权利要求

1.一种Al-Ce-Zr系耐热铝合金的热机械处理方法，其特征在于，所述铝合金按质量百分比计包含：5-12wt.%的Ce、0.1-0.5wt.%的Zr 和< 0.2wt.%的不可避免杂质元素，余量为Al;

所述方法包括以下步骤：

S1)将原料在真空感应熔炼炉中熔炼并浇铸成铸态合金锭;

S2)对所述铸态合金锭在400–450℃进行热挤压，变形量大于80%;

S3)对挤压后型材在300–350℃保温1–5小时进行预回复退火，空冷;

S4)对预回复退火后的型材在200–250℃保温10–30小时进行低温稳定化退火，空冷，获得最终产品。

2.根据权利要求1所述的Al-Ce-Zr系耐热铝合金的热机械处理方法，其特征在于，所述步骤S1中的熔炼过程包括：

抽真空至6×10-3Pa以下，充入高纯氩气保护，加热至750-800℃使原料完全熔化，反复熔炼2-3次以促进成分均匀化，并浇注于预热至200-300℃的模具中。

3.根据权利要求1所述的Al-Ce-Zr系耐热铝合金的热机械处理方法，其特征在于，所述步骤S2中的热挤压前对铸态合金锭在450℃进行8-12小时的均匀化处理，挤压比为10:1-20:1。

4.根据权利要求1所述的Al-Ce-Zr系耐热铝合金的热机械处理方法，其特征在于，所述步骤S3中的预回复退火在320-340℃保温2-4小时进行。

5.根据权利要求1所述的Al-Ce-Zr系耐热铝合金的热机械处理方法，其特征在于，所述步骤S4中的低温稳定化退火在220-240℃保温20-40小时进行。

6.根据权利要求1所述的Al-Ce-Zr系耐热铝合金的热机械处理方法，其特征在于，所述步骤S1中的原料包括纯铝、铝铈中间合金或铝锆中间合金中的一种或多种，装料时采用分层填充法确保混合均匀。

7.根据权利要求1所述的Al-Ce-Zr系耐热铝合金的热机械处理方法，其特征在于，所述步骤 S2 中的热挤压的变形量为75%-90%，挤压速度控制在1-5mm/s。

8.根据权利要求1-7任一项所述的方法制得的Al-Ce-Zr系耐热铝合金，其特征在于，所述耐热铝合金的微观组织包括：沿加工方向分布的纤维状Al11Ce3相;尺寸为0.5-2.0μm 的细小亚晶粒基体;在亚晶界弥散分布、尺寸小于10nm的Al3Zr纳米析出相。

9.根据权利要求8所述的Al-Ce-Zr系耐热铝合金，其特征在于，所述Al3Zr相通过低温扩散析出，能抑制亚晶界的迁移行为，在300-400℃长时间热暴露后仍保持原始组织形态。

10.一种权利要求8或9所述的Al-Ce-Zr系耐热铝合金的应用，其特征在于，所述铝合金用于300-400℃温度区间长期服役的航空航天发动机部件、工业热交换器等轻量化结构部件。

说明书

技术领域

[0001]本发明属于金属材料加工与合金设计技术领域，具体是指一种Al-Ce-Zr系耐热铝合金及其热机械处理方法。

背景技术

[0002]在航空航天发动机的压气机部件、工业热交换器的核心换热元件等，均需在300-400℃长期服役，且要求材料兼具轻量化、高强度、长寿命与低成本特性。现有材料要么无法满足温度与力学性能要求，要么成本过高、成形性差，存在明显的技术缺口，因此开发一种工艺可控、性能均衡的Al-Ce-Zr系耐热铝合金及其制备方法，具有迫切的工程需求与巨大的应用价值。

[0003]与传统铝合金在服役温度超过200℃时性能迅速衰减不同，耐热铝合金通过构建特殊的强韧化机制，可以在完成承载、抗蠕变和抗疲劳等结构功能的同时，在300–400 ℃环境下保持稳定组织和力学性能。耐热铝合金的出现，不仅为航空航天等极端工况提供了更轻量、更可靠的材料选择，也为提高能源利用效率与装备寿命提供了重要支撑，因此，开发高温强度高、组织稳定性强、成本适中且易于工业生产的耐热铝合金体系具有重要意义。

[0004]近年来，Al-Ce合金因Al11Ce3金属间化合物具备优异的热稳定性而受到关注。该相在600℃以下几乎不发生溶解或粗化，是极具潜力的耐热相。然而，铸态Al-Ce合金中Al11Ce3常形成粗大块状或网状分布，导致室温塑性差，同时强度远低于航空结构件要求。Al-Zr系合金依靠纳米级Al3Zr弥散相提升中温稳定性，但主要应用在电工导体领域，其Ce含量极低，无法形成承载能力强的共晶骨架，且通常难以在300 ℃以上保持结构稳定。而Sc/Zr复合强化材料虽具备优异的高温表现，其热稳定纳米相Al3 (Sc,Zr)可维持300 ℃左右的强化效果，但高成本Sc元素限制了其大规模应用。

[0005]现有技术CN102758107B公开了一种Al-0.15Zr-0.1RE铝合金，依靠细小弥散的Al3Zr纳米析出相，可在250–280 ℃保持90%以上的抗拉强度，且导电性能良好。但该类材料主要用于输电导线领域，Ce含量极低，不具备适合结构件的高温承载效应。同时，其强化机制主要依赖单一弥散相，在更高温度(300–400℃)下易发生晶界滑移与亚结构失稳，难以满足航空发动机等高温复杂载荷条件的需求。CN110373574A公开的近共晶Al-Ce合金尽管通过热处理获得细晶组织，但是完全再结晶后的粗大角度晶界在高温下迁移迅速，导致合金在300℃以上组织明显劣化，强度急剧下降。此外，部分研究尝试在Al-Ce体系中引入Zr以生成Al3Zr相，如CN113416870B、CN109797326B等专利，通过Sc与Zr的复合添加，使材料在300℃保持较高强度，但这些方案往往严重依赖价格昂贵的Sc元素，并且需要快速凝固或特种工艺，限制了实际产业化。

[0006]因此，在不依赖昂贵元素与特殊设备的前提下，通过工艺路径创新开发一种工艺可控、成本适中、兼具高温强度与组织稳定性的Al-Ce-Zr合金制备方法，具有重要的工程意义。

发明内容

[0007]为了克服上述背景中所提到的部分问题，本发明提供一种Al-Ce-Zr系耐热铝合金及其热机械处理方法，以至少部分解决上述问题。

[0008]根据本发明的技术方案，提供一种Al-Ce-Zr系耐热铝合金的热机械处理方法，所述铝合金按质量百分比计包含：5-12wt.%的Ce、0.1-0.5wt.%的Zr 和< 0.2wt.%的不可避免杂质元素，余量为Al;

[0009]所述方法包括以下步骤：

[0010]S1)将原料在真空感应熔炼炉中熔炼并浇铸成铸态合金锭;

[0011]S2)对所述铸态合金锭在400–450℃进行热挤压，变形量大于80%;

[0012]S3)对挤压后型材在300–350℃保温1–5小时进行预回复退火，空冷;

[0013]S4)对预回复退火后的型材在200–250℃保温10–30小时进行低温稳定化退火，空冷，获得最终产品。

[0014]优选的，所述步骤S1中的熔炼过程包括：

[0015]抽真空至6×10-3Pa以下，充入高纯氩气保护，加热至750-800℃使原料完全熔化，反复熔炼2-3次以促进成分均匀化，并浇注于预热至200-300℃的模具中。

[0016]优选的，所述步骤S2中的热挤压前对铸态合金锭在450℃进行8-12小时的均匀化处理，挤压比为10:1-20:1。

[0017]优选的，所述步骤S3中的预回复退火在320-340℃保温2-4小时进行。

[0018]优选的，所述步骤S4中的低温稳定化退火在220-240℃保温20-40小时进行。

[0019]优选的，所述步骤S1中的原料包括纯铝、铝铈中间合金或铝锆中间合金中的一种或多种，装料时采用分层填充法确保混合均匀。

[0020]优选的，所述步骤 S2 中的热挤压的变形量为75%-90%，挤压速度控制在1-5mm/s。

[0021]另一方面本发明还提供了一种根据上述的方法制得的Al-Ce-Zr系耐热铝合金，所述耐热铝合金的微观组织包括：

[0022]沿加工方向分布的纤维状 Al11Ce3相;尺寸为0.5-2.0μm 的细小亚晶粒基体;

[0023]在亚晶界弥散分布、尺寸小于10nm的Al3Zr纳米析出相。

[0024]进一步的，所述Al3Zr相通过低温扩散析出，能抑制亚晶界的迁移行为，在300-400℃长时间热暴露后仍保持原始组织形态。

[0025]进一步的，所述铝合金用于300-400℃温度区间长期服役的航空航天发动机部件、工业热交换器等轻量化结构部件。

[0026]与现有技术相比较，本发明的有益效果在于：

[0027]本发明通过控制热挤压后的退火温度位于再结晶起始温度以下，引导材料经历回复而非再结晶过程，成功构建以平均尺寸为0.5-2.0μm的细小亚晶为主体的基体组织。此类亚晶界迁移阻力大，在300-400℃长时间服役条件下仍能维持结构完整性。

[0028]本发明利用Zr元素在较低温度下的析出特性，实现在200-250℃完成Al3Zr相的弥散析出，避免高温处理导致的相粗化风险。析出相优先富集于亚晶界区域，形成有效的界面钉扎网络，协同提升静态与动态热稳定性。

[0029]本发明Al11Ce3相经热挤压破碎后呈细长纤维状沿流线方向排列，既发挥载荷传递作用，又不易成为裂纹源，兼顾强化与韧性潜力。

[0030]本发明整体工艺无需超快速凝固、等通道挤压或其他高能耗设备，主要工序可在常规工业炉和挤压机组上完成，具备良好的可放大性和生产兼容性，主要合金元素Ce来源广泛、价格相对低廉，Zr添加量极低，整体原材料成本可控，有利于推动高性能耐热铝合金在更广泛工业场景中的替代应用。

附图说明

[0031]图1为实施例1经过热处理后Al-5Ce-0.1Zr合金的微观组织SEM图;

[0032]图2为实施例2经过热处理后Al-8Ce-0.3Zr合金的微观组织SEM图;

[0033]图3为实施例3经过热处理后Al-12Ce-0.5Zr合金的微观组织SEM图;

[0034]图4为实施例1-3制得的热处理态合金的XRD测试图;

[0035]图5为实施例1-3制得的热处理态合金与对应铸态合金的350℃高温拉伸平均强度比较。

具体实施方式

[0036]下面将对实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例仅仅是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例;基于实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于保护的范围。

[0037]本发明实施例的目的在于提供一种新型Al-Ce-Zr系耐热铝合金及其热机械处理方法，以克服现有Al-Ce合金室温性能偏低、高温组织不稳定的问题，通过合理设计成分范围并引入非再结晶路径的热机械处理流程，获得由纤维状Al11Ce3相、细小亚晶基体与晶界钉扎型Al3Zr纳米析出相共同构成的多尺度强化结构。

[0038]为实现上述目的，本发明提出如下技术方案：

[0039]一种Al-Ce-Zr系耐热铝合金的热机械处理方法，所述铝合金按质量百分比计包含：

[0040]Ce：5-12 wt.%，用于形成高热稳定性的Al11Ce3强化相;

[0041]Zr：0.1-0.5 wt.%，作为微合金化元素诱发低温析出Al3Zr纳米相;

[0042]杂质总量≤0.2 wt.%，优选≤0.1 wt.%;

[0043]余量为铝。

[0044]该方法包括以下步骤：

[0045]S1合金熔炼与铸锭制备：将纯铝、铝铈中间合金和铝锆中间合金按配比称量后装入耐高温石英管中，采用分层填充方式确保混合均匀。将石英管置于真空高频感应熔炼炉内，抽真空至6×10-3Pa以下，充入高纯氩气保护，重复除气操作2次。

[0046]加热至750-800℃使原料完全熔融，保温10-15分钟进行精炼与静置，随后控制冷却速率反复熔炼2-3次以改善成分均匀性。最终浇注于预热至200-300℃的石墨模具中，得到致密无宏观缺陷的铸态合金锭。

[0047]S2高温热挤压处理：将铸态合金锭在450℃下进行均匀化处理8-12小时，随后立即在400-450℃温度范围内实施热挤压，变形量大于80%，挤压比控制在10:1-20:1之间。此过程有效破碎初生Al11Ce3相，促使其沿变形方向拉长呈纤维状分布，同时引入高密度位错，为后续亚结构演化提供驱动力。

[0048]S3预回复退火处理：对挤压态型材施加预回复退火：在300-350℃保温1-5小时，优选320-340℃保温2-4小时，空冷至室温。该步骤促使位错滑移与重排，形成大量低位错密度的亚晶界，建立以亚晶为主的基体组织，同时有效抑制再结晶形核，保留加工硬化效应。

[0049]S4低温稳定化退火处理：进一步实施低温退火：在200-250℃保温10-30小时，优选220-240℃保温20-40小时，空冷。在此温度区间，Zr原子发生短程扩散，析出尺寸小于10 nm的L12结构Al3Zr有序相，选择性地弥散分布在亚晶界处，起到钉扎边界、阻碍高温下界面迁移的作用，显著提升组织热稳定性。

[0050]实施例1

[0051]一种Al-Ce-Zr系耐热铝合金的制备方法，包括以下步骤：

[0052]S1、按质量份计，称取5wt.%的铈、0.1wt.%的锆，其余为纯铝。将原料置于内径为10mm、高度为80mm的耐高温石英管中，将石英管放入真空高频感应熔炼炉内，确保原料分布均匀以避免偏析。

[0053]S2、抽真空至炉内压力为6×10-3Pa，然后充入纯度为99.99%的氩气作为保护气，重复抽真空-充氩气过程2次以彻底排除氧气。随后加热至800℃，保温10min，使原料完全熔化并均匀化;然后降温冷却至300℃，此过程反复进行3次，以促进成分均匀并减少气孔缺陷。

[0054]S3、熔炼完成后，在炉内冷却2min，随后放气并打开炉盖，取出样品在空气中冷却5min，待合金试样彻底凝固后得到铸态Al-5Ce-0.1Zr合金。该铸锭组织均匀，无宏观缺陷，为后续热机械处理奠定基础。

[0055]S4、将铸态Al-5Ce-0.1Zr合金在450℃下进行热挤压，变形量控制为90%。挤压过程中保持温度稳定，以破碎铸态粗大相、形成沿挤压方向的纤维状流线组织，并引入高密度位错为亚结构形成提供驱动力。

[0056]S5、将热挤压后的Al-5Ce-0.1Zr合金在330℃下保温3小时进行预回复退火，驱动位错重组形成细小亚晶，同时抑制再结晶形核;随后进行低温稳定化退火：在230℃下保温30小时，使Zr原子充分扩散析出Al3Zr纳米相(尺寸<10 nm)，钉扎亚晶界以提高组织稳定性。退火后空冷至室温，得到最终合金产品。

[0057]实施例2

[0058]一种Al-Ce-Zr系耐热铝合金的制备方法，包括以下步骤：

[0059]S1、按质量份计，称取8wt.%的铈、0.3wt.%的锆，其余为纯铝。将原料置于内径为10mm、高度为80mm的耐高温石英管中，将石英管放入真空高频感应熔炼炉内，确保原料分布均匀以避免偏析。

[0060]S2、抽真空至炉内压力为6×10-3Pa，然后充入纯度为99.99%的氩气作为保护气，重复抽真空-充氩气过程2次以彻底排除氧气。随后加热至800℃，保温10min，使原料完全熔化并均匀化;然后降温冷却至300℃，此过程反复进行3次，以促进成分均匀并减少气孔缺陷。

[0061]S3、熔炼完成后，在炉内冷却2min，随后放气并打开炉盖，取出样品在空气中冷却5min，待合金试样彻底凝固后得到铸态Al-8Ce-0.3Zr合金。该铸锭组织均匀，无宏观缺陷，为后续热机械处理奠定基础。

[0062]S4、将铸态Al-8Ce-0.3Z合金在450℃下进行热挤压，变形量控制为90%。挤压过程中保持温度稳定，以破碎铸态粗大相、形成沿挤压方向的纤维状流线组织，并引入高密度位错为亚结构形成提供驱动力。

[0063]S5、将热挤压后的Al-8Ce-0.3Z合金在330℃下保温3小时进行预回复退火，驱动位错重组形成细小亚晶，同时抑制再结晶形核;随后进行低温稳定化退火：在230℃下保温30小时，使Zr原子充分扩散析出Al3Zr纳米相(尺寸<10 nm)，钉扎亚晶界以提高组织稳定性。退火后空冷至室温，得到最终合金产品。

[0064]实施例3

[0065]一种Al-Ce-Zr系耐热铝合金的制备方法，包括以下步骤：

[0066]S1、按质量份计，称取12wt.%的铈、0.5wt.%的锆，其余为纯铝。将原料置于内径为10mm、高度为80mm的耐高温石英管中，将石英管放入真空高频感应熔炼炉内，确保原料分布均匀以避免偏析。

[0067]S2、抽真空至炉内压力为6×10-3Pa，然后充入纯度为99.99%的氩气作为保护气，重复抽真空-充氩气过程2次以彻底排除氧气。随后加热至800℃，保温10min，使原料完全熔化并均匀化;然后降温冷却至300℃，此过程反复进行3次，以促进成分均匀并减少气孔缺陷。

[0068]S3、熔炼完成后，在炉内冷却2min，随后放气并打开炉盖，取出样品在空气中冷却5min，待合金试样彻底凝固后得到铸态Al-12Ce-0.5Zr合金。该铸锭组织均匀，无宏观缺陷，为后续热机械处理奠定基础。

[0069]S4、将铸态Al-12Ce-0.5Zr合金在450℃下进行热挤压，变形量控制为90%。挤压过程中保持温度稳定，以破碎铸态粗大相、形成沿挤压方向的纤维状流线组织，并引入高密度位错为亚结构形成提供驱动力。

[0070]S5、将热挤压后的Al-12Ce-0.5Zr合金在330℃下保温3小时进行预回复退火，驱动位错重组形成细小亚晶，同时抑制再结晶形核;随后进行低温稳定化退火：在230℃下保温30小时，使Zr原子充分扩散析出Al3Zr纳米相(尺寸<10 nm)，钉扎亚晶界以提高组织稳定性。退火后空冷至室温，得到最终合金产品。

[0071]对实施例1、实施例2和实施例3所制备的的铝合金通过扫描电子显微镜(SEM)进行采集得到的微观形貌图像。

[0072]图1-图3为不同成分实施例经完整热处理后的SEM显微组织图，图中显示大量白色的细小颗粒状亚结构(对应Al11Ce3相)均匀弥散分布在灰色铝基体中，由于高温热挤压工艺导致的塑性流变，使Al11Ce3相沿加工方向破碎和纤维化。基体呈现细小等轴或多边形亚晶特征，未见明显孔洞或开裂，表明从熔炼、挤压到热处理的全流程工艺控制有效。

[0073]图4为实施例1-3制得的热处理态合金的XRD测试图，所有实施例均获得纯净的α-Al+β-Al11Ce3双相组织，无杂相生成。衍射峰尖锐且一致，证明通过本发明工艺可获得稳定的晶体结构，为合金优异的高温性能提供了结构基础。

[0074]图5为实施例1-3制得的热机械处理态合金与对应铸态合金的350℃高温拉伸强度图，本发明制得的Al-Ce-Zr合金在进行热机械处理后的抗拉强度相较于铸态合金明显提升，在350℃高温环境下仍保持较高强度。

[0075]实施例1-3已详细说明典型工艺参数组合下的可行性，各步骤执行条件明确，所得合金组织均匀，验证了全流程工艺稳定性。所有实施例均采用相同热机械路径，仅调整Ce/Zr含量，表明本方法具有较宽的成分适应窗口。

[0076]以上所述仅为本发明的优选实施例而已，并不用于限制本发明，对于本领域的技术人员来说，本发明可以有各种更改和变化。凡在本发明的精神和原则之内，所作的任何修改、等同替换、改进等，均应包含在本发明的保护范围之内。

说明书附图(5)