自100多年前首次发现硬铝合金的时效硬化行为以来，纳米沉淀强化合金已广泛应用于工业领域。轻量化设计策略和先进的能源应用要求高强度铝合金能够在300～400 °C的温度范围内使用。然而，目前商业化的高强度铝合金仅限于150 °C以下的低温应用。该温度瓶颈主要与纳米沉淀有关，耐热纳米沉淀需要高的热稳定性和大的体积分数，但在铝合金中它们是互斥的。通常，高溶解度和快速扩散的溶质（如Cu、Zn和Si）构成了体积分数较大（>~1.0 vol%）但热稳定性不足的纳米沉淀。相反，缓慢扩散的溶质（如Sc、Ti和Zr）可导致高稳定性但体积分数不足（<0.3 vol%）的纳米沉淀。由于两组溶质之间的扩散率存在巨大差异，因此将高溶解度和缓慢扩散的溶质组装成高稳定性和大体积分数的相干纳米沉淀物是设计抗蠕变铝合金的一个挑战。

西安交通大学刘刚、孙军和法国格勒诺布尔阿尔卑斯大学Alexis Deschamps等人合作报道了一种间隙溶质稳定策略，以在添加Sc的Al-Cu-Mg-Ag合金中产生高密度、高度稳定的相干纳米沉淀（称为V相），使铝合金在400°C达到前所未有的抗蠕变性能和优异的拉伸强度（~100 MPa）。集合慢扩散Sc和快扩散Cu原子的V相的形成，是由相干壁架辅助原位相变触发的，以扩散为主的Sc吸收和自组织进入早期沉淀Ω相的间隙有序。研究设想，壁架介导的慢扩散和快扩散原子之间的相互作用，可能为稳定相干纳米沉淀走向先进的400 °C级轻合金铺平道路，其很容易适应大规模工业生产。

相关研究工作以“Highly stable coherent nanoprecipitates via diffusion-dominated solute uptake and interstitial ordering”为题发表在国际顶级期刊《Nature Materials》上。

本研究使用铸造Al-4.5 wt%、Cu-0.3 wt%、Mg-0.4 wt% Ag合金（简称为Al-Cu-Mg-Ag合金）作为基材，为了比较，还研究了Al-4.5 wt% Cu合金。在185°C下老化后，Al-Cu-Mg-Ag合金的微观结构特征为沿｛111｝Al习惯面定向的板状Ω纳米沉淀物（图1a），平均半径为~20 nm，数密度为~4.4×10²¹ m⁻³，体积分数为~2.5 vol%。Ω纳米沉淀物由高溶解度Cu组成，并在界面处被Mg和Ag隔离，在200°C以下都能保持一致性。在较高温度下，它们经历快速粗化，最终在高于~300°C时转变为平衡θ-Al₂Cu。当暴露于400°C时，Al-Cu-Mg-Ag合金的热不稳定性得到了证明。仅保持15 min后，Ω纳米沉淀物才迅速粗化为大尺寸（平均半径~260 nm），密度显著降为~9.2×10¹⁷ m⁻³（图1b）。

为了提高热稳定性，将缓慢扩散的Sc（0.3 wt%）添加到Al-Cu-Mg-Ag合金（简称为Al-Cu-Mg-Ag-Sc合金）中。在相同老化条件下，Al-Cu-Mg-Ag-Sc合金类似地产生了Ω纳米沉淀物，其数密度略低，而平均尺寸略大。当Al-Cu-Mg-Ag-Sc合金暴露于400 °C时，纳米沉淀表现出与无Sc合金完全不同的演变。即使在暴露10 h后，仍保留了细小连贯的板状沉淀物（图1c），其大小几乎没有增加。纳米沉淀物的体积分数和数密度分别为~1.8 vol%和~1.8×10²⁰ m⁻³。在高温暴露过程中发生了相变，其中Ω被一个新相取代，研究者称之为V相。APT表明，Ω和V纳米沉淀之间的唯一区别是Sc原子均匀分布在V相中（图1d、e）。图1h表明，具有｛111｝Al取向的板状V纳米沉淀物，比Al-Cu合金中类似｛111}Al取向的Ω和｛100｝Al方向的θ′-Al₂Cu纳米沉淀物，显示出更高的抗粗化能力。

图1f，g显示了两种合金中沉淀尺寸分布的等高线图。在无Sc合金中，当温度升高至~300°C以上时，Ω区域显著变粗（图1f）。在~400°C时，纳米沉淀物长大，可能转变为平衡θ-Al₂Cu相，半径小于10nm的纳米沉淀物完全消失。相比之下，在添加Sc合金中，尽管由于最初存在的沉淀的部分溶解，沉淀尺寸分布高度有所降低，但在~400°C之前，仍保持10 nm以下的恒定主尺寸，直到~500°C，仍能检测到细小的纳米沉淀物（图1g）。这进一步证明，当Sc添加到Al-Cu-Mg-Ag合金中时，纳米沉淀物更加稳定。SAXS结果表明，从Ω到V的相变，没有伴随颗粒尺寸的明显变化或跳跃，表明Ω和V纳米沉淀之间存在强烈的相互作用。

图1. Sc微合金化合金中高度稳定的纳米沉淀

图2a显示四种合金在400°C下的应力-应变曲线。Al-Cu-Mg-Ag-Sc合金的抗拉强度达到～100 MPa，远高于其他三种合金（均低于～40 MPa）。原因是V纳米沉淀物是热稳定的，同时体积分数很大；而其他三种纳米沉淀物在热稳定性（Al-Cu-Mg-Ag合金中为Ω，Al-Cu合金中为θ′-Al₂Cu）或体积分数（Al-Sc合金中的Al₃Sc）中都不足。Al-Cu-Mg-Ag-Sc合金在400 °C测试的抗拉强度是商业铝合金的两倍，而且室温屈服强度（~400 MPa）位于商业铝合金的高水平区域（图2a中插图）。图2b显示了外加应力函数的稳态蠕变率（ε）。与之前报道的具有相对高的抗蠕变性的铝合金或复合材料相比，添加Sc合金的稳态蠕变速率通常要慢几个数量级，这表明其具有优异的抗蠕变性能。

图2. 400℃时前所未有的机械性能

APT结果表明V相含有Sc原子。定量分析表明，Sc原子的引入不会改变Al和Cu的化学计量，V相的化学组成为Al/Cu/Sc≈8:4:1。图3a、d显示了Ω相位的HAADF-STEM图像，入射电子束分别沿[100]Ω和[010]Ω轴对齐，插入了相应的FFT模式和结构模型。V相的代表性图像如图3b、e所示。V相具有与Ω相基本相同的结构骨架，而在FFT图像中，除了强大的基本模式之外，还可以清楚地检测到指示子结构的附加模式集（用黄色箭头标记）。假设从FFT图像中可视化的子结构是周期性局部有序结构的特征。图3c，f分别显示了V相沿[001]V和[010]V方向的EDX光谱图。在这两种情况下，间隙Sc占有率都是可见的，这将V相与Ω相区分开来。简单地将Ω相的原子结构与间隙Sc叠加，模拟的HAADF和FFT图像与实验图像完全一致。V相和Ω相之间原子结构的高度相似性指向从Ω到V的原位相变，这可以使SAXS结果合理化，即在相变过程中沉淀物尺寸没有明显变化（图1g）。

Ω相和V相的原子结构分别如图3g和h所示。与通常在间隙位置发现的小原子不同，Sc原子的尺寸大于Al和Cu。因此，间隙位置的周期性Sc占据需要一些Al和/或Cu原子的规则位移。结构分析表明，所有Al原子都经历了位移，而Cu原子保持位置不变。与Al-Mg-Si合金中的沉淀演变有些相似，其由柱状Si柱介导，Cu壁架充当了协调Ω到V转变的骨架。根据DFT对每个原子形成能的模拟，间隙Sc占据的V相具有比Ω和θ′-Al₂Cu相更强的原子键（图3i），表明V相应该比后两个相更热稳定。Al-Cu-Mg-Ag-Sc合金在400 °C时观察到的前所未有的机械性能基本上与高度稳定的V纳米沉淀相关。

图3. 具有间隙Sc有序的强晶体结构

HAADF和APT测试捕捉了Ω-V转换的不同阶段（图4a-c）。在400°C暴露10 min的Al-Cu-Mg-Ag-Sc合金中，所有纳米沉淀物均为Ω相，具有界面Mg/Ag偏析（图4a）。暴露30 min后，一些Sc原子已进入Ω纳米沉淀并组织成间隙有序。一部分Ω相局部转化为V相（图4b）。保持4 h后，观察到完全由V相组成的纳米沉淀物（图4c），表明相变完成。图4b所示的中间状态充分证明了从Ω到V的原位相变。形成机制使V相与所谓的W相（经常在Al-Cu-Sc合金中观察到）基本不同。图4d显示了在单个Ω纳米沉淀（命名为V-1、V-2和V-3）中形成的多个V相区域，都对应于Ω界面上存在的凸缘。通过差示扫描量热法，确定了V相形成的临界温度为~300 °C。实验发现，Ω板上可见凸缘的数量在300 °C以上增加，这种巧合证明了V相和壁架之间的强烈相关性。

研究者发现，在边缘实验中，几个V纳米沉淀物呈直线状（图4e）。这些中断的V相段来自V形成和Ω溶解之间的竞争。在400 °C下，Ω相逐渐溶解。然而，Ω的V形成依赖于扩散控制的间隙Sc占据。两个相反过程发生了冲突，结果取决于时间和固体溶液中Sc可用性。当Sc扩散和间隙占据导致V相时，沉淀存在，而保留为Ω相的区域溶解。因此，具有大初始直径的Ω纳米沉淀物最终分裂成多个V板。从Ω到V的原位相变场景可概括如下（图4f）：在300 °C以上的温度下，Ω界面上存在CL，Ω周围存在较大的应变场。Sc原子聚集在沿壁架的立板处，扩散到Ω，并逐渐转变为V相。Sc原子未到达的区域被溶解，与V生长和Sc有限可用性竞争。最后，留下了完全由V相组成的纳米沉淀。

图4. 通过扩散主导的Sc摄取和间隙有序的原位相变

研究者还证明了间隙溶质稳定策略对于在Al-Cu-Mg-Ag合金中产生其他稳定的纳米沉淀同样有效。实验表明，向Al-Cu-Mg-Ag合金中添加缓慢扩散的Zr、Mn或Ce，而不是Sc，可以产生高度稳定的纳米沉淀。这些纳米沉淀物内部具有高含量的Zr（或Mn或Ce）原子，表明可能的形成机制类似于Sc驱动的V形成。

该项研究的关键因素是CL辅助的原位相变，将缓慢扩散的溶质与高溶解度的溶质耦合成相干纳米沉淀。由于相干板状沉淀类似地使用凸缘作为其生长机制的一部分广泛存在于各种合金中，例如镁合金、镍合金、铜合金、钛合金和钢。研究者预计不同溶质之间的凸缘介导的相互作用也应适用于这些合金，以激发纳米沉淀物中的意外相变并提供改进的性能。