现V相的形成，并探究凝固速率、固溶温度、Si杂质对V相数量及合金蠕变性能的影响。
二、实验方案：3类合金+2种凝固+多组热处理
为精准验证工艺影响，研究设计了清晰的变量控制：
1. 合金成分（wt%）
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2. 核心测试：400℃ 压缩蠕变
- 测试条件：400±1℃，大气环境，试样先保温0.5h再加载；
- 数据记录：通过线性位移传感器记录应变，绘制应变-时间曲线，提取稳态蠕变应变速率 ε̇ ；
- 分析方法：用Norton幂律描述 ε̇ 与应力 σ 的关系，揭示蠕变机制：
其中：
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ε̇：稳态蠕变应变速率（s⁻¹，数值越小，抗蠕变能力越强）； -
A：温度相关常数（400℃ 下固定，仅与合金本身相关）； -
σ：施加压应力（MPa）； -
nᵃᵖᵖ：表观应力指数（关键参数，反映蠕变主导机制）： -
nᵃᵖᵖ≈3：扩散蠕变（原子沿晶界/位错扩散，不受析出相影响）； -
nᵃᵖᵖ>5：位错蠕变（位错需绕过析出相，析出相的抗粗化能力直接决定蠕变性能）。
三、核心结果
1. 相演变：V 相能形成，但 W 相抢了“原料”
研究首先验证了 V 相的存在，但发现一个关键问题——含 Sc 合金中会同步形成 W 相（Al₈₋ₓCu₄₊ₓSc），消耗 Cu 和 Sc，导致 V 相数量不足。
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无 Sc 合金：400℃ 时效时，Ω-Al₂Cu 会粗化并转变为 θ-Al₂Cu（图3a-b），288h 后完全失去强化效果； -
含 Sc 合金： -
固溶后（图1d）：枝晶间残留 W 相（Cu、Sc-rich，体积分数~1vol.%），这些W相在后续时效中不溶解； -
400℃ 时效后（图5）：能观察到 V 相（Al₈Cu₄Sc，<10nm），且 288h 后无明显粗化（抗粗化能力优异），但 V 相数量密度仅为(1±0.2)×10¹⁹m⁻³，远低于Xue团队的1.8×10²⁰m⁻³。
图5：TEM下的V相。（a）400℃/4h时效，（b）400℃/288h时效，V相无明显粗化；（c）原子分辨率图证实V相结构与Xue团队一致。
图6. Al-Cu-Mg-Ag-Sc 合金经峰值时效和 400℃/288h 二次时效后的 STEM-EDS 图谱（亚微米析出相富含 Cu 和 Sc，与 V 相一致）
2. 力学性能：含 Sc 合金反而“变软”，但抗蠕变仍更优
（1）显微硬度：W 相导致含 Sc 合金硬度更低
从图 7 可见，含 Sc 合金的硬度全程低于无 Sc 合金，与 Xue团队结果相反：
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峰值时效：无 Sc 合金 1465±30 MPa，含 Sc 合金 1226±40 MPa； -
400℃ 时效 0.5 h：无 Sc 合金 750±4 MPa，含 Sc 合金 700±30 MPa； -
400℃ 时效 288 h：无 Sc 合金 637±30 MPa，含 Sc 合金 583±20 MPa。
关键：W 相消耗 Cu，导致峰值时效时 Ω 相数量减少，后续 V 相数量不足，硬度自然偏低。
图7. 400℃时效硬度演变。
（2）蠕变性能深度分析：V 相如何提升抗蠕变？3组关键差异揭示机制
研究通过“单应力测试”（无 Sc 合金）和“应力跳跃测试”（含 Sc 合金），获得了400℃ 下的蠕变行为规律，核心差异可总结为3点：
① 应变速率稳定性：含 Sc 合金“抗劣化”能力更强
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无 Sc 合金（Ω 相主导）：位错蠕变区间（σ>9.9MPa）内，应变速率随时间显著上升。例如 13.2MPa 下，初始 ε̇ 为 3.1×10⁻⁷s⁻¹，测试结束时（累积应变~10%）升至 7.6×10⁻⁶s⁻¹，增幅达 20 倍。 原因：400℃ 下 Ω 相快速粗化，对位错的阻碍能力持续下降，导致变形加速；
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含 Sc 合金（V 相主导）：仅在高应力（σ>15MPa）、长时间测试中，ε̇略有上升。例如 16.7 MPa 下，初始 ε̇ 为 2.0×10⁻⁷s⁻¹，53h 后升至 6.9×10⁻⁷s⁻¹，增幅仅 3 倍。 原因：V 相抗粗化能力强，即使长时间高温，仍能保持对位错的阻碍，变形稳定性更优。
② 应力指数差异：V 相改变了蠕变机制
通过Norton幂律拟合论文图8数据，得到不同合金的 nᵃᵖᵖ：
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无 Sc 合金：全应力区间 nᵃᵖᵖ≈9（纯位错蠕变），说明 Ω 相虽有强化，但未改变蠕变主导机制，且粗化导致 ε̇ 整体偏高； -
含 Sc 合金：呈现“双区间”特征（图8b）： -
低应力（σ<15MPa）：nᵃᵖᵖ≈3（扩散蠕变主导），此时 ε̇ 不受 V 相影响，数值稳定； -
高应力（σ>15MPa）：nᵃᵖᵖ≈17（强位错蠕变），远高于无 Sc 合金的 9，说明 V 相对位错的阻碍作用更强——位错需要更高应力才能绕过 V 相，因此相同应力下 ε̇ 更低。
③ 与 Xue团队的差距：W相是核心原因
对比论文图 8b 中该研究与 Xue团队的数据：
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无 Sc 合金：两者 ε̇ 接近（说明测试条件一致）； -
含 Sc 合金：Xue团队的 ε̇ 远低于该研究（例如σ=20MPa时，Xue的ε̇约1×10⁻⁸s⁻¹，该研究约1×10⁻⁷s⁻¹）。
此外，Xue团队采用拉伸蠕变，可能因空穴形核掩盖析出相粗化的影响；该研究用压缩蠕变，更真实反映了析出相粗化对 ε̇ 的影响（无空穴干扰），这也解释了为何该研究观察到 ε̇ 上升，而 Xue团队未提及。
图8. 400℃蠕变应变速率-应力曲线。（a）无Sc与含Sc合金的压缩蠕变数据，箭头表示ε̇随时间上升；（b）与Xue团队拉伸蠕变数据对比，可见该研究含Sc合金ε̇更高。
3. 工艺优化：凝固、固溶、Si 都没解决 W 相
研究尝试了3种优化方案，均未彻底抑制 W 相：
- 方案1：慢冷凝固（炉冷）：慢冷使枝晶更粗，但固溶后仍有 W 相，硬度与快冷无差异（W 相仍消耗 Cu）；
图 10. 炉冷的 Al-Cu-Mg-Ag-Sc 合金的SEM图像：(a) 铸态，(b) 固溶态，(c) 峰值时效+二次时效（400°C/24小时）样品。
- 方案2：提高固溶温度：580℃ 以上 W 相溶解，但会形成 θ-Al₂Cu，同样消耗 Cu，最终硬度无提升；
图11. 固溶温度对硬度的影响。580℃固溶后峰值硬度略升，但600℃时θ-Al₂Cu大量形成，硬度骤降。
- 方案3：添加 Si（0.15wt%）：Si 未抑制 W 相，反而减少 V 相数量，400℃ 时效后期硬度低于无 Sc 合金（Si 促进 θ’-Al₂Cu形成，而非V相）。
四、要让 V 相“发力”，先解决 W 相
这篇研究不仅验证了 V 相的潜力，更通过蠕变测试的细节分析，揭示了 W 相的“破坏力”——它不仅降低硬度，更通过减少 V 相数量，削弱了合金的抗蠕变能力。结合原文讨论，未来优化方向可聚焦两点：
- 熔体纯度控制：该研究用石墨坩埚在空气铸造，可能引入氧化物杂质（论文中观察到 Cu 氧化物），成为 W 相成核点；而 Xue团队用氧化铝坩埚+氩气保护，熔体更纯净，可能减少 W 相；
- 成分微调：Thermo-Calc模拟显示，适当降低 Cu 含量可缩小 W 相与 θ-Al₂Cu的溶解温度区间，或能找到“无 W 相”的固溶窗口（但需平衡 Ω/V 相数量，避免因 Cu 不足导致强化相过少）。
五、总结
2.W相的瓶颈：W相（Al₈₋ₓCu₄₊ₓSc）优先消耗 Cu/Sc，导致V相数量不足，使含 Sc 合金硬度低于无 Sc 合金，蠕变性能也未能达到 Xue团队水平；
3.工艺的局限：凝固速率、固溶温度、Si 杂质均无法抑制 W 相，未来需从熔体纯度、成分微调入手，才能让 V 相真正“发力”。