大幅提高耐热铝合金的高温强度！

      耐热铝合金因其在轻量化设计和节约能源等方面的优势，被广泛应用于航空航天和汽车领域制造热端部件。然而，由于强化相的粗化和转变，现有铸造铝合金在350℃下的高温强度始终被限制在100 MPa左右。本文发现T6态Al - 8.4 Cu - 2.3 Ce - 1.0 Mn - 0.5 Ni - 0.2 Zr合金在400℃下的屈服强度和极限抗拉强度在300℃下再时效100 h后分别提高了34 %和44 %，其热强性较传统耐热铝合金表现出明显的优势。高温强度的提高归因于含Ni的T - Al₂₀Cu₂Mn₃相的再析出，其数量密度增加了1倍以上。Ni、Ce和Zr元素在界面处的显著偏析有助于提高T相的热稳定性。热稳定T相通过抑制位错运动有效强化基体。同时，在300℃长期再时效后，沿晶界分布的高度互连的三维金属间化合物网络仍然可以保持，这有利于在高温下对晶界施加拖曳作用。这一发现为提高耐热铝合金的高温强度提供了一条可行的途径，为耐热铝合金的高温应用提供了更多的机会。

       铝合金具有比强度高、高温强度高、抗氧化和抗腐蚀等优异性能，被广泛应用于航空航天和汽车工业的轻质结构件中。同时，随着现代工业的快速发展，对具有优异高温力学性能的铝合金的需求不断增加。然而，现有铸造铝合金在350℃下的屈服强度始终限制在100 MPa左右，难以满足使用要求。以往的工作主要关注通过合金化来提高目前常用的铝合金的高温强度，但改善幅度很小。与传统的铝合金不同，Al - Cu - RE系合金具有优异的高温强度。特别是Al - Cu - RE - Mn - Zr合金在300℃以上表现出更好的力学性能。晶界处的金属间化合物和晶粒内部的纳米相在高温变形过程中起着至关重要的作用，这归因于对晶界和位错的钉扎作用。值得注意的是，影响耐热铝合金高温力学性能的因素之一是强化相的粗化和相变行为。对于Al - Cu - RE - Mn - Zr合金，θ′- Al₂Cu是主要的纳米强化相之一，但其热稳定温度低于200℃。亚稳θ′- Al₂Cu析出相在高温下随时间粗化，随后向平衡θ - Al₂Cu析出相转变。粗化的θ′或转变的θ颗粒降低了阻碍位错运动的效果，从而恶化了合金的高温强度。然而，研究人员发现Al - Cu - Mn合金经高温暴露后，其微观组织和力学性能会得到改善。
       Belov等研究表明，Al - Cu - Mn - Zr - Sc合金经300℃/ 3 h稳定化退火处理后，形成T相，保证了300 ~ 400 MPa的高强度。Tian等研究得出T6态活塞Al - 13Si - 4Cu - 2Ni - 1Mg - 0.25 Mn合金在350或420℃进一步时效时析出Al11Cu5Mn3纳米颗粒。420℃再时效过程中形成的T相体积分数高于350℃再时效过程中形成的T相体积分数，导致合金具有更高的高温抗拉强度和高周疲劳寿命。这些研究结果表明，对Al - Cu - Mn合金进行300 ~ 400℃热处理，不仅可以激发Mn稳定亚稳θ′相，还可以促进热稳定T相的形成。析出的T相可能弥补了θ′相粗化和转变造成的强度损失。相应地，暴露后的Al - Cu - Mn合金的高温力学性能并不一定会发生退化，甚至会得到改善。
   除了晶粒内部的纳米相，金属间化合物在晶界处的强化作用，阻碍晶界迁移和滑动，也受到热暴露的影响。由复杂的网状金属间化合物相形成的闭合或半闭合环状结构可以有效地钉扎晶界。然而，当暴露温度超过晶间化合物的热稳定温度时，具有复杂形貌的金属间化合物相会发生破碎、球化和溶解。结构的抗变形能力下降，从而高温强度恶化。由于晶界和晶内金属间化合物的协同作用，T6态Al - Cu - RE - Mn - Zr合金表现出优异的高温性能。为了进一步提高Al - Cu - RE - Mn - Zr合金的高温力学性能，采用新设计的再时效工艺对合金中金属间化合物相的结构、数量和形貌进行调控。研究了Al - 8.4 Cu - 2.3 Ce - 1.0 Mn - 0.5 Ni - 0.2 Zr合金再时效后显微组织和力学性能的变化。详细讨论了高温下强度增强的潜在机制。南京理工大学对此作了研究，为通过再时效工艺提高耐热铝合金的高温强度提供了一条可行的途径。

      T6态Al - 8.4 Cu - 2.3 Ce - 1.0 Mn - 0.5 Ni - 0.2 Zr合金的显微组织特征：( a )金属间化合物的SEM照片和元素分布的EDS图谱；( b ) XRD图谱显示物相；( c )在( a )中标记的区域' A '的放大TEM照片显示了沿[ 010 ] Al观察到的纳米尺寸的Al20Cu2Mn3相；( d ) ( c )中' B '区域的放大TEM照片，显示了沿[ 001 ] Al观察到的纳米尺寸Al2Cu相；( e )纳米相T - Al20Cu2Mn3的EDS图谱；( f )纳米相θ′- Al2Cu的EDS图谱。

T6态Al - 8.4 Cu - 2.3 Ce - 1.0 Mn - 0.5 Ni - 0.2 Zr合金经不同温度再时效后的SEM照片：( a , b) 300℃，( c、d) 350℃，( e , f) 400℃，( g )放大SEM照片中' A '区域标记在( f )，显示颗粒相，( h ) EDS图谱显示Al2Cu相。

纳米CTGE机绘制的铝化物网络体积：( a ) T6态，( b ) 300℃/ 100 h再时效处理后相同区域，体积大小?=?1.6 mm?×?1.6 mm?×?2.6 mm；( a-3 , b-3)分别为( a-1 , b-1)中的截取部分；红色和蓝色部分代表相互连接的金属间化合物，( a-2 , b-2)中紫色部分代表非连接的金属间化合物，白色部分代表铝合金基体。

T6态Al - 8.4 Cu - 2.3 Ce - 1.0 Mn - 0.5 Ni - 0.2 Zr合金在不同温度下再时效100 h后的TEM照片：( a , f) T6态，( b , g) 300℃，( c , h) 350℃，( d , i) 400℃；( a-d )显示了T相的微观结构演变；( f-i )显示了θ′相的组织演变；( e , j)分别对应T相和θ′相的电子衍射花样。

( a-e )不同再时效处理后T6态Al - 8.4 Cu - 2.3 Ce - 1.0 Mn - 0.5 Ni - 0.2 Zr合金中θ′相的长度、厚度和数密度分布。

( a ~ e )不同再时效处理后T6态Al - 8.4 Cu - 2.3 Ce - 1.0 Mn - 0.5 Ni - 0.2 Zr合金中T相的长度、厚度和数密度分布。

T6态和再时效态Al - 8.4 Cu - 2.3 Ce - 1.0 Mn - 0.5 Ni - 0.2 Zr在( a ) 350℃和( b ) 400℃的典型拉伸工程应力-应变曲线，( c )抗拉强度、屈服强度和伸长率随再时效温度的变化，( d ) 300℃/ 100 h再时效合金的屈服强度与已报道的300 ~ 400℃合金屈服强度的比较。 

  T6态Al - 8.4 Cu - 2.3 Ce - 1.0 Mn - 0.5 Ni - 0.2 Zr合金拉伸试样经不同再时效处理后( a ) T6态，( b ) 300℃/ 100 h，( c ) 350℃/ 100 h，( d ) 400℃/ 100 h，在400℃/ 100 h拉伸试样断口的SEM照片；( e ) 300℃/ 100 h再时效后合金断口下方的SEM照片；( f ) ( e )中标记的区域' A '的放大SEM图像。在本研究中，我们展示了一种析出热增强相的再时效处理策略，使铝合金在400℃下获得了更高的强度。T6态Al - 8.4 Cu - 2.3 Ce - 1.0 Mn - 0.5 Ni - 0.2 Zr合金在400℃下的屈服强度和极限抗拉强度分别从93 MPa和105 MPa提高到125 MPa和148 MPa。基于全面的实验分析，可以得出本研究最重要的结果：( 1 )晶界处的Al₈CeCu₄、Al₂₄MnCu₈Ce₃、Al₁₆Cu₄Mn₂Ce和Al₇Cu₄Ni在300 - 400℃再时效100 h后的形貌无明显差异。而θ′- Al₂Cu相在300℃再时效后明显长大粗化，T-Al₂₀Cu₂Mn₃相在350℃以下未出现明显粗化现象。( 2 )经300℃再时效100 h后，在θ′相共格界面上明显形成了Mn、Zr、Ni元素的混合层，而Ni、Ce、Zr元素则偏聚在T相与Al基体的界面处。( 3 )高温强度的提高归因于再时效过程中T相的再析出，可以抑制位错运动。