铝由于其轻量化特性而得到广泛应用［1-2］。然而，相较于传统的黑色金属，铝及大多数铝合金的高温强度、耐高温氧化与耐磨性能难以满足高温和氧化环境中服役要求［3-4］。研究表明，通过调控铝基固溶体中析出相的数量、形貌与分布形态可以极大地提高铝合金的强度，也有大量研究报道了协同提高强度和塑、韧性，打破了铝合金中强度与塑、韧性的固有倒置关系。但是，在解决铝及铝合金高温强度和耐磨性方面仍有欠缺［1，4］。因此，铝及铝合金高温性能的提高仍值得关注。近年来，在铝及铝合金基体中引入增强相（如颗粒、纤维和晶须等），构建复合结构，改善了铝及其合金的高温性能，在一定程度上提高了高温强度和高温抗蠕变性能［5-7］。以金属间化合物为代表的层状复合材料因其优越的高温强度、损伤容限以及高温稳定性而受到了广泛关注［8］，成为了许多特殊工业领域的潜在结构材料。这类复合材料制备工艺可采用定向凝固等方式，其中最常见的为共晶凝固和包晶凝固［9-10］。Al-Si、Al-Al2Cu 和Ni3Al-Ni3Nb 共晶合金系已成为了定向凝固制备原位复合材料的优良前驱体［11-12］。金属间化合物Al2Cu相（θ相）是Al-Cu合金系（如2024、2A16等变形铝合金以及ZL205A、ZL206Y等铸造铝合金）中组成相之一，也被认为是主导该系合金强化效果的重要析出相［13-14］。在形态上，Al2Cu相以板状形式生长，具有低对称的C16体心四方晶格结构，其硬度约为α-Al相的2.8倍［15］，具有较高的热稳定性。另一方面，Al2Cu相的高硬度与低对称体心晶格结构决定其很难具有较好的塑性变形能力，而且这种晶格结构受位错运动影响将产生大晶格内应力。因此，在室温下单独的Al2Cu相常表现为脆性断裂［16］。通常情况下，具有层状组织的材料中（如Fe-Fe3C中的珠光体），层间距的演变可以用来解释该类组织的力学性能变化，该机制也是解释同类层状材料力学行为的可靠机制［17］。常规铸态Al-Al2Cu的层间距大多为微米尺度［18］。近年来也有通过激光选区熔化实现快速凝固进而减小共晶层间距的报道，该工艺在获得纳米级的层间距同时显著提高材料的强度，可达GPa级［19］。传统的时效处理下，固溶Cu原子的含量和沉淀相在材料受热过程会发生较大的变化。在高温服役环境下，Al-Al2Cu共晶合金的微观结构和力学性能产生类似时效处理的变化［20-21］。Al-Al2Cu共晶合金的力学性能是其组成（α-Al层和Al2Cu层）的性能叠加的结果［22］。因此，理清α-Al层和Al2Cu层的受热后性能的变化有助于揭示Al-Al2Cu共晶合金在使役环境下的损伤演变机制。纳米压痕技术能够在极小的区内解析出共晶合金各组成部分的力学性能，测试结果与传统的力学试验结果符合较好。本研究旨在通过纳米压痕技术理解Al-Al2Cu共晶合金经历服役受热后α-Al层和Al2Cu层的性能变化。使用铸造技术获得共晶成分的Al-33.26Cu（质量分数，%）铸锭，并作为Al-Al2Cu共晶合金的研究模型，对其在不同温度下进行时效处理以模拟其使役受热过程，分析α-Al层和Al2Cu层蠕变应力指数和热激活体积的变化，并讨论了时效处理后α-Al层和Al2Cu层对复合材料性能的影响，旨在为其应用提供参考。1试验材料及方法使用纯度≥99.9%（质量分数）的Al和Cu作为原材料，按照Cu含量为33.26%（考虑3%的烧损）配制，使用常规铸造法制备方形铸锭。在铸锭中切割出ϕ6 mm×6 mm的试样进行热处理。使用Rigaku D/MAX 2500 X射线衍射仪确定试样的物相组成，并通过Zeiss Axio Imager M2m光学显微镜观察合金形貌。采用NETZSCH DSC-404差示扫描量热仪表征合金试样受热转变过程，以确定模拟受热的温度参数。使用Nano Indenter® XP MTS 纳米压痕仪进行纳米压痕试验，压头为Berkovich金刚石压头。在试验过程中热漂移控制在0.05 nm/s以内。加载速率为25 mN/s，载荷为0.1 N，加载时间为1 200 s。对每个试样进行10次压痕，以确保其可重复性。所有用于纳米压痕试验的试样均经过抛光处理。2试验结果与分析2.1Al-Al2Cu共晶系转变过程采用Pandat软件®并调用铝合金热力学数据库计算了平衡态下的Al-Al2Cu相图，见图1。可以看出，Al-33.26Cu为完全共晶组织。同时，该合金系的共晶反应发生在548 ℃。为保证组织不过烧，Al-Al2Cu的固溶处理温度应低于520 ℃，因此设定固溶温度为513 ℃。铸态试样的DSC曲线在195 ℃和273 ℃处出现了两个放热峰（见图1b），这通常与Cu原子的聚集以及 G.P.区的形成有关［23-24］。为模拟高温使役过程，热处理温度分别设定为195 ℃和273 ℃。热处理参数见表1。由相图可知，此时α-Al中Cu元素的浓度非常小，有利于Al2Cu相的沉淀析出。10.15980/j.tzzz.2024.02.018.F001图1Al-Cu二元相图和铸态Al-Al2Cu共晶合金的DSC局部曲线（插图为加热至熔化以后的曲线）Fig.1Al-Cu binary phase diagram and partial DSC curve of as-cast Al-Al2Cu eutectic alloy10.15980/j.tzzz.2024.02.018.T001表1Al-Al2Cu共晶合金的热处理工艺Tab.1Heat treatment processes of Al-Al2Cu eutectic alloy编号固溶温度/℃固溶时间/h淬火条件时效温度/℃时效时间/hS0-----S151312室温水淬1958S251312室温水淬19516S351312室温水淬19524S451312室温水淬2738S551312室温水淬27316S651312室温水淬273242.2物相分析图2为铸态与不同时效处理态的Al-Al2Cu试样的XRD图谱。可以看出，所有试样均由α-Al和θ-Al2Cu相组成，且未观察到其他相。图3为时效处理后试样的金相组织。通过比较不同时效处理试样中的Al2Cu相的尺寸，发现在195 ℃下处理的试样由更细小的Al2Cu相组成（见图3b～图3d），而273 ℃下处理的试样Al2Cu相更粗大，且出现了更多的大块状Al2Cu相（见图3e～图3g）。另一方面，铸态试样中的规则层片状结构（见图3a）经时效处理后被破坏。规则层状结构的改变和块状Al2Cu相的出现可以归结为采用更高的时效温度，原子扩散变加容易［25-26］，这导致了Al2Cu相的快速生长，且随着时效时间增加，更多的大块Al2Cu相开始形成。可见，经历时效处理之后，Al-Al2Cu复合材料的微观结构已经发生改变，这种微观结构的改变势必会改变共晶合金的力学性能。10.15980/j.tzzz.2024.02.018.F002图2铸态与不同时效处理态的Al-Al2Cu试样的XRD图谱Fig.2XRD patterns of as-cast and as-aged Al-Al2Cu specimens10.15980/j.tzzz.2024.02.018.F003图3不同时效处理态和铸态试样的微观组织（箭头处为块状Al2Cu相）Fig.3Microstructures of as-aged and as-cast specimens2.3显微硬度与纳米压痕蠕变分析铸态Al-Al2Cu共晶合金经过时效处理后，其硬度发生较为明显的变化，硬度值均呈先增加后减小的趋势。其中，273 ℃下的试样比195 ℃下的试样更快达到峰值硬度，但后者的峰值硬度（HV）更高，达到了257。随着时间延长，硬度下降至稍低于铸态的。从硬度-强度相关性上可以看出，时效处理后共晶合金的强度也会发生相应的改变。另一方面，经历273 ℃热处理后，共晶合金的硬度维持在稍高于其铸态的硬度水平上。根据固溶强化和沉淀强化机制，α-Al层是固溶了Cu原子的Al基体固溶体，从结晶过程来看，该层中会随温度下降从而析出Al2Cu沉淀相。固溶的Cu原子和二次Al2Cu相均会影响到材料的强度和变形能力［27］，这可以认为是硬度提高的原因。硬度的下降常被解释为晶粒和沉淀相的粗化以及平衡缺陷浓度的降低从而导致位错运动时受到阻力下降。图5为α-Al层和Al2Cu层在铸态和时效处理试样中的载荷-位移曲线和蠕变位移-保载时间曲线。可见时效处理后，α-Al层的蠕变位移明显比Al2Cu层长。此外，卸载至0.01 N时，α-Al层也发生了明显的蠕变位移，但在Al2Cu层曲线中未出现这种情况（见图5a和图5b），这可归因于Al2Cu的强度或硬度比α-Al高。对于时效温度为195 ℃的试样，S2中的α-Al层（时效时间为8 h）的蠕变位移最短（约为627 nm），Al2Cu层最短蠕变位移也发生在此情况（约为46 nm）；随着时效时间进一步增加，两层的蠕变位移都变长，α-Al层和Al2Cu层的蠕变位移分别达到794 nm 和53 nm（见图5c）。此外，在195 ℃下处理的试样中，α-Al和Al2Cu层的初始蠕变位移也最短，表明试样存在快速的弹塑性转变。对于时效温度为273 ℃的试样，S4中的α-Al层的蠕变位移最短（约为605 nm），但对于Al2Cu层最短位移则出现在S5中（约为40 nm）（见图5d）。10.15980/j.tzzz.2024.02.018.F004图4195 ℃和273 ℃下时效处理硬度的变化曲线Fig.4Hardness variation curves of specimens aged at 195 ℃ and 273 ℃10.15980/j.tzzz.2024.02.018.F005图5铸态和不同时效处理态试样的纳米压痕蠕变载荷-位移曲线以及蠕变位移-保载时间曲线Fig.5Load-displacement curves and creep displacement-time curves of as-cast and as-aged specimens与传统的拉伸或压缩蠕变不同，接触力学理论指出纳米压痕过程是由自相似压头执行的，其变形应符合自相似的应力-应变场［28］。另一方面，纳米压痕蠕变过程只有两个阶段，即瞬态阶段（初始阶段）和稳态阶段（第2阶段），但不会在类似于拉伸和压缩蠕变条件下的加速阶段（第3阶段）发生破裂。稳态阶段的蠕变可以通过传统的应力指数（n）的幂律推导［29-30］：ε˙=Kσn （1）式（1）可以改写为双对数形式，即，lnε˙=nlnσ+K （2）式中，ε˙和σ分别为稳态压痕蠕变速率和压头下的瞬时应力［也可以认为是压痕瞬时硬度（H）］，分别可计算为：ε˙=1hpdhpdt （3）σ=H=PChp2 （4）式中，C为压头相关的常数，Berkovich压头采用24.5；hp为压头的接触深度，可计算为hp=hi-γP/S，其中hi和S分别为蠕变即时总位移和刚度；γ为压头形状因子（Berkovich压头形状因子为0.72）。图6为使用n值稳态蠕变末段的拟合结果。可以看出，α-Al层的n值明显大于Al2Cu层的n值，说明这两层在时效处理后发生的蠕变行为受不同蠕变机制控制。通常情况下，n值约为1时表示扩散蠕变，约为2时表示晶界滑移型蠕变，4~7则表示位错攀爬型蠕变［29-30］。图7为α-Al层和Al2Cu的n值变化趋势。可以看出，所有试样的α-Al层的n值范围均在1.1～1.4之间，表明α-Al层的蠕变受扩散控制。但是，Al2Cu层的n值较为异常（均大于20），超出了常规的n值范围。这种异常的n值在Mg-Al-RE合金中曾被报道过，并且高n值被认为是受孪晶控制的蠕变机制［31］。随着时效处理时间的延长，195 ℃下处理的试样的α-Al层的n值略有减小，但Al2Cu层的n值在经历16 h的时效处理后达到了29.9随后下降至22.1。在273 ℃时，Al2Cu层的n值则随着时效时间的延长而增加。10.15980/j.tzzz.2024.02.018.F006图6α-Al 层和 Al2Cu层的压痕蠕变lnε˙-lnσ曲线Fig.6lnε˙-lnσ curves of indentation creep of α-Al and Al2Cu layers10.15980/j.tzzz.2024.02.018.F007图7不同状态下α-Al 层和 Al2Cu层的n值变化趋势Fig.7Variation trend of stress exponents of α-Al layers and Al2Cu layers in as-cast and as-aged specimens除蠕变应力指数（n）外，蠕变热激活体积（V*）是揭示压痕蠕变机制的另一种重要参量，可以计算为［32］：V*=3κBT∂lnε˙∂σT （5）式中，σ为采用稳态蠕变末段的平均值；κB为玻尔兹曼常数（1.380 6×10-23 J/K）。图8是根据式（5）计算的铸态和时效处理后试样中α-Al层和Al2Cu层的V*值。对于195 ℃下处理的试样，S2（经历16 h热处理）中α-Al层的V*达到0.017 8 nm3，但随着时效时间增加，V*减小；Al2Cu层的最大V*也发生在S2，达到了0.015 6 nm3。对于273 ℃下的试样，经过16 h的时效处理（S5）后α-Al层的V*为0.016 1 nm3，然后减小到0.015 1 nm3。但是，Al2Cu层的V*随着时效时间的延长而持续增加。另一方面，经过24 h热处理后，α-Al和Al2Cu的V*值非常接近。V*值反应了材料的变形抗力，V*值增加表明需要施加更高的外力使材料变形［33］。基于此，在195 ℃下经历16 h的时效处理可以同时提高试样中α-Al层和Al2Cu层的变形抗力，这与硬度趋势一致（见图4）。综上，在273 ℃下，Al-Al2Cu共晶合金在经历不同的时效处理后，α-Al层和Al2Cu层的蠕变机制和变形抗力变化趋势明显不同，由显微硬度的变化趋势得知此条件下共晶合金的硬度达到峰值后维持在稍高于铸态试样的水平上，这是Al2Cu层的变形抗力明显提升导致的。10.15980/j.tzzz.2024.02.018.F008图8不同状态下α-Al 层和 Al2Cu层的V*值变化趋势Fig.8Variation trend of thermal activated volumes of α-Al and Al2Cu layers in as-cast and as-aged specimens3结论（1）与273 ℃下的时效处理试样相比，195 ℃时效处理的试样中，Al2Cu相更细小。在273 ℃时效处理的试样中形成了更多的块状Al2Cu相，且随着时效时间的延长而增多。（2）273 ℃时效处理的试样比195 ℃时的试样达到峰值硬度所需时间更短，后者的峰值硬度（HV）更高，达到了257。但是，273 ℃时效处理的试样在更长的时间内硬度仍能保持稍高于铸态试样的。（3）对于195 ℃时效处理的试样，经16 h的时效处理的试样中的α-Al层和Al2Cu层的蠕变位移均最短。对于273 ℃时效处理的试样，经8 h的时效处理的试样中的α-Al层蠕变位移最短，但经16 h的时效处理的试样中的Al2Cu层蠕变位移最短。（4）不同时效工艺处理后的试样中的α-Al层压痕蠕变过程属于扩散控制的蠕变机制。但是，Al2Cu层具有异常高的n值。在273 ℃下，Al2Cu层的热激活体积随着时间延长增大，说明其变形抗力增大，但α-Al层热激活体积降低。可见在237 ℃下，共晶合金维持稍高于铸态试样的硬度是由Al2Cu层变形抗力的增加主导的。