耐熱鋁合金因其在輕量化設(shè)計(jì)和節(jié)約能源等方面的優(yōu)勢，被廣泛應(yīng)用于航空航天和汽車領(lǐng)域制造熱端部件。然而，由于強(qiáng)化相的粗化和轉(zhuǎn)變，現(xiàn)有鑄造鋁合金在350℃下的高溫強(qiáng)度始終被限制在100 MPa左右。本文發(fā)現(xiàn)T6態(tài)Al - 8.4 Cu - 2.3 Ce - 1.0 Mn - 0.5 Ni - 0.2 Zr合金在400℃下的屈服強(qiáng)度和極限抗拉強(qiáng)度在300℃下再時(shí)效100 h后分別提高了34 %和44 %，其熱強(qiáng)性較傳統(tǒng)耐熱鋁合金表現(xiàn)出明顯的優(yōu)勢。高溫強(qiáng)度的提高歸因于含Ni的T - Al₂₀Cu₂Mn₃相的再析出，其數(shù)量密度增加了1倍以上。Ni、Ce和Zr元素在界面處的顯著偏析有助于提高T相的熱穩(wěn)定性。熱穩(wěn)定T相通過抑制位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)有效強(qiáng)化基體。同時(shí)，在300℃長期再時(shí)效后，沿晶界分布的高度互連的三維金屬間化合物網(wǎng)絡(luò)仍然可以保持，這有利于在高溫下對晶界施加拖曳作用。這一發(fā)現(xiàn)為提高耐熱鋁合金的高溫強(qiáng)度提供了一條可行的途徑，為耐熱鋁合金的高溫應(yīng)用提供了更多的機(jī)會。

       鋁合金具有比強(qiáng)度高、高溫強(qiáng)度高、抗氧化和抗腐蝕等優(yōu)異性能，被廣泛應(yīng)用于航空航天和汽車工業(yè)的輕質(zhì)結(jié)構(gòu)件中。同時(shí)，隨著現(xiàn)代工業(yè)的快速發(fā)展，對具有優(yōu)異高溫力學(xué)性能的鋁合金的需求不斷增加。然而，現(xiàn)有鑄造鋁合金在350℃下的屈服強(qiáng)度始終限制在100 MPa左右，難以滿足使用要求。以往的工作主要關(guān)注通過合金化來提高目前常用的鋁合金的高溫強(qiáng)度，但改善幅度很小。與傳統(tǒng)的鋁合金不同，Al - Cu - RE系合金具有優(yōu)異的高溫強(qiáng)度。特別是Al - Cu - RE - Mn - Zr合金在300℃以上表現(xiàn)出更好的力學(xué)性能。晶界處的金屬間化合物和晶粒內(nèi)部的納米相在高溫變形過程中起著至關(guān)重要的作用，這歸因于對晶界和位錯(cuò)的釘扎作用。值得注意的是，影響耐熱鋁合金高溫力學(xué)性能的因素之一是強(qiáng)化相的粗化和相變行為。對于Al - Cu - RE - Mn - Zr合金，θ′- Al₂Cu是主要的納米強(qiáng)化相之一，但其熱穩(wěn)定溫度低于200℃。亞穩(wěn)θ′- Al₂Cu析出相在高溫下隨時(shí)間粗化，隨后向平衡θ - Al₂Cu析出相轉(zhuǎn)變。粗化的θ′或轉(zhuǎn)變的θ顆粒降低了阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的效果，從而惡化了合金的高溫強(qiáng)度。然而，研究人員發(fā)現(xiàn)Al - Cu - Mn合金經(jīng)高溫暴露后，其微觀組織和力學(xué)性能會得到改善。
       Belov等研究表明，Al - Cu - Mn - Zr - Sc合金經(jīng)300℃/ 3 h穩(wěn)定化退火處理后，形成T相，保證了300 ~ 400 MPa的高強(qiáng)度。Tian等研究得出T6態(tài)活塞Al - 13Si - 4Cu - 2Ni - 1Mg - 0.25 Mn合金在350或420℃進(jìn)一步時(shí)效時(shí)析出Al11Cu5Mn3納米顆粒。420℃再時(shí)效過程中形成的T相體積分?jǐn)?shù)高于350℃再時(shí)效過程中形成的T相體積分?jǐn)?shù)，導(dǎo)致合金具有更高的高溫抗拉強(qiáng)度和高周疲勞壽命。這些研究結(jié)果表明，對Al - Cu - Mn合金進(jìn)行300 ~ 400℃熱處理，不僅可以激發(fā)Mn穩(wěn)定亞穩(wěn)θ′相，還可以促進(jìn)熱穩(wěn)定T相的形成。析出的T相可能彌補(bǔ)了θ′相粗化和轉(zhuǎn)變造成的強(qiáng)度損失。相應(yīng)地，暴露后的Al - Cu - Mn合金的高溫力學(xué)性能并不一定會發(fā)生退化，甚至?xí)�得到改善�?/span>
   除了晶粒內(nèi)部的納米相，金屬間化合物在晶界處的強(qiáng)化作用，阻礙晶界遷移和滑動(dòng)，也受到熱暴露的影響。由復(fù)雜的網(wǎng)狀金屬間化合物相形成的閉合或半閉合環(huán)狀結(jié)構(gòu)可以有效地釘扎晶界。然而，當(dāng)暴露溫度超過晶間化合物的熱穩(wěn)定溫度時(shí)，具有復(fù)雜形貌的金屬間化合物相會發(fā)生破碎、球化和溶解。結(jié)構(gòu)的抗變形能力下降，從而高溫強(qiáng)度惡化。由于晶界和晶內(nèi)金屬間化合物的協(xié)同作用，T6態(tài)Al - Cu - RE - Mn - Zr合金表現(xiàn)出優(yōu)異的高溫性能。為了進(jìn)一步提高Al - Cu - RE - Mn - Zr合金的高溫力學(xué)性能，采用新設(shè)計(jì)的再時(shí)效工藝對合金中金屬間化合物相的結(jié)構(gòu)、數(shù)量和形貌進(jìn)行調(diào)控。研究了Al - 8.4 Cu - 2.3 Ce - 1.0 Mn - 0.5 Ni - 0.2 Zr合金再時(shí)效后顯微組織和力學(xué)性能的變化。詳細(xì)討論了高溫下強(qiáng)度增強(qiáng)的潛在機(jī)制。南京理工大學(xué)對此作了研究，為通過再時(shí)效工藝提高耐熱鋁合金的高溫強(qiáng)度提供了一條可行的途徑。

      T6態(tài)Al - 8.4 Cu - 2.3 Ce - 1.0 Mn - 0.5 Ni - 0.2 Zr合金的顯微組織特征：( a )金屬間化合物的SEM照片和元素分布的EDS圖譜；( b ) XRD圖譜顯示物相；( c )在( a )中標(biāo)記的區(qū)域' A '的放大TEM照片顯示了沿[ 010 ] Al觀察到的納米尺寸的Al20Cu2Mn3相；( d ) ( c )中' B '區(qū)域的放大TEM照片，顯示了沿[ 001 ] Al觀察到的納米尺寸Al2Cu相；( e )納米相T - Al20Cu2Mn3的EDS圖譜；( f )納米相θ′- Al2Cu的EDS圖譜。

T6態(tài)Al - 8.4 Cu - 2.3 Ce - 1.0 Mn - 0.5 Ni - 0.2 Zr合金經(jīng)不同溫度再時(shí)效后的SEM照片：( a , b) 300℃，( c、d) 350℃，( e , f) 400℃，( g )放大SEM照片中' A '區(qū)域標(biāo)記在( f )，顯示顆粒相，( h ) EDS圖譜顯示Al2Cu相。

納米CTGE機(jī)繪制的鋁化物網(wǎng)絡(luò)體積：( a ) T6態(tài)，( b ) 300℃/ 100 h再時(shí)效處理后相同區(qū)域，體積大小?=?1.6 mm?×?1.6 mm?×?2.6 mm；( a-3 , b-3)分別為( a-1 , b-1)中的截取部分；紅色和藍(lán)色部分代表相互連接的金屬間化合物，( a-2 , b-2)中紫色部分代表非連接的金屬間化合物，白色部分代表鋁合金基體。

T6態(tài)Al - 8.4 Cu - 2.3 Ce - 1.0 Mn - 0.5 Ni - 0.2 Zr合金在不同溫度下再時(shí)效100 h后的TEM照片：( a , f) T6態(tài)，( b , g) 300℃，( c , h) 350℃，( d , i) 400℃；( a-d )顯示了T相的微觀結(jié)構(gòu)演變；( f-i )顯示了θ′相的組織演變；( e , j)分別對應(yīng)T相和θ′相的電子衍射花樣。

( a-e )不同再時(shí)效處理后T6態(tài)Al - 8.4 Cu - 2.3 Ce - 1.0 Mn - 0.5 Ni - 0.2 Zr合金中θ′相的長度、厚度和數(shù)密度分布。

( a ~ e )不同再時(shí)效處理后T6態(tài)Al - 8.4 Cu - 2.3 Ce - 1.0 Mn - 0.5 Ni - 0.2 Zr合金中T相的長度、厚度和數(shù)密度分布。

T6態(tài)和再時(shí)效態(tài)Al - 8.4 Cu - 2.3 Ce - 1.0 Mn - 0.5 Ni - 0.2 Zr在( a ) 350℃和( b ) 400℃的典型拉伸工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線，( c )抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和伸長率隨再時(shí)效溫度的變化，( d ) 300℃/ 100 h再時(shí)效合金的屈服強(qiáng)度與已報(bào)道的300 ~ 400℃合金屈服強(qiáng)度的比較。 

  T6態(tài)Al - 8.4 Cu - 2.3 Ce - 1.0 Mn - 0.5 Ni - 0.2 Zr合金拉伸試樣經(jīng)不同再時(shí)效處理后( a ) T6態(tài)，( b ) 300℃/ 100 h，( c ) 350℃/ 100 h，( d ) 400℃/ 100 h，在400℃/ 100 h拉伸試樣斷口的SEM照片；( e ) 300℃/ 100 h再時(shí)效后合金斷口下方的SEM照片；( f ) ( e )中標(biāo)記的區(qū)域' A '的放大SEM圖像。在本研究中，我們展示了一種析出熱增強(qiáng)相的再時(shí)效處理策略，使鋁合金在400℃下獲得了更高的強(qiáng)度。T6態(tài)Al - 8.4 Cu - 2.3 Ce - 1.0 Mn - 0.5 Ni - 0.2 Zr合金在400℃下的屈服強(qiáng)度和極限抗拉強(qiáng)度分別從93 MPa和105 MPa提高到125 MPa和148 MPa�；�于全面的實(shí)驗(yàn)分析，可以得出本研究最重要的結(jié)果：( 1 )晶界處的Al₈CeCu₄、Al₂₄MnCu₈Ce₃、Al₁₆Cu₄Mn₂Ce和Al₇Cu₄Ni在300 - 400℃再時(shí)效100 h后的形貌無明顯差異。而θ′- Al₂Cu相在300℃再時(shí)效后明顯長大粗化，T-Al₂₀Cu₂Mn₃相在350℃以下未出現(xiàn)明顯粗化現(xiàn)象。( 2 )經(jīng)300℃再時(shí)效100 h后，在θ′相共格界面上明顯形成了Mn、Zr、Ni元素的混合層，而Ni、Ce、Zr元素則偏聚在T相與Al基體的界面處。( 3 )高溫強(qiáng)度的提高歸因于再時(shí)效過程中T相的再析出，可以抑制位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)。