铝铜系铸造合金是典型的可热处理强化合金，具有强度高、加工性能好的优点，同时有良好的耐腐蚀性能^[1]，在航空航天、兵器及水电等领域具有广阔的应用前景。但该合金的结晶温度范围宽，凝固过程中易产生分散性疏松、热裂等缺陷^[2]。随着航空航天工业的快速发展，对高强韧铸造合金的综合性能提出了更高的要求。

向铝合金中添加少量Er，Y，La等稀土元素，可以细化晶粒、提高抗热裂性，并且提高合金的综合性能^[3-4]。Sc属于3d型过渡金属，又是稀土元素，在铝合金中同时兼有稀土金属和过渡族类金属的有益作用。近年来，含Sc铝合金的研究受到广泛关注，并取得了重要的进展。Sc在铝合金中主要有以下作用：(1)具有显著的细化α(Al)的晶粒，尤其是当Sc和Zr复合添加时效果更佳^[5]；(2)形成均匀的L1₂型Al₃Sc颗粒相，显著提升合金的时效响应速率^[6-7]；(3)细小弥散相L1₂型Al₃Sc能够强烈抑制再结晶，即使大塑性变形或高退火温度处理的合金^[8]；(4)能够提高热裂敏感合金的可焊性^[9]。

除了上述有益作用外，Sc与Cu有强烈的相互作用，在Al-Cu合金中添加Sc易形成三元W(AlCuSc)相。Emadi等^[10]指出W相消耗部分Sc，会减少Al₃Sc粒子的数量，减弱晶粒细化效果，给合金的力学性能带来不利影响。Al-4.5%Cu-0.8%Sc(质量分数，下同)合金的冷却速率为600 K/s时，凝固后不形成W相^[11]，而冷却速率为100 K/s时，则会形成W相^[9]。可见，W相的形成不但与Cu和Sc的含量有关，而且还受到熔体冷却速率的影响。

目前，对于Sc在铸造Al-Cu系合金中的微合金化作用，尤其是在砂型铸造条件下，Sc的加入量及其微合金化机理鲜见报道。本工作以高强韧铸造Al-Cu合金ZL205A为对象，研究在砂型铸造条件下Sc元素及其添加量对ZL205A合金的微合金化作用机理，为开发高强韧铸造Al-Cu合金提供理论依据。

1 实验材料与方法

以纯铝(99.97%)，Al-50%Cu，Al-5%Mn，Al-5%Ti，Al-5%Zr，Al-2%Sc等中间合金为原料，采用50 kg电阻炉熔炼不同Sc含量的ZL205A合金。在720 ℃保温，采用高纯氩气旋转喷吹进行精炼处理，旋转速率为150 r/min，吹气时间10~15 min。在710 ℃保温，浇注树脂砂型拉伸试棒，直径为12 mm。在拉伸试棒两端切取ϕ19 mm×10 mm的硬度试样，经538 ℃固溶15 h后，在175 ℃时效不同时间，采用布氏硬度计测量硬度。利用Philips FEGSEM扫描电镜和CM12型透射电镜对合金的微观结构进行表征。测试了添加Sc前后合金在峰时效时室温力学性能，拉伸结果为10根标准拉伸试棒的平均值。不同Sc含量的ZL205A合金的成分如表 1所示。利用K型热电偶测量了试样中心处的冷却曲线，如图 1所示，试样的凝固速率约为10 K/s。

2 结果与分析 2.1 Sc对ZL205A合金组织的影响

图 2给出了不同Sc含量的合金的铸态组织，从共晶组织的形貌和枝晶的尺寸看，不同Sc含量的合金的铸态组织没有明显变化。ZL205A凝固过程中α(Al)首先结晶析出，Cu或Mn原子在固液界面前沿富集，当浓度达到共晶成分时，形成α(Al)+θ(Al₂Cu)二元共晶或α(Al)+θ(Al₂Cu)+T(Al₁₂CuMn₂)三元共晶。合金的铸态组织以α(Al)+θ(Al₂Cu)二元共晶为主，存在少量T(Al₁₂CuMn₂)。ZL205A合金中含有少量Ti和Zr，在凝固过程中发生包晶反应，形成Al₃Zr和Al₃Ti，做为异质形核的核心，起到细化晶粒作用。由于Ti，Zr和V能相互取代，形成Al₃(Ti_x, Zr_y, V_1-x-y)相^[12]，未完全固溶的Ti和Zr元素聚集形成图 2(a)所示的棒状相，成分如表 2所示。除此之外，Ti，Zr，V主要以固溶形式存在于基体中。图 2(b)是ZL205A合金的共晶组织，白色颗粒相在共晶组织上析出，EDS结果表明其为Cd单质，成分如表 2所示。Cd在室温下几乎不溶于α(Al)，主要以单质形式存在。

利用偏光镜观察了不同Sc含量合金热处理后的晶粒结构，如图 3所示，采用画线法测得3种合金的平均晶粒直径分别为93，90 μm和91 μm，Sc含量在小于0.12%时没有明显的细化效果。Chen等^[12]指出，在Al-Sc二元合金中，Sc含量在共晶成分附近时，晶粒细化效果最显著，当Sc含量较低时(< 0.15%)，晶粒细化效果不明显，而当Sc含量超过共晶成分后，继续增加Sc含量，晶粒不再细化，即晶粒的细化程度并不随着形核质点的数量增加而增加。尽管L12型Al₃Sc与Al的晶格错配度很低，能够作为有效的异质形核核心，但并不是所有的形核质点一定会成为形核核心。ZL205A合金中含有Zr，Ti等基础细化元素，能够形成充足的形核质点，继续增加形核质点的数量，其细化机制并未发生本质的变化。

图 4给出了不同Sc含量合金热处理后的扫描照片及元素分布。未添加Sc的ZL205A合金经固溶处理后晶界残留少量点状相，能谱分析结果表明其成分为AlCuMn相，元素含量如表 3中P1所示。Sc含量为0.06%时，晶界残留相仍为点状或颗粒状，但数量有所增加，能谱分析结果表明较大颗粒相成分为AlCuSc，成分如表 3中P2所示。说明在砂型铸造冷却条件下，Sc在α(Al)中固溶度很小(略低于0.06%)。当Sc含量为0.06%时，少量的Sc在固液前沿富集，造成局部Sc原子浓度增加，可能形成颗粒状W(AlCuSc)相。随着Sc含量增加，凝固过程中固液界面前沿Sc浓度越高，Sc原子在固液界面前沿富集区域增大，形成条带状W相。W相在546 ℃以上形成^[13]，而ZL205A合金的固溶温度为538 ℃，一旦形成W相，固溶处理不能消除。图 4(d)给出了Sc含量为0.12%时，合金经热处理后晶界残留相的元素分布，主要成分为Cu和Sc，可推断形成条带状W相。

2.2 Sc对ZL205A合金时效硬化行为的影响

图 5是时效温度为175 ℃时Sc含量对ZL205A合金时效硬化行为的影响。ZL205A合金是典型的时效强化合金，强化相的析出序列为GP区→θ″→θ′→θ。ZL205A合金含有0.2%的Cd，文献[14]指出Cd/Sn/In与空位结合，限制空位在室温条件下的迁移，减缓GP区形成速率，抑制低温时效。时效温度升高后Cd/Sn/In释放空位，或者携带空位运动，增加GP区形成速率，促进GP区形成^[15]。因此，ZL205A合金的时效响应较快，峰时效的时间为5 h。时效时间超过5 h后，硬度值开始缓慢下降，时效时间达30 h后，硬度值下降速度增加。添加0.06%的Sc后，合金的时效硬化响应速率和硬度峰值均有所增加，峰时效时间仍为5 h，时效时间超过5 h后，硬度值同样略有降低。时效时间达30 h后，硬度值基本保持不变。Sc含量为0.12%时，合金的硬化响应速率和硬度峰值明显降低，硬度达到峰值后，没有降低现象，峰时效时间延长至8 h，时效时间达到30 h后，硬度值基本保持不变。

图 6给出了不同Sc含量的ZL205A合金在175 ℃时效过程中θ′相的演变规律。时效时间为3 h时，未添加Sc的合金形成比较稠密的析出相，添加0.06%的Sc后，合金的析出相密度有所增加，当Sc含量为0.12%时，合金的析出相密度大幅降低。图 6(d)~(f)给出了不同Sc含量的合金在峰时效时的析出相照片。Sc含量为0.06%的合金析出相密度无明显变化，Sc含量为0.12%的合金析出相密度略有降低。时效时间为35 h时，未添加Sc的合金析出相长度明显增加，长度约200 nm。添加Sc后，析出相长度增加不明显，时效时间为35 h时，Sc含量为0.06%和0.12%的合金的析出相长度为70 nm左右，添加Sc后合金的析出相的密度高、尺寸小。

图 7是不同Sc含量的ZL205A合金在基体上析出的弥散相。未添加Sc的合金，形成少量弥散相Al₃(Ti_x, Zr_1-x)。添加Sc后弥散相转变为Al₃(Sc_x, Ti_y, Zr_1-x-y)，且弥散相的数量随Sc含量的增加而增加。不同Sc含量的合金中弥散相的直径接近，均为45 nm左右。Zr在固溶处理过程中脱溶析出形成亚稳相L1₂型Al₃Zr^[16]，在450 ℃以上固溶处理转变成D0₂₃结构的平衡相^[17]。Ti取代部分Zr后，弥散相的晶格常数减小，与基体的晶格错配度降低^[18]。添加Sc后形成的Al₃(Sc_x, Ti_y, Zr_1-x-y)相为L1₂结构^[19]。固溶于基体中弥散相，直径在几纳米到几十纳米之间，其粗化过程符合Lifshitz-Slyozov-Wagner模型^[20]。弥散相直径超过某一临界值后，将失去与基体的共格关系，在弥散相与基体界面形成晶格错配，产生弹性畸变能^[21]。晶格错配增加了弥散相与基体的界面能，使得为θ′相在界面上析出从热力学上成为可能，从而促进了θ′的形成。因此，添加Sc后合金中弥散相数量增加，时效响应速率应随之增加。

然而，Sc含量为0.12%时，合金的时效响应速率、硬度峰值和析出相密度均大幅降低。原因是凝固过程中形成大量W(AlCuSc)相，固溶处理不能溶解，Cu在α(Al)中的浓度降低，表 4给出了Sc含量不同时α(Al)中Cu的浓度，结果为随机选取7个晶粒进行检测后取平均值。实验合金中Cu的含量为5.1%~5.2%，而能谱分析晶内Cu浓度最高为5.8%。由于热处理后，晶界形成无析出带，因此，晶内Cu浓度高于合金平均值。由表 4可知，Sc含量增加0.12%，Cu的浓度降低了1.1%。尽管随着Sc含量增加，合金中的弥散相数量增加，为θ′形核提供了更多的形核位，并且促进时效响应。但α(Al)中Cu原子浓度大幅降低，造成Cu原子向GP区偏聚所需扩散距离增加、θ′相的密度降低，从根本上导致合金时效响应速率和硬度峰值降低。

θ′相形成后同样失去与基体的共格关系，在θ′相与基体界面形成晶格错配，产生畸变能，Sc原子在θ′相与基体界面偏聚，能够降低界面能。θ′相长大需要不断吸附周围Cu原子，Sc原子在θ′相与基体界面偏聚能够限制Cu原子扩散，从而抑制θ′相长大^[20]，提高合金的热稳定性。

2.3 Sc对ZL205A合金力学性能的影响

表 5给出了不同Sc含量合金经热处理后的室温拉伸性能。Sc含量为0.06%时，合金的抗拉强度和伸长率基本保持不变，屈服强度由454 MPa增加至472 MPa，提高了约4%，伸长率和断面收缩率均有所提高。Sc含量为0.12%时，合金的各项力学性能指标急剧降低。

图 8为不同Sc含量合金的拉伸断口形貌。ZL205A合金的断口为沿晶断裂区和韧窝区组成的混合型断口，其中以沿晶断裂为主，韧窝较少。Sc含量为0.06%时，合金断口形成大量细小韧窝，韧窝区明显增加，沿晶断裂区减少，仍表现为混合型断裂特征。Sc含量为0.12%时，韧窝变浅且数量减少，形成大量台阶状小平面，具有明显的准解理断裂特征。

添加Sc后，基体上形成大量弥散相，弥散相与基体产生弹性畸变，致使强度提升，同时具有阻碍位错运动的作用，从而提高合金的屈服强度。Sc含量为0.12%，晶界形成大量连续分布的W相，合金由韧性断裂转变为脆性断裂，图 8(c)中箭头标出了断口上的W相，成分如表 6所示。另外，晶内Cu原子浓度降低，析出相的数量和密度显著降低，同样导致合金的强度降低。

3 结论

(1) ZL205A合金中添加Sc含量低于0.12%没有明显晶粒细化效果。

(2) 添加Sc后，合金中的弥散相由Al₃(Zr_x, Ti_1-x)转变为Al₃(Zr_x, Ti_y, Sc_1-x-y)。且弥散相的数量随着Sc含量的增加而增加，由于Al₃(Zr_x, Ti_y, Sc_1-x-y)弥散相具有较高的热稳定性，不同Sc含量合金中的弥散相直径均在45 nm左右。

(3) 弥散相数量增加，能够促进时效过程θ′相形核，Sc含量为0.06%时合金的时效硬化响应速率和硬度值均有所增加，合金的屈服强度提高4%。随着Sc含量的增加，晶界W相逐渐增多，α(Al)中Cu原子浓度降低，导致合金硬度峰值、力学性能均大幅降低。

(4) ZL205A合金中添加0.06%的Sc即具有明显抑制θ′相长大的作用。