断续时效对xTiB₂/Al-5Cu-0.85Mn-0.35Mg-0.5Ag复合材料微观组织和力学性能的影响

Effect of interrupted aging on microstructure and mechanical properties of xTiB₂/Al-5Cu-0.85Mn-0.35Mg-0.5Ag composites

摘要

采用混合熔盐法制备xTiB₂/Al-5Cu-0.85Mn-0.35Mg-0.5Ag（x=0%，1%，3%，5%，质量分数，下同）复合材料，并进行单级时效和断续时效处理，研究不同热处理工艺对材料微观组织和力学性能的影响。结果表明：随着TiB₂含量的增加，复合材料的硬度和强度均呈持续增加趋势，但伸长率逐渐下降。当 TiB₂ 含量为 3%时，单级时效处理（175 ℃/3 h）后，复合材料的屈服强度、抗拉强度、弹性模量和伸长率分别为465.1，496.8 MPa，78.9 GPa和4.8%，采用175 ℃/1.5 h+150 ℃/13.5 h 断续时效处理后，复合材料的屈服强度、抗拉强度和弹性模量分别提高至479.3，507.2 MPa 和 79.1 GPa，比单级时效处理分别提高了5.9%，2.1%和0.25%，伸长率下降至4.1%。二次时效温度显著影响时效沉淀相的析出序列，是材料性能得以大幅提高的主要原因，当二次时效温度为 100 ℃ 时，θ'-Al₂Cu 相为主要时效强化相，二次时效温度为150 ℃时，Ω-Al₂Cu相成为主要的时效强化相。

Abstract

The xTiB₂/Al-5Cu-0.85Mn-0.35Mg-0.5Ag（x=0%，1%，3%，5%，mass fraction， the same below） composites are fabricated by a mixed salt reaction method， followed by single-stage and interrupted aging treatments. The effects of differing thermal processing regimes on the microstructural and mechanical properties of the materials are systematically studied. The results indicate that as the TiB₂ content increases， both the hardness and strength of the composites show a continuous upward trend， while the elongation gradually decreases. When the TiB₂ content is 3%， after single-stage aging treatment （175 ℃/3 h）， the composite’s yield strength， tensile strength， elastic modulus， and elongation reach 465.1， 496.8 MPa， 78.9 GPa， and 4.8%， respectively. After undergoing an interrupted aging process at 175 ℃ for 1.5 h followed by 150 ℃ for 13.5 h， the yield strength， tensile strength， and elastic modulus of the composites increase to 479.3， 507.2 MPa， and 79.1 GPa， respectively， representing increases of 5.9%， 2.1%， and 0.25% compared to the single-stage aging treatment， with an elongation of 4.1%. The secondary aging temperature significantly affects the precipitation sequence of aging precipitates， which is the main reason for the substantial improvement in material properties. When the secondary aging temperature is 100 ℃， the θ'-Al₂Cu phase is the primary aging strengthening phase. At a secondary aging temperature of 150 ℃， the Ω-Al₂Cu phase becomes the main aging strengthening phase.

Graphical abstract

关键词

TiB₂ / 铝基复合材料 / 断续时效 / 微观组织 / 力学性能

Key words

TiB₂ / aluminum-based composite / interrupted aging / microstructure / mechanical property

颗粒增强铝基复合材料以其密度低、比强度高、比模量高以及出色的耐热性能等特点，成为制造轻量化零部件的理想选择之一，在现代交通运输、航空航天等领域具有广阔的应用前景^［1-4］。铝基复合材料的优势使其能够满足高速运行环境下零部件的要求，在提高材料性能、降低成本、推动技术进步等方面的潜在贡献将进一步促进航空器和交通运输工具的发展与升级。在铝基复合材料中，常见的强化颗粒包括 TiB₂，Al₂O₃，SiC，AlN，TiC等^［5-7］。TiB₂ 作为增强颗粒不仅具有高硬度、高弹性模量和良好的热稳定性，而且与铝基体有良好的晶格匹配关系。作为 α-Al 的高效异质形核点，TiB₂ 颗粒可实现晶粒显著细化的效果^［8］，作为增强体其可以大幅提高复合材料的抗拉强度、屈服强度和弹性模量等力学性能等。Shen等^［9］采用混合熔盐法向Al-Cu-Li 合金添加7%（质量分数，下同）TiB₂颗粒后，材料的屈服强度和弹性模量分别提高了15% 和10%。李京京等^［10］发现TiB₂/Al-Zn-Mg-Mn 复合材料的晶粒尺寸随着TiB₂含量增加而减小；当 TiB₂颗粒的体积分数由 2% 增加到 10% 时，复合材料的抗拉强度、屈服强度和弹性模量分别提高了 78.2%，179.2%和23%。铝合金常用的时效工艺包括T6（单级时效）、T7（双级时效）和回归再时效等。Lumley等^［11-13］提出了一种新的时效工艺——断续时效（如T616，T614）。Marceau等^［14］利用原子探针层析成像和透射电子显微镜对采用T616工艺热处理后的Al-1.1Cu-1.7Mg 合金进行了原子级纳米结构表征，研究结果表明，T616 工艺在二次时效期间促进了Cu-Mg 原子团簇的形成，导致合金在T6和T616 热处理后峰值硬度不同。曹素芳等^［15］研究了T614工艺对含Ag的Al-Cu-Mg合金组织及性能的影响，结果显示，在T614工艺中，二次时效温度较高时合金的强度和硬度均高于T6态。因此，断续时效被证明是一种有效的手段，其可以调控铝合金微观组织，改善力学性能。

本课题组前期对Al-Cu-Mn合金进行了详细的微合金化改进研究，确定了成分为 Al-5Cu-0.85Mn-0.35Mg-0.5Ag 的高强韧铸造 Al-Cu 合金，并探索了TiB₂颗粒的引入及其在复合材料中的作用机制^［16-18］。然而，研究中发现 TiB₂ 颗粒的引入对基体材料的热处理过程会引起一系列影响，需要深入探讨 TiB₂ 含量和热处理工艺对复合材料性能的影响机制。因此本工作以 Al-5Cu-0.85Mn-0.35Mg-0.5Ag 合金为基体，采用混合熔盐法制备不同含量的 TiB₂ 颗粒增强铝基复合材料，通过固溶处理形成过饱和固溶体，研究颗粒含量对第二相固溶的影响，对固溶态复合材料分别进行单级时效和断续时效处理，研究不同时效工艺下析出相的演化规律，阐明TiB₂颗粒含量对复合材料显微组织、热处理过程和力学性能的影响规律。

1 实验材料与方法

采用混合熔盐法制备xTiB₂/Al-5Cu-0.85Mn-0.35Mg-0.5Ag（x=0%，1%，3%，5%）复合材料，分别标记为0TiB₂，1TiB₂，3TiB₂和5TiB₂。通过电感耦合等离子体（inductively coupled plasma，ICP）发射光谱仪分析得到复合材料的真实成分及名义成分，如表1所示。原材料使用高纯铝锭（>99.9%），Al-50Cu，Al-10Mn，Al-10Mg，Al-10Ag，氟钛酸钾（K₂TiF₆），氟硼酸钾（KBF₄ ）和氟铝酸钠（Na₃AlF₆）。

使用井式电阻炉和石墨黏土坩埚进行熔炼实验。首先按比例混合 K₂TiF₆，KBF₄和Na₃AlF₆，并在 250 ℃ 下保温 2 h，去除结晶水，将除Al-10Mg 之外的金属原料放入坩埚中进行熔化，熔体升温至 850 ℃ 后边搅拌边加入混合盐，保温30 min后，撇去反应副产物，然后降温至 700 ℃时加入Al-10Mg中间合金，再升温至740 ℃进行精炼和造渣，撇去渣后，利用超声振动熔体5 min，去除金属液表面的氧化皮，最后待金属液降温至710 ℃，倒入预热至250 ℃的金属型模具中，完成试样的浇铸过程。

使用箱式电炉（SX2-5-10TP-DZ型）进行热处理。525 ℃固溶12 h后室温水淬，一组在175 ℃下单级时效，另一组在 175 ℃ 时效后再分别在100 ℃和150 ℃ 时效不同时间，即进行断续时效处理。拉伸性能测试使用GNT100 电子式万能材料试验机，拉伸速率为1 mm/min，每种条件下取3根试样进行测试，取其平均值。微观组织的观察采用OLYMPUS光学显微镜、FEI MLA650FEG 扫描电子显微镜和 FEI Themis Z透射电子显微镜进行。透射试样采用双喷电解抛光法制备，电解液为高氯酸和乙醇（体积比为1∶9），电压为 30 V，电流为 6 mA。

2 结果与分析

2.1 铸态微观组织

图1为基体合金和不同 TiB₂ 含量复合材料铸态下的 XRD 谱图。可见材料的主要相组成包括 α-Al，Al₂Cu 和 TiB₂，且随着 TiB₂ 含量的增加，TiB₂ 的衍射峰面积也随之增加，未观察到 Al₃Ti，Al₂B 等副产物的衍射峰，表明通过混合熔盐法成功制备了不同 TiB₂ 含量的复合材料。

图2为基体合金和不同 TiB₂ 含量复合材料的铸态光学显微图。可以看出，随着 TiB₂ 含量从 0% 提升至 5%，复合材料中的基体 α-Al 晶粒显现出逐渐细化的趋势，尺寸和均匀性均得到显著改善，平均晶粒尺寸从 92 μm 降至 68 μm。然而，晶界处 TiB₂ 的团聚现象亦有所增强，这种团聚可能对材料的塑性产生不利影响。

为分析晶界处的相组成以及TiB₂颗粒的团聚现象，对5%TiB₂/Al-5Cu-0.85Mn-0.35Mg-0.5Ag复合材料的晶界区域进行EDS面扫描分析，如图3所示。SEM图像显示晶界区域的团聚态TiB₂颗粒与较大的第二相颗粒之间存在紧密的连接，EDS分析结果表明，原位生成的TiB₂颗粒常常与θ相（θ-Al₂Cu）或T相（T-Al₂₀Cu₂Mn₃）相互交织^［19-20］。如图3（a），（b）所示，分别展示了TiB₂颗粒与T相结合以及TiB₂颗粒与θ相结合的区域，此外观察到的TiB₂颗粒在团聚体中的尺寸分布不均，变化范围从数十纳米至数微米。

2.2 固溶态微观组织

图4为xTiB₂/Al-5Cu-0.85Mn-0.35Mg-0.5Ag 复合材料经 525 ℃/12 h 固溶处理后的微观组织。可知在基体合金中，晶界附近的粗大第二相在固溶处理后已基本溶解，如图4（a）所示。然而，在加入 TiB₂ 的样品中，晶界处仍有大量未溶解的粗大第二相存在，且随着 TiB₂ 含量的增加，残留的第二相颗粒数量显著增多，如图4（b）~（d）所示。据此推断，TiB₂ 颗粒在固溶过程中抑制了第二相的溶解，且 TiB₂ 含量越高，其抑制效果越显著。由于硬质 TiB₂ 颗粒与铝基体之间存在显著的热膨胀系数差异，造成固溶时在颗粒周围的铝基体内形成大量位错。一方面，由于TiB₂颗粒为亚微米尺寸，所以大部分位错尺寸较小；另一方面，团聚态的TiB₂颗粒阻碍位错的相互贯通^［21-22］。尽管位错可作为溶质原子扩散的有效通道，但在长距离扩散中，不相互贯通的位错网络成为溶质原子的扩散陷阱，且与第二相紧密相连的团聚态TiB₂ 颗粒使得溶质原子的扩散通道变窄，增加扩散阻力。

2.3 单级时效处理后的力学性能

单级时效处理工艺是将试样在525 ℃/12 h固溶处理后，再在 175 ℃ 下进行时效处理。xTiB₂/Al-5Cu-0.85Mn-0.35Mg-0.5Ag复合材料在 175 ℃ 的时效硬化曲线如图5所示。表明基体合金在 4 h 达到峰值硬度，为 150.1HV。TiB₂ 含量为 1% 的复合材料同样在 4 h 达到峰值硬度，硬度为 160.2HV。而当 TiB₂ 含量增至 3%和5% 时，复合材料在 3 h 时达到峰值硬度，分别为 168.2HV 和 173.4HV。可见TiB₂ 含量的增加可加速时效进程，并提高峰值硬度。

图6为xTiB₂/Al-5Cu-0.85Mn-0.35Mg-0.5Ag复合材料经 T6 峰时效处理后的室温工程应力-应变曲线。可知基体合金的屈服强度、抗拉强度和弹性模量分别为 404.3，482.8 MPa 和 74.3 GPa，伸长率为 14.4%。随着 TiB₂ 含量的增加，复合材料的强度和弹性模量逐渐提高，但伸长率逐渐降低。当 TiB₂ 含量过高时，复合材料的塑性会受到严重影响。TiB₂最佳添加量为3%，此时复合材料的屈服强度、抗拉强度和弹性模量分别提高至465.1，496.8 MPa 和 78.9 GPa，而伸长率降至 4.8%。

图7为xTiB₂/Al-5Cu-0.85Mn-0.35Mg-0.5Ag复合材料的室温拉伸断口形貌。由图7（a）可知，基体合金断裂面呈现蜂窝状结构，由多个小而密集的韧窝及少量大而深的韧窝组成，韧窝周边有明显的撕裂棱，为典型的穿晶韧性断裂特征。当 TiB₂ 含量为1%时，复合材料的拉伸断口出现一些解理面，这些解理面由大量细小的韧窝连接，表明断裂方式呈现混合断裂机制，而非单一的韧性断裂或脆性断裂。随着 TiB₂ 含量增加至3%和5%，复合材料的断裂面出现大量 TiB₂ 颗粒团聚体，韧窝数量显著减少，解理面显著增加，表明断裂方式转变为沿晶脆性断裂。粗大第二相的开裂以及 TiB₂ 颗粒与 α-Al 基体的界面脱粘是复合材料的主要裂纹源，但随着 TiB₂ 含量的增加，TiB₂/α-Al 界面脱粘成为主导因素，因此 TiB₂ 颗粒的加入量不宜过多。

2.4 断续时效处理后的组织及性能

根据前文研究结果，3TiB₂ 试样具有最佳的综合性能，并且适当的时效工艺可以进一步提高其性能。在进行 525 ℃/12 h 固溶处理后，首先对 3TiB₂试样进行 175 ℃ 下 60，90 min和 120 min 的预时效淬火处理，然后在 100 ℃ 和 150 ℃下进行二次时效处理，其时效硬化曲线如图8所示。可知，当二次时效温度为 100 ℃ 时，随着预时效时间的增加，复合材料的峰值硬度也随之提高，当预时效时间达到 120 min 时，经过 70 h 的二次时效达到峰时效状态；当二次时效温度为 150 ℃ 时，随着预时效时间的延长，复合材料的峰值硬度先增加后减小，当预时效时间为90 min时，经过15 h的二次时效达到峰时效状态，峰值硬度为 169.7HV，比 T6 状态下的峰值硬度提高了 1.5HV。

经过不同时效工艺处理的 3%TiB₂/Al-5Cu-0.85Mn-0.35Mg-0.5Ag 复合材料的室温应力-应变曲线如图9所示。在100 ℃的二次时效温度下，复合材料展现出较低的强度，但伸长率较高；而在150 ℃的二次时效温度下，复合材料的屈服强度、抗拉强度和弹性模量分别提高至479.3 MPa，507.2 MPa和79.1 GPa，比单级时效处理分别提高了5.9%，2.1%和0.25%，伸长率下降至4.1%。

图10为3%TiB₂/Al-5Cu-0.85Mn-0.35Mg-0.5Ag 复合材料经不同时效制度处理后电子束沿晶带轴（zone axis，ZA）方向入射的TEM图。复合材料出现了两种不同的沉淀相：一种是在 ｛111｝_Al 上沿着〈110〉_Al 方向分布的 Ω-Al₂Cu 相，与铝基体的位向关系为 ｛111｝_Al∥｛001｝_Ω，〈110〉_Al∥〈010〉_Ω，另一种是在｛100｝_Al上沿着〈100〉_Al方向分布的θ'-Al₂Cu相，与铝基体的位向关系为｛001｝_Al∥｛001｝_θ'，〈100〉_Al∥〈100〉_θ'^［23-24］。在 100 ℃的二次时效处理中，Ω相的析出受到抑制，而θ'相大量弥散析出并成为主要的时效强化相，而在 150 ℃ 的二次时效处理中，Ω相数量明显增加，片间距减小，成为主要的时效强化相。

由于Ω相沿着最密排 ｛111｝_Al 析出，并与铝基体保持共格，而 ｛111｝_Al 是位错的主要滑移面，所以Ω相阻碍位错滑移能力更强。此外，Ω相与铝基体的错配度在平行｛111｝_Al方向上较小，而在垂直于｛111｝_Al方向上的错配度高达9.3%，并造成Ω相周围的铝基体产生较大应变场，应变场与位错的交互作用进一步阻碍位错的运动^［25］。因此，相比θ'相，Ω相阻碍位错运动能力更强。相比T6热处理，3TiB₂ 试样经 175 ℃/1.5 h+150 ℃/13.5 h 时效处理后，其强度和硬度进一步提高的主要原因是Ω相大量弥散析出。

2.5 组织演化机理分析

由于Ω相在垂直于 ｛111｝_Al方向上与α-Al基体间的错配度高达9.3%，在形核长大过程中相变阻力较大，形核所需能量高，因此时效温度较低时不利于Ω相的析出。当时效温度较高时，Cu原子获得足够的能量跨过Ω相形核势垒，向 Mg-Ag 团簇扩散，逐步演变成Ω相。θ'相和Ω相在形成过程中都需要不断消耗周围的Cu原子，但相比 ｛100｝_Al 上的吉尼尔·普雷斯顿（Guinier Preston，GP）区，｛111｝_Al 上 Mg-Ag 团簇造成铝基体的晶格畸变更大，因此，当时效温度较高时，Cu原子更加容易向 Mg-Ag 团簇扩散，Ω相的形成占主导地位。

3TiB₂试样经固溶淬火后，在 175 ℃ 预时效阶段主要形成两种偏聚原子团及少量小尺寸的θ'相和Ω相，但由于析出不充分，基体内还会保留大量的溶质原子和淬火空位。两种偏聚原子团包括：（1） ｛100｝_Al 上单层或多层Cu原子的GP区；（2） ｛111｝_Al 上的 Mg-Ag 原子团簇^［26］。在低温二次时效过程中，复合材料的时效析出行为主要包括：（1）高温预时效保留下来的GP区不断吸收Cu原子，进而完成 GPⅠ区→GPⅡ区→θ'相的转变；（2）Mg-Ag 原子团簇吸收Cu原子逐渐转变为Ω相；（3）α-Al 基体内继续形成新的GP区和 Mg-Ag 原子团簇；（4）小尺寸的θ'相和Ω相继续长大。

当二次时效温度为 100 ℃ 时，时效强化相主要是θ'相，而Ω相数量很少，尺寸较小。这主要是因为Ω相的相变阻力较大，当二次时效温度较低时，在预时效阶段保留下来的 Mg-Ag 原子团簇很难完成向Ω相的转变，小尺寸Ω相也不易继续长大。而θ'相的相变阻力较小，预时效阶段保留下来的GP区会逐步转变为θ'相，小尺寸θ'相也不断长大。此外，由于GP区与 α-Al 基体呈完全共格关系，不仅界面能很低，畸变能也较低，因此在 α-Al 基体内会有新的GP区不断形成，随着时效时间的延长，这些新的GP区也会逐步转变为θ'相。

与 T6 热处理相比，当二次时效温度为 150 ℃ 时，3TiB₂ 试样中Ω相数量增加。这主要是因为在二次时效温度较高时，与 GPⅠ区→GPⅡ区→θ'相的转变相比，Mg-Ag 原子团簇向Ω相的转变占主导地位，同时高温预时效淬火后的大量淬火空位有利于 Mg-Ag 原子团簇的形成，进而为Ω相的析出提供更多的形核质点。

3 结论

（1）经单级时效工艺处理的复合材料的强度、硬度随TiB₂质量分数的提高而不断提高，但伸长率不断下降，TiB₂含量为3%时复合材料的综合力学性能最佳，其屈服强度、抗拉强度、弹性模量和伸长率分别为465.1，496.8 MPa，78.9 GPa和4.8%。

（2）对TiB₂含量为3%的复合材料采用 175 ℃/1.5 h+150 ℃/13.5 h 断续时效工艺热处理后，其屈服强度、抗拉强度和弹性模量分别达到479.3，507.2 MPa和79.1 GPa，相比单级时效处理，分别提高了5.9%，2.1% 和0.25%，伸长率下降至4.1%。

（3）相比T6热处理，当二次时效温度为100 ℃时，3TiB₂试样中θ'相的析出被促进，但Ω相析出受到抑制，而当二次时效温度为150 ℃时，Ω相大量弥散析出，进而提高复合材料的硬度和强度。

参考文献

[1] XIE X， CHEN C， CHEN Z，et al ．Achieving simultaneously improved tensile strength and ductility of a nano-TiB₂/AlSi10Mg composite produced by cold spray additive manufacturing［J］．Composites Part B：Engineering，2020，202：108404．

[2] LI L， HAN Z， GAO M，et al ．Microstructures，mechanical properties，and aging behavior of hybrid-sized TiB₂ particulate-reinforced 2219 aluminum matrix composites［J］．Materials Science and Engineering：A，2022，829：142180．

[3] 薛彦庆，李博，王新亮，等 ．微合金化对TiB₂颗粒增强铝基复合材料微观组织和力学性能影响的研究进展［J］．材料工程，2021，49（11）：51-61．

[4] XUE Y Q， LI B， WANG X L，et al ．Research progress on the effect of microalloying on the microstructure and mechanical properties of TiB₂ particle reinforced aluminum matrix composites［J］．Journal of Materials Engineering，2021，49（11）：51-61．

[5] 聂金凤，范勇，赵磊，等 ．颗粒增强铝基复合材料强韧化机制的研究新进展［J］．材料导报，2021，35（9）：9009-9015．

[6] NIE J F， FAN Y， ZHAO L，et al ．Latest research progress on the strengthening and toughening mechanism of particle reinforced aluminum matrix composites［J］．Materials Reports，2021，35（9）：9009-9015．

[7] ZHANG L， ZHENG Q， JIANG H，et al ．Interfacial energy between Al melt and TiB₂ particles and efficiency of TiB₂ particles to nucleate α-Al［J］．Scripta Materialia，2019，160：25-28．

[8] SAJJADI S A， EZATPOUR H R， BEYGI H ．Microstructure and mechanical properties of Al-Al₂O₃ micro and nano composites fabricated by stir casting［J］．Materials Science and Engineering：A，2011，528（29/30）：8765-8771．

[9] JIN S， SHEN P， LIN Q，et al ．Growth mechanism of TiC _x during self-propagating high-temperature synthesis in an Al-Ti-C system［J］．Crystal Growth & Design，2010，10（4）：1590-1597．

[10] EASTON M A， STJOHN D H ．A model of grain refinement incorporating alloy constitution and potency of heterogeneous nucleant particles［J］．Acta Materialia，2001，49（10）：1867-1878．

[11] SHEN Y， LI X， HONG T，et al ．Effects of TiB₂ particles on microstructure and mechanical properties of an in-situ TiB₂-Al-Cu-Li matrix composite［J］．Materials Science and Engineering：A，2016，655：265-268．

[12] 李京京，李晨光，梁加淼，等 ．TiB₂含量对TiB₂/Al-3.8Zn-1.85Mg-1.32Cu复合材料微观组织与力学性能的影响［J］．中国有色金属学报，2020，30（6）：1221-1229．

[13] LI J J， LI C G， LIANG J M，et al ．Effect of TiB₂ content on microstructure and mechanical properties of TiB₂/Al-3.8Zn-1.85Mg-1.32Cu composites ［J］．Chinese Journal of Nonferrous Metals，2020，30（6）：1221-1229．

[14] LUMLEY R N， MORTON A J， POLMEAR I J ．Enhanced creep performance in an Al-Cu-Mg-Ag alloy through underageing［J］．Acta Materialia，2002，50（14）：3597-3608．

[15] LUMLEY R N， POLMEAR I J， MORTON A J ．Heat treatment of age-hardenable aluminum alloys：US 7025839［P］．2006-04-11．

[16] LUMLEY R N， POLMEAR I J， MORTON A J ．Heat treatment of age hardenable aluminium alloys utilizing secondary precipitation：US 7037391［P］.2006-05-02．

[17] MARCEAU R K W， SHA G， LUMLEY R N，et al ．Evolution of solute clustering in Al-Cu-Mg alloys during secondary ageing［J］．Acta Materialia，2010，58（5）：1795-1805．

[18] 曹素芳，潘清林，刘晓艳，等 ．含Ag的Al-Cu-Mg基合金的断续时效特征［J］．材料科学与工程学报，2012，30（3）：352-356．

[19] CAO S F， PAN Q L， LIU X Y，et al ．Intermittent aging characteristics of Ag-containing Al-Cu-Mg based alloys［J］．Journal of Materials Science and Engineering，2012，30（3）：352-356．

[20] ZHANG H， HAO Q， LI X，et al ．Coupled precipitation of dual-nanoprecipitates to optimize microstructural and mechanical properties of cast Al-Cu-Mg-Mn alloys via modulating the Mn contents［J］．Nanomaterials，2023，13（23）：3038．

[21] XUE Y， LI B， WANG X，et al ．Effect of Mg on the microstructure evolution and mechanical properties of 5% TiB₂/Al-4.5%Cu composites［J］.Materials Today Communications，2021，28：102625．

[22] XUE Y， LOU Z， HAO Q，et al ．Insight into the precipitation behavior and mechanical properties of Sc-Zr micro-alloying TiB₂/Al-4.5Cu composites［J］．Journal of Alloys and Compounds，2022，929：167209．

[23] ZHANG Q H， LI B L， CHEN X，et al ．Characteristic microstructure and microstructure evolution in Al-Cu-Mn alloy under projectile impact［J］．Materials Science and Engineering：A，2012，531：12-17．

[24] YANG X W， ZHU J C， NONG Z S，et al ．Constitutive behavior of as-quenched Al-Cu-Mn alloy［J］．Modern Physics Letters B，2013，27（19）：1341036．

[25] HAN Y， LIU X， BIAN X ． In situ TiB₂ particulate reinforced near eutectic Al-Si alloy composites［J］．Composites Part：A，2002，33（3）：439-444．

[26] FENG C F， FROYEN L ．Microstructures of in situ Al/TiB₂ MMCs prepared by a casting route［J］．Journal of Materials Science，2000，35：837-850．

[27] GAZIZOV M， KAIBYSHEV R ．Precipitation structure and strengthening mechanisms in an Al-Cu-Mg-Ag alloy［J］．Materials Science and Engineering：A，2017，702：29-40．

[28] YANG S L， WILSON N， NIE J F ．Revisit of the structure of Ω precipitate in Al-Cu-Mg-Ag alloys［J］．Scripta Materialia，2021，205：114204．

[29] BAI S， DI H， LIU Z ．Dislocation interaction with Ω phase in crept Al-Cu-Mg-Ag alloys［J］．Materials Science and Engineering：A，2016，651：399-405．

[30] 宋旼，陈康华，黄兰萍 ．Al-Cu-Mg-（Ag） 合金中时效析出相的析出及生长动力学［J］．中国有色金属学报，2006，16（8）：1313-1319．

[31] SONG M， CHEN K H， HUANG L P ．Precipitation and growth kinetics of aging precipitates in Al-Cu-Mg-（Ag） alloys［J］．Chinese Journal of Nonferrous Metals，2006，16（8）：1313-1319．

基金资助

陕西省2024年重点研发计划项目(2024GX-YBXM-170)

陕西省2021年重点研发计划项目(2021ZDLGY14-07)

中国博士后科学基金(2024MD753996)