Sc 对Al-Si-Cu-Ni-Mg 合金组织与热暴露的影响研究

董 浩1，马凯迪2，李金峰1，夏 峰1，梁艳峰1，郭永春1

(1.西安工业大学材料与化工学院，陕西 西安 710021；2.陕西天成航空材料股份有限公司，陕西 咸阳 712000)

摘 要：铸造耐热Al-Si-Cu-Ni-Mg 合金是制备高功率密度发动机活塞等耐热轻量化部件的重要基础材料，通过添加高熔点、低热扩散系数的Sc 元素来调控合金的相结构和形貌是提升此类合金耐温性的重要思路。因此，探究了Sc 元素添加及其含量对铸造耐热Al-Si-Cu-Ni-Mg 活塞合金凝固组织和热暴露过程中富铜镍相组织演变的影响。 结果表明，随Sc 含量增加，活塞合金中形成AlSiCuNiSc 新相，并且AlSiCuNiSc 相的数量和尺寸随Sc 含量的增加而增加；此外，随着AlSiCuNiSc 相的形成，δ-Al3CuNi 相发生由典型共晶层片向棒杆状组织的转变。 热暴露过程中，δ-Al3CuNi 相中的Cu 和Ni 原子向α-Al 基体中扩散，并在δ-Al3CuNi 的相界面处形成纳米尺度的γ-Al7Cu4Ni 相；而富Sc 的AlSiCuNiSc相在热暴露前后形貌和成分几乎不发生变化，表现出极高的热稳定性；分析认为，高熔点、低热扩散系数的Si 和Sc 等原子在富铜镍相中的存在极大提高了富铜镍相的热稳定性。

关键词：耐热铝合金；微观组织；Sc 元素；热暴露

多元铸造近共晶Al-Si-Cu-Ni-Mg 合金具有密度低、导热系数大、比强度高、热膨胀系数低和尺寸稳定性好等优点， 广泛应用于发动机活塞等高温工作部件[1-3]。随着国防、民用交通等领域对活塞综合性能的进一步需求，通过添加微量元素调控多元铸造Al-Si-Cu-Ni-Mg 合金的凝固组织和力学性能成为研究热点[4-5]。 在诸多合金化元素中，Sc 元素因其熔点高(1 541 ℃)，在铝基体中扩散系数小等特点[6]，因而易形成高热稳定的纳米含/富Sc 析出相， 或富集于Al2Cu 等固有析出相界面来稳定Al2Cu 等相[7-8]，近年来受到越来越多学者的关注，并对此展开了深入研究。

Xue 等[9]研究表明在Al-Cu-Mg-Ag 合金中加入Sc 后，Sc 元素扩散进入时效析出相θ-Al2Cu 的晶格间隙，并形成含Sc 的V 相，V 相在保持大体积分数的同时具备更高的热稳定性，使得Al-Cu-Mg-Ag-Sc合金在400 ℃时具有高达100 MPa 的抗拉强度。 刘瑶[10]研究了Sc 对Al-Mg-Si-Cu 合金微观组织和力学性能的影响， 结果表明，Sc 元素的添加导致Al-Mg-Si-Cu 合金峰值时效和过时效的主要强化相均为QP2 板条相，而QP2 相在后续时效过程中不易粗化， 提高了Al-Mg-Si-Cu 合金的热稳定性。 Yang等[11]研究表明，在Al-Cu-Sc 合金中，Sc 原子易在θ′与α-Al基体界面偏析。 这种界面溶质偏析不仅促进析出相θ′的形核，还极大抑制了该相的粗化，共同导致合金中θ′析出密度增多，并因此大幅提高了合金强度。Allami 等[12]研究了Sc 微合金化对AZ91 合金凝固组织和力学性能的影响， 结果表明，Sc 元素加入后， 合金形成了热稳定的Al3Sc 和Mg5Al4Sc 粒子，导致其在宽温域和宽应力水平下的蠕变性能极大增加。 由此可见，添加微合金化元素Sc 在调控铝合金凝固组织和改善力学性能上效果显著。

然而需要指出的是， 目前在铝合金中添加Sc元素的研究大多集中在二元合金或多元的低含量溶质合金上， 而Sc 元素对于多元多相的Al-Si-Cu-Ni-Mg系合金的影响未有系统性研究。 因此，本文通过向Al-Si-Cu-Ni-Mg 系合金添加不同质量分数的Sc 元素，系统探究Sc 元素对其微观组织的影响，特别关注Sc 元素添加对Al-Si-Cu-Ni-Mg 合金热暴露过程中富铜镍相的影响。

1 实验材料与方法

采用重力铸造法制备如表1 所示的不同Sc 元素含量的5 组合金。实验原材料为纯铝(99.9%，质量分数，下同)、纯镁(99.9%)、纯硅(99.9%)，以及中间合金Al-2Sc、Al-50Cu 和Al-10Ni(质量分数)， 使用Al-P 中间合金作为变质剂、C2Cl6 作为除气剂在中频感应炉进行熔炼。 制备方法为：将纯铝加入坩埚，待其熔化后，升温至850 ℃加入结晶硅，熔化后依次加入中间合金Al-50Cu、Al-10Ni 和Al-2Sc， 熔化后降温至750 ℃加入Al-P 中间合金， 保温10 min 进行变质处理；随后降温至720 ℃加入纯Mg，待其熔化后升温至730 ℃使用C2Cl6 做除气精炼处理， 此后浇铸到金属模具中。

表1 合金成分表
Tab.1 Composition of the alloy(mass fraction/%)

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使用NICON EPIPHOT 300 型光学金相显微镜(OM)，以及配备能谱仪(EDS)的Quanta 400F 型扫描电子显微镜(SEM)和Tecnai G2 F20 型透射电子显微镜(TEM)对制备的试样进行组织形貌分析。 使用间接原位追踪法对合金在热暴露过程中的组织演变进行观察。制取一块金相实验样块，对特征组织区域使用显微硬度仪在金相块表面压出压痕， 压痕大小约为50 μm，共压出4 个压痕，连接形成约为1 mm×1 mm 的区域进行观察。 使用SEM 对铸态样品进行拍照记录， 随后对样品进行420 ℃的高温热暴露处理， 在累计保温48 h 和100 h 时， 分别进行拍照记录。 利用Pandat 2022 软件对Al-Si-Cu-Ni-Mg-Sc 合金的平衡凝固相图进行计算。

2 实验结果及讨论

图1为不同Sc 添加量合金的微观组织，结合能谱与图2a 所示的XRD 分析， 可以确认基础合金由α-Al 基体、初生与共晶Si 相、层片状δ-Al3CuNi 相、浅灰色ε-Al3Ni 相及深灰色Q-Al5Cu2Mg8Si6 等相组成。 而含Sc 合金中除存在上述凝固析出相外，还出现了长条状富Sc 相。此外，δ-Al3CuNi 相的形貌也随Sc 含量的增加发生了明显变化。 由图1a 和b 可知，当Sc 含量较小时(即＜0.1%)，δ-Al3CuNi 相形貌为典型的共晶层片状。 而随Sc 含量的增加， 合金中的δ-Al3CuNi 相形貌由共晶层片状变为离异棒杆状(图1c 和e)。 已有文献研究表明[13-14]，δ-Al3CuNi 相的形貌受合金中Cu、Ni 原子比变化的影响。 当Cu∶Ni≈1.25 时， 合金中的δ-Al3CuNi 相呈典型的共晶层片状；当Cu∶Ni≈1.75 时，共晶层片状δ-Al3CuNi相数量减少，存在形式主要为杆棒状；而当Cu∶Ni≈2.75 时， 合金中的δ-Al3CuNi 相以细的杆棒状形式存在。分析认为，由于Sc 元素的加入，其率先与熔体中的Ni 等元素结合形成了富Sc 相，消耗熔体中Ni原子，使合金熔体中Cu∶Ni数值增大，导致δ-Al3CuNi相由共晶胞落状演变为离异棒杆状。

图1 不同Sc 添加量的Al-12Si-4Cu-2.7Ni-1Mg 合金显微组织：(a)0%Sc;(b)0.1%Sc;(c)0.2%Sc;(d)0.3%Sc;(e)0.4%Sc
Fig.1 Microstructure of the Al-12Si-4Cu-2.7Ni-1Mg alloy with different Sc contents：(a)0 wt.%Sc;(b)0.1 wt.%Sc;(c)0.2 wt.%Sc;(d)0.3 wt.%Sc;(e)0.4 wt.%Sc

图2 不同Sc 添加量Al-12Si-4Cu-2.7Ni-1Mg 合金的XRD 分析与平衡凝固相图：(a)XRD 谱；(b)平衡凝固相图
Fig.2 XRD analysis and equilibrium solidification phase diagram of the Al-12Si-4Cu-2.7Ni-1Mg alloy with different Sc contents：(a)XRD patterns;(b)equilibrium solidification phase diagram

为进一步对含Sc Al-12Si-4Cu-2.7Ni-1Mg 合金中出现的条状富Sc 相进行确认，对Sc 含量为0.3%(图1d)的合金进行能谱点扫及面扫分析，其结果分别如表2 和3 所示。由表2 可知，富Sc 相含有50.57%Al(原子分数，下同)、19.49%Si、21.27%Ni、1.92%Cu及6.74%Sc，因此将该相记为AlSiCuNiSc 相。 由图3能谱面扫描分析显示，该相中含有Al、Cu、Ni、Si 和Sc 等元素，且各元素在富Sc 相中均匀分布，未发现元素在相界面富集情况。 由图2b中呈现的Al-12Si-4Cu-2.7Ni-1Mg-xSc 合金的平衡凝固相图可知， 含Sc 的Al-12Si-4Cu-2.7Ni-1Mg 合金熔体凝固时，高熔点的Sc 会率先与Si 结合形成ScSix 相。 此后， 残余熔体以类似于胞晶反应的形式依附于ScSix相进行凝固，并形成新的AlSiCuNiSc 相[8,10,15]。 而且，AlSiCuNiSc 相在凝固组织中的尺寸和体积分数随Sc 含量的增加而增加。

图3 典型AlSiCuNiSc 相的元素能谱面扫描结果
Fig.3 EDS surface scanning maps showing the element distribution of a typical AlSiCuNiSc phase

表2 AlSiCuNiSc相的能谱点扫结果
Tab.2 EDS results of the AlSiCuNiSc phase(atomic fraction/%)

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作为典型铸造耐热铝合金的Al-Si-Cu-Ni-Mg系合金，其通常处于250～420℃的高温热暴露条件[16-18]。高温热暴露实验可以考察合金在使役条件下的微观组织演变[19-22]， 图4～9 研究了不同Sc 添加量的Al-Si-Cu-Ni-Mg 合金在420 ℃下不同热暴露时间(0～100 h)的组织演化。图4a～c 为使用间接原位追踪法，间断保温条件下Al-12Si-4Cu-2.7Ni-1Mg 合金(未添加Sc 元素)在420 ℃保温0～100 h 的组织演化。由图可知，在保温0 h 时，合金组织中ε-Al3Ni、δ-Al3CuNi及Q-Al5Cu2Mg8Si6 相的相界面光滑且清晰。 当保温时间增加至48 h 时，ε-Al3Ni 和δ-Al3CuNi 相界面不再光滑，呈现出锯齿状，Q-Al5Cu2Mg8Si6 相末端发生明显钝化；当保温时间进一步延长到100 h时，ε-Al3Ni 和δ-Al3CuNi 相边界呈现出的锯齿状进一步加剧，Q-Al5Cu2Mg8Si6 相的钝化也进一步加剧。 图4d～f 为添加0.1%Sc 的Al-12Si-4Cu-2.7Ni-1Mg 合金在420 ℃保温0～100 h 的组织演化。由图可知，在保温0 h 时，δ-Al3CuNi 相及Q-Al5Cu2Mg8Si6 相的相界面光滑且清晰；随保温时间延长，δ-Al3CuNi 相边界处逐渐析出锯齿状相， 且其数量和尺寸随保温时间的增加而增大，Q-Al5Cu2Mg8Si6 相随保温时间增加逐渐钝化； 当保温至100 h 时，δ-Al3CuNi 相边界基本演变为锯齿状(图4f 中插入图)，Q-Al5Cu2-Mg8Si6相钝化程度进一步增加。

图4 不同Sc 含量Al-12Si-4Cu-2.7Ni-1Mg 合金在420 ℃保温不同时间的富铜镍相组织演化：(a～c)0%Sc；(d～f)0.1%Sc
Fig.4 Microstructural evolution of the copper-nickel-rich phase of the Al-12Si-4Cu-2.7Ni-1Mg alloy with different Sc contents at 420 ℃for different durations：(a～c)0 wt.%Sc;(d～f)0.1 wt.%Sc

为了进一步探究δ-Al3CuNi 相边界演变为锯齿状的原因，对保温100 h 后的样品进行透射分析。图5 为样品的透射照片及标记位置的电子衍射结果，其中图5b 为图5a 中红色方框区域放大，图5c 为位置1 的选区电子衍射结果，图5d 为位置2 的选区电子衍射结果。 由图可知，在透射电镜下，锯齿状相与基体呈现出不同衬度，电子衍射花样标定结果表明基体为δ-Al3CuNi 相，颗粒状相为γ-Al7Cu4Ni 相。 说明经长时间高温热暴露后δ-Al3CuNi 相边界处会析出颗粒状的γ-Al7Cu4Ni 相，随热暴露时间延长，演变使得δ-Al3CuNi 相边界呈现出锯齿状。

图5 Sc 含量为0.1%的Al-12Si-4Cu-2.7Ni-1Mg 合金在420 ℃保温100 h 后透射分析：(a,b)Al3CuNi 和Al7Cu4Ni 相形貌，其中(b)为(a)中红框区域的放大；(c,d)Al3CuNi 和Al7Cu4Ni 相的衍射斑点
Fig.5 TEM analysis of the Al-12Si-4Cu-2.7Ni-1Mg alloy with 0.1 wt.%Sc content after holding at 420 ℃for 100 h：(a,b)Al3CuNi and Al7Cu4Ni phase morphology,where(b)is the enlargement of the red box region in(a);(c,d)diffraction spots of the Al3CuNi and Al7Cu4Ni phases,respectively

为了探究δ-Al3CuNi 及γ-Al7Cu4Ni 相界面处的元素变化，对图5b 中δ-Al3CuNi 及γ-Al7Cu4Ni 相区域进行线扫分析，结果如图6 所示。 为方便讨论，标记A、B、C、D 4 个区域点，其中，AB 段为δ-Al3CuNi相， 由A 至B，Cu、Ni 原子含量缓慢上升；BC 段为γ-Al7Cu4Ni 相， 由B 至C，Al 原子含量上升，Cu 原子含量急剧上升后至相边界处急剧下降，Ni 原子含量下降；CD 段则为铝基体，Al 原子含量持续上升，Cu 原子含量下降，Ni 原子含量基本为0。 在长时间的高温热暴露过程中， 合金中的δ-Al3CuNi 相边界处析出颗粒状γ-Al7Cu4Ni 相与原子的扩散息息相关。 δ-Al3CuNi 相在合金中属于富Cu 和Ni 的区域，而铝基体则属于贫Cu 和Ni 区域。 热暴露过程中，δ-Al3CuNi 相中的Cu、Ni 原子向铝基体中扩散，如图中AB 段所示。 又因为Cu 原子在铝基体中扩散速率高，Ni 原子扩散速率低[7]，导致δ-Al3CuNi 相边界附近聚集的Cu 原子远高于Ni 原子， 而聚集的Cu、Ni 原子又与铝基体中Al 原子结合， 形成γ-Al7Cu4Ni相，如图中BC 段所示。

图6 Sc 含量为0.1%的Al-12Si-4Cu-2.7Ni-1Mg 合金在420 ℃保温100 h 后样品的能谱线扫描分析：(a)合金组织及对应的线扫描位置；(b)不同线扫描位置的元素分布
Fig.6 EDS line scanning analysis of the Al-12Si-4Cu-2.7Ni-1Mg alloy with 0.1 wt.%Sc after being held at 420 ℃for 100 h：(a)microstructure and corresponding line scanning location;(b)distribution of elements at different line scanning locations

图7分别为Sc 含量为0.2%(图7a～c)和0.3%(图7d～f)时Al-12Si-4Cu-2.7Ni-1Mg 合金在420 ℃保温0～100 h 的组织演化。 由图可知，与上述Al-12Si-4Cu-2.7Ni-1Mg-0.1Sc 合金类似， 在长时热暴露过程中，添加0.2%Sc(图7a～c)和0.3%Sc(图7d～f)的合金凝固组织中δ-Al3CuNi 相边界处析出少量颗粒状γ-Al7Cud-Ni 相，而Q-Al5Cu2Mg8Si6 相随保温时间增加逐渐钝化。 此外，Al-12Si-4Cu-2.7Ni-1Mg-0.1Sc 合金α-Al基体中析出高密度细小粒状相， 且其形貌随热暴露时间的延长而粗化(图7b 和c)。 为进一步探究热暴露过程中析出的亮白色粒状相，将质量分数为0.2%Sc合金热暴露100 h 后的样品进行透射电镜分析，结果如图8 所示。能谱与衍射花样标定结果均表明，该相为Al2Cu。 而在未添加Sc 元素以及Sc 含量较少时热暴露过程中未明显观察到Al2Cu 相的析出(图4)。这表明当添加了Sc 元素时，会促使合金中Al2Cu 相析出。分析认为，Sc 元素与空位结合能较高，Sc 原子与空位间具有很强的交互作用，含Sc 合金在高温状态下时，空位逐渐在Sc 原子附近聚集，这为Cu 原子脱溶析出并最终形成Al2Cu 相提供形核条件[11]。

图7 不同Sc 含量Al-12Si-4Cu-2.7Ni-1Mg 合金在420 ℃保温不同时间的富铜镍相组织演化：(a～c)0.2%Sc；(d～f)0.3%Sc
Fig.7 Microstructural evolution of the copper-nickel-rich phase of the Al-12Si-4Cu-2.7Ni-1Mg alloy with different Sc contents after holding at 420 ℃for different durations：(a～c)0.2 wt.%Sc;(d～f)0.3 wt.%Sc

图8 Sc 含量为0.2%的Al-12Si-4Cu-2.7Ni-1Mg 合金在420 ℃保温100 h 后样品的透射分析：(a)析出相形貌；(b)衍射斑点；(c,d)Al 和Cu 元素分布
Fig.8 TEM analysis of the Al-12Si-4Cu-2.7Ni-1Mg alloy with 0.2 wt.%Sc content after holding at 420 ℃for 100 h：(a)precipitated phase morphology;(b)diffraction spots;(c,d)Al and Cu element distributions

考虑到Sc 添加导致富铜镍相发生的最大组织变化是形成了新的AlSiCuNiSc 相，因此对典型Al-SiCuNiSc 相在420 ℃保温0～100 h， 并观察其组织变化，结果如图9 所示。 可以看出，AlSiCuNiSc 相经100 h 热暴露后，形貌未发生明显变化，甚至其尖角部分依旧保持铸态时的锐利形貌。 对热暴露前后的AlSiCuNiSc 相分别做能谱点扫分析，结果如表3 所示，对比发现，AlSiCuNiSc 相在铸态和热暴露100 h后的成分几乎无变化，这表明AlSiCuNiSc 相具有极高的热稳定性。

图9 Al-12Si-4Cu-2.7Ni-1Mg-0.4Sc 合金在420 ℃保温过程中AlSiCuNiSc 的形貌演化：(a)0 h;(b)48 h;(c)100 h
Fig.9 Morphological evolution of the AlSiCuNiSc of the Al-12Si-4Cu-2.7Ni-1Mg-0.4Sc alloy after holding at 420 ℃：(a)0 h;(b)48 h;(c)100 h

表3 AlSiCuNiSc相热暴露前后能谱结果
Tab.3 EDS results of the AlSiCuNiSc phase before and after heat exposure(atomic fraction/%)

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3 结论

(1)随Sc 含量增加，活塞合金中形成AlSiCuNiSc新相， 并且AlSiCuNiSc 相的数量和尺寸随Sc 含量的增加而增加； 此外， 随着AlSiCuNiSc 相的形成，δ-Al3CuNi 相发生由典型共晶层片向棒杆状组织的转变。

(2)热暴露过程中，δ-Al3CuNi 相中的Cu 和Ni 原子向α-Al 基体中扩散，并在δ-Al3CuNi 的相界面处形成纳米尺度的γ-Al7Cu4Ni 相；而富Sc 的AlSiCu-NiSc 相在热暴露前后形貌和成分几乎不发生变化，表现出极高的热稳定性。 分析认为，高熔点、低热扩散系数的Si 和Sc 等原子在AlSiCuNiSc 相中的存在极大提高了其热稳定性。

参考文献：

[1] SONG H,TIAN Y Q,LIU K L,ZHENG X P,WEI Y L,LIU Z Y,ZHANG R Z,WANG J S,CHEN L S,ZHANG M S.Study on microstructure evolution and heat treatment process of Al-Si-Cu-Mg cast alloys under two-step solution treatment[J].JOM,2025,77：1252-1266.

[2] JUNG J G,LEE S H,LEE J M,CHO Y H,KIM S H,YOON W H.Improved mechanical properties of near-eutectic Al-Si piston alloy through ultrasonic melt treatment[J].Materials Science and Engineering：A,2016,669：187-195.

[3] ZUO L J,YE B,FENG J,ZHANG H X,KONG X Y,JIANG H Y.Effectofε-Al3Niphaseon mechanical propertiesofAl-Si-Cu-Mg-Ni alloys at elevated temperature[J].Materials Science and Engineering：A,2020,772：138794.

[4] HAO C M, SUI Y D, YUAN Y R, LI P F, JIN H N, JIANG A Y.Composition optimization design and high temperature mechanical properties of cast heat-resistant aluminum alloy via machine learning[J].Material&Design,2025,250：113587.

[5] LI J H,PENG Y,GUO X H,LIU J N,LI L,ZHANG N,CUI X Y,WANG X,YUAN Z T,LU K.On the microstructures and properties of a Zr-modified Al-Si-Cu-Mg alloy at intermediate temperature[J].Journal of Alloys and Compounds,2025,1010：178328.

[6] LIU H Q,PANG J C,WANG M,LI S X,ZHANG Z F.The effect of thermal exposure on the microstructure and mechanical properties of multiphase AlSi12Cu4MgNi2 alloy[J].Materials Characterization,2020,159：110032.

[7] XIA F, GAO X S, LIANG M X, GUO Y C, LI J P, YANG Z,WANG J L, ZHANG L L. Effect of thermal exposure on microstructure and high-temperature fatigue life of Al-Si piston alloys[J].Journal of Materials Research and Technology,2020,9(6)：12926-12935.

[8] TZENG Y C,WU C T,YANG C H,LEE S L.Effects of trace Be and Sc addition on the thermal stability of Al-7Si-0.6Mg alloys[J].Materials Science and Engineering：A,2014,614：54-61.

[9] XUE H, YANG C, DE GEUSER F, ZHANG P, ZHANG J Y,CHEN B,LIU F Z,PENG Y,BIAN J J,LIU G,DESCHAMPS A,SUN J.Highly stable coherent nanoprecipitates via diffusion-dominated solute uptake and interstitial ordering[J].Nature Materials,2023,22：434-441.

[10] 刘瑶.Sc 对Al-Mg-Si(-Cu)合金力学性能及微观组织的影响[D].长沙：湖南大学，2021.LIU Y. Effect of Sc on the mechanical properties and microstructure of Al-Mg-Si(-Cu)alloy[D].Changsha：Hunan University,2021.

[11] YANG C,SHAO D,ZHANG P,GAO Y H,ZHANG J Y,KUANG J,WU K,LIU G,SUN J.The influence of Sc solute partitioning on ductile fracture of Sc-microalloyed Al-Cu alloys[J].Materials Science and Engineering：A,2018,717：113-123.

[12] ALLAMI A,GERANMAYEH A R,MAHMUDI R.Enhancing the creep resistance of a cast AZ91 alloy via minor Sc addition[J].Journal of Materials Research and Technology, 2023,26：6244-6254.

[13] YANG Y, YU K L, LI Y G, ZHAO D G, LIU X F. Evolution of nickel-rich phases in Al-Si-Cu-Ni-Mg piston alloys with different Cu additions[J].Materials&Design,2012,33：220-225.

[14] ZUO L J,YE B,FENG J,XU X J,KONG X Y,JIANG H Y.Effect of δ-Al3CuNi phase and thermal exposure on microstructure and mechanical properties of Al-Si-Cu-Ni alloys[J].Journal of Alloys and Compounds,2019,791：1015-1024.

[15] TZENG Y C,WU C T,YANG C H,LEE S L.Effects of scandium addition on iron-bearing phases and tensile properties of Al-7Si-0.6Mg alloys[J].Materials Science and Engineering：A,2014,593：103-110.

[16] LIU G Y, BLAKE P, JI S X. Effect of Zr on the high cycle fatigue and mechanical properties of Al-Si-Cu-Mg alloys at elevated temperatures[J].Journal of Alloys and Compounds,2019,809：151795.

[17] CHEN H P, WU S S, LI J Y, ZHAO D J, LU S L. Effects of low nickel content on microstructure and high-temperature mechanical properties of Al-7Si-1.5Cu-0.4Mg aluminum alloy[J]. Metals,2024,14：23.

[18] ZHANG M H,WANG D T,NAGAUMI H,WANG R,ZHANG X Z,ZHOUP F,WU F F,ZHANG B.Achieving excellent strength-ductility in Al-Si-Cu-Mg cast alloy via effective work hardening[J].Materials Science and Engineering：A,2024,889：145840.

[19] ASGHAR Z, REQUENA G, BOLLER E. Three-dimensional rigid multiphase networks providing high-temperature strength to cast AlSi10Cu5Ni1-2 piston alloys[J].Acta Materialia,2011,59：6420-6432.

[20] QIN Y S,YAN Z X,WU Q H,JIANG A L,LI Y J,MA S X,LU S L,LI J Y.Development of a novel high strength Al-Si-Cu-Ni alloy by combining microalloying and squeeze casting[J].Journal of Alloys and Compounds,2023,967：171780.

[21] COLOMBO M, GARIBOLDI E, MORRI A. Er addition to Al-Si-Mg-based casting alloy：Effects on microstructure, room and high temperature mechanical properties[J].Journal of Alloys and Compounds,2017,708：1234-1244.

[22] WU Y P,WANG S J,LI H,LIU X F. A new technique to modify hypereutectic Al-24%Si alloys by a Si-P master alloy[J].Journal of Alloys and Compounds,2009,477：139-144.

Effect of Sc on the Microstructure and Thermal Exposure of Al-Si-Cu-Ni-Mg Alloys

DONG Hao1,MA Kaidi2,LI Jinfeng1,XIA Feng1,LIANG Yanfeng1,GUO Yongchun1
(1. School of Materials and Chemical Engineering, Xi'an Technological University, Xi'an 710021, China; 2. Shaanxi Tiancheng Aviation Materials Co.,Ltd.,Xianyang 712000,China)

Abstract： Cast heat-resistant Al-Si-Cu-Ni-Mg alloys serve as crucial foundational materials for fabricating heat-resistant,lightweight components, such as pistons, which are used in high-power-density engines. A key strategy to increase the temperature resistance of these alloys involves incorporating Sc elements that possess high melting points and low thermal diffusion coefficients to regulate the phase structure and morphology of the alloys. Therefore, the effects of the addition and content of Sc on the microstructure and evolution of the AlCuNi phase of heat-resistant Al-Si-Cu-Ni-Mg piston alloys were investigated. The results reveals that with increasing Sc content, a new AlSiCuNiSc phase forms in the piston alloy, and the number and size of the AlSiCuNiSc phases increases with increasing Sc content. In addition, with the formation of the AlSiCuNiSc phase, the δ-Al3CuNi phase undergoes a transformation from a typical eutectic lamellar to a rod-like structure.During thermal exposure, the Cu and Ni atoms in the δ-Al3CuNi phase diffuse into the α-Al matrix, and a nanoscale γ-Al7Cu4Ni phase is formed at the phase interface of δ-Al3CuNi. However, the morphology and composition of the AlSiCuNiSc phase almost did not change before and after heat exposure, indicating extremely high thermal stability. The presence of atoms such as Si and Sc with high melting points and low thermal diffusivity in the AlSiCuNiSc phase greatly improves its thermal stability.

Key words：heat-resistant Al alloy; microstructure; Sc element; thermal exposure

中图分类号：TG292

文献标识码：A

文章编号：1000-8365(2025)09-0888-08

DOI：10.16410/j.issn1000-8365.2025.5148

收稿日期：2025-07-12

基金项目：陕西省自然科学基础研究计划(2025JC-YBMS-371)；陕西省教育厅青年创新团队项目(23JP063)

作者简介：董 浩，1990 年生，博士，讲师.研究方向为凝固科学与技术.Email：hdong@mail.nwpu.edu.cn

引用格式：董浩，马凯迪，李金峰，夏峰，梁艳峰，郭永春.Sc 对Al-Si-Cu-Ni-Mg 合金组织与热暴露的影响研究[J].铸造技术，2025,46(9)：888-895.

DONG H,MA K D,LI J F,XIA F,LIANG Y F,GUO Y C.Effect of Sc on the microstructure and thermal exposure of Al-Si-Cu-Ni-Mg alloys[J].Foundry Technology,2025,46(9)：888-895.

(责任编辑：李亚敏)