硅微合金化控制了中等Cu/Mg比的Al-4.9Cu-1.6Mg-0.3Si合金的异步析出动力学和时效硬化特性，显微组织分析表明，0.3wt.%的Si从根本上改变了Al-4.9Cu-1.6Mg-0.3Si合金的析出顺序（重量%）合金在180 ℃下时效，其描述如下：过饱和固溶体（SSSS）→富Mg Cu-Mg-Si共团簇→Si修饰的（GPB）区→S相+富Cu Cu-Mg-Si共团簇Mg和Cu原子在Si作用下的异步聚集为富Mg Cu-Mg-Si和富Cu Cu-Mg-Si共团簇的形成创造了有利条件，初始形成的富Mg团簇是Si改性GPB区的有效形核位置，并随后诱导S相的沉淀。随后的Cu-丰富的团簇是热力学稳定的σ相形核的前体，这种异步沉淀解释了时效过程中加速的硬化动力学和独特的硬度恢复现象。

引言：Al-Cu-Mg合金是航空航天工业中广泛使用的重要结构材料，由于其高的比强度、良好的成形性、令人满意的耐腐蚀性、高的断裂韧性和优异的疲劳性能。作为可热处理的铝合金，它们主要通过时效硬化来强化，这是由于时效过程中亚稳相和稳定相的析出。因此，对析出演变机制的透彻理解是优化热处理和获得上级强度的基础。 

中等Cu/Mg质量比的Al-Cu-Mg合金的析出顺序为：过饱和固溶体（SSSS）→溶质团→ Guinier-Preston-Bagaryatsky（GPB）区+S相→S相。GPB区是由较大的溶质团在延长时效过程中不断转变而形成的。GPB区具有沿Al方向沿着伸长的棒状形貌。S相的析出顺序为：过饱和固溶体（SSSS）→溶质团→GPB区+S相→S相。GPB区是由较大的溶质团在延长时效过程中不断转变而形成的。GPB区的析出顺序为：过饱和固溶体→溶质团→GPB区+S相→S相。GPB区的析出顺序为：过饱和固溶体→溶质团→GPB区+S相→S相。GPB区的析出顺序为：过饱和固溶体<100>→代表平衡相Al 2CuMg，具有正交结构，晶格参数a=0.400 nm，B=0.923 nm，c=0.714 nm，它可以通过GPB区的连续转变，包括相邻区的合并形成。 

微量Si微合金化是调节Al-Cu-Mg合金析出行为和力学性能的有效手段，对于高Cu/Mg质量比的Al-Cu-Mg合金，Si微合金化可以诱导Q'相析出，促进θ'或θ”相的异质形核，提高Al-Cu-Mg合金中的沉淀强化效果。在具有低Cu/Mg重量比的Al-Cu-Mg合金中，Si的添加抑制了T相的形成。对于具有中等Cu/Mg重量比的Al-Cu-Mg合金，Si使GPB区和S相更细小、更均匀。此外，Si的加入使得能够形成称为σ相的纳米级沉淀物（Al₅Cu₆Mg₂）在Al-Cu-Mg-Si合金中。该相具有晶格参数为0.831 nm的立方晶体结构，提供了相当大的沉淀强化潜力，并且具有优异的高温稳定性。此外，微量添加的Ag、Ge或Sn也被证明可以促进σ相沉淀。这些微量元素影响溶质原子的聚集行为，从而为σ相成核创造有利条件。

目前对中等Cu/Mg比Al-Cu-Mg-Si合金的研究主要集中在Si元素对S相和GPB区的细化行为上，现有的σ相研究仅限于微观形态观察，Si对σ相析出的调控机制仍处于推测阶段，缺乏系统的实验验证。Schueller等人提出，S相是在Si的作用下从合金中析出的。时效过程，而σ在固溶淬火过程中在Si或Mg-Si团簇上成核。σ相表现出与S相的竞争沉淀行为。然而，由于缺乏直接的实验证据，上述观点尚未得到充分验证，控制S和σ相的Si介导沉淀的潜在机制仍然不明确。具体而言，σ相的形核发生在哪一个演化阶段，这两个相的本征沉淀顺序是什么，Si是如何调节它们各自的沉淀路径的，特别是σ相的形成路径仍然没有得到解决，与σ相沉淀相关的原子尺度的前驱体团簇还没有被直接识别。

因此，在这项工作中，我们研究了Al-4.9Cu-1.6Mg-0.3Si（wt.%）合金的沉淀过程，重点是阐明S相和Si介导的σ相的沉淀机制。利用高角度环形暗场扫描透射电子显微镜（HAADF-STEM）和原子探针层析成像（APT）系统研究了时效过程中Al-Cu-Mg合金的析出相组织和溶质原子团簇行为，阐明了Si对Al-Cu-Mg合金析出相的原子尺度调控机制，为Si微合金化高强度Al-Cu-Mg基合金的精确设计提供了理论依据。

该项研究成果以“Si-mediated cluster evolution and asynchronous precipitation behavior in Al-Cu-Mg alloy with moderate Cu/Mg ratio”为题，在线发表于国际期刊《Acta Materialia》。天津大学材料科学与工程学院李冲为该论文通讯作者。该研究工作获得了该工作得到了国家自然科学基金项目（U24A2026）和山东省自然科学基金项目（ZR2025ZD40）的资助。

文章链接：

https://www.sciencedirect.com/science/article/abs/pii/S1359645426005276?via%3Dihub

图1铝超晶胞中溶质—溶质对和溶质—溶质三重态的原子排列示意图。图中只显示了108个原子的FCC铝超晶胞（3×3×3）的角。

图2 Al-Cu-Mg-（Si）合金在180 ℃时的回火硬化曲线。

图3 Al-Cu-Mg-（Si）合金在淬火状态下的DSC热分析图。

图4 Al-Cu-Mg合金样品在<100>时效2 h（欠时效）、（B）16 h（峰值时效）和（c）96 h（过时效）后，在Al附近记录的具有相应SAED图案的TEM图像。

图5

（a）时效16 h的Al-Cu-Mg合金样品中S相的HAADF-STEM图像;

（b）（a）中白色盒区域的放大图像;

（c）用于S相的PW模型的示意性晶胞，沿[100]S方向沿着投影。（x表示沿沿着投影方向的原子坐标。x = 0对应于位于晶胞顶点的原子，而x = 0.5表示原子位于沿沿着[100]S方向的晶格参数的一半处）。

图6

在Al附近记录的Al-Cu-Mg-Si合金样品<100>在时效（a）2 h（欠时效），（b-c）8 h（第一峰值时效）后的X射线场TEM图像和相应的SAED图案。

图7

（a）Si改性GPB区、（B）S相和（d，e）富Cu团簇的HAADF-STEM显微照片;（c）S相（来自（B）中的区域）和（f）富Cu团簇（来自（e）中用黄色正方形标记的区域）的EDS元素图。

图8 

Al-Cu-Mg-Si合金样品<100>在（a）16 h、（B）25 h（第二峰时效）和（c）96 h（过时效）时效后靠近Al处记录的高分辨TEM图像和相应的SAED图案;（d）时效25 h后样品中沿沿着[100]Al观察的σ相的HRTEM图像和相应的FFT谱。

图9

时效25 h后Al-Cu-Mg-Si合金中（a，B）σ相的HAADF-STEM显微照片，（c）（B）中用黄色正方形标记的区域，以及（d）（c）中区域的EDS元素图。

图10

（a）时效2 h后Al-Cu-Mg-Si合金的三维原子图：

Cu（橙子）、Mg（洋红）和Si（深灰色）;

（b）目标元素确定的溶质富集特征分布：Cu、Mg和Si;（c）Cu、Mg和Si原子的NN分析结果。

图11在时效2 h后的分析体积中观察到的Al-Cu-Mg-Si合金中溶质富集特征的数密度（a）、体积分数（B）、化学成分（c）和Mg/Cu原子比（d）。

图12

（a）时效8 h后Al-Cu-Mg-Si合金的三维原子图：Cu（橙子）、Mg（洋红）和Si（深灰色）;

（b）目标元素确定的溶质富集特征分布：Cu、Mg和Si;

（c）Cu、Mg和Si原子的NN分析结果。

图13

在时效8 h后的分析体积中观察到的Al-Cu-Mg-Si合金中溶质富集特征的数密度（a）、体积分数（b）、化学成分（c）和Mg/Cu原子比（d）。

图14

（a）时效25 h后Al-Cu-Mg-Si合金的三维原子图：Cu（橙子）、Mg（洋红）和Si（深灰色）;

（b）目标元素确定的富溶特征分布：Cu、Mg和Si;

（c）Cu、Mg和Si原子的NN分析结果。

图15

（a）S相和（b）σ相（图14 B中箭头所示）从Al基体到沉淀中心的界面上Al、Cu、Mg和Si的邻近度直方图。

图16

在时效25 h后的分析体积中观察到的Al-Cu-Mg-Si合金中溶质富集特征的数密度（a）、体积分数（b）、化学成分（c）和Mg/Cu原子比（d）。

图17 Al-Cu-Mg-Si合金的沉淀演变示意图。

结论:

（1）Si在Al-4.9Cu-1.6Mg合金中对S相和σ相的不同步析出起着重要的控制作用，含Si合金中S相和σ相的不同步析出顺序为：S相和σ相的（wt.%）合金总结如下：过饱和固溶体（SSSS）→富镁Cu-Mg-Si共团簇→Si修饰的GPB区→S相+富铜Cu-Mg-Si共团簇→S相+富镁Cu-Mg-Si共团σ相。

（2）Si原子的快速团簇结合其与Mg原子的强键合，协同促进了富Mg的Cu-Mg-Si团簇的形成，这些团簇充当了Si改性GPB区的有效形核位置，从而进一步促进了S相的析出，这种优化的析出物组织是Al-Cu-Mg-Si合金强化动力学和峰值硬度提高的原因。

（3）Si的加入引发了Mg和Cu原子的非同步聚集，为Cu-Mg-Si三元Cu-Mg-Si团簇的形成创造了有利条件，同时，Si和Mg原子在基体中的共同富集有效地促进了Cu原子的局部聚集，这些耦合的原子尺度过程促进了富Cu团簇的形成，为稳定的σ相的析出提供了前驱体。

（4）定量分析表明，GPB区和S相共同作用于Al-4.9Cu-1.6Mg-0.3Si合金的峰值硬度，σ相的析出是合金在180 ℃时效25 h后硬度恢复的主要原因。