CN114438383A - 一种多级金属间化合物强化耐热合金及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明公开了一种多级金属间化合物强化耐热合金及其制备方法，该合金表达式为：AlaCubMncCedNieZrf，其中86.3≤a≤89.9，7.5≤b≤8.5，0.5≤c≤1.0，1.5≤d≤2.5，0.5≤e≤1.5，0.1≤f≤0.2。其步骤为：设计耐热铝合金体系、计算合金相图、成分设计、制备合金锭、固溶热处理、低温时效和高温时效热处理。最终获得多级金属间化合物强化耐热铝合金微结构；该耐热铝合金具有优异的高温性能，其400℃的抗拉强度、屈服强度和伸长率分别达到138MPa，112MPa和达到9.7%，与现役ZL208合金（T6）相比，抗拉强度和屈服强度分别提升56%和40%，伸长率相当。

Description

一种多级金属间化合物强化耐热合金及其制备方法
技术领域
本发明属于耐热铝合金材料技术，特别是一种多级金属间化合物强化耐热合金材料及其制备方法。
背景技术
在面对资源、能源、环境的严峻挑战下，飞机、汽车等制造业为了降低能耗、节约资源、保护环境，对结构件材料的高性能和轻量化要求越来越迫切。铝及铝合金具有密度小、强度高、加工性能好、耐腐蚀等众多优点，作为优良的结构材料，已被广泛应用于航天航空、建筑桥梁、汽车船舶、机械设备等众多领域。其中，耐热铝合金具有优异的高温抗氧化性和在温度和动静态载荷长时间作用下有较好的抗塑性变形能力和屈服强度，已广泛应用于兵器、航空航天、汽车船舶，特别是坦克的发动机活塞、缸套、箱体，导弹的壳体、航空发动机气缸、叶片、飞机蒙皮等。随着航空航天、武器装甲的发展对耐热铝合金的高温性能提出了更高的要求，然而现役的铸造铝合金材料的热疲劳、耐高温等性能已临近极限状态，很难适应装备发展需求。如发动机的活塞，作为发动机燃烧室关键部件之一，工作时长时间暴露在350～400℃高温气体环境中，此外还要承受热机械疲劳作用。铸锭生产方法并广泛应用的ZL206、ZL208等耐热铝合金中耐热相体积分数较少，强化效果不足，在350℃以上温度材料的屈服强度低于100MPa,只能够在350℃以下的温度使用。虽然ZL207合金的服役温度已达到400℃，但该材料400℃的屈服强度低于50MPa，无法作为高温承力结构件使用，并且大量细网状的耐热相易引发脆性，使材料400℃的伸长率小于2％，无法替代350～400℃温度范围的钛合金。
文献1“一种高强耐热铝合金及其制备方法(ZL201910193124.9)”中耐热铝合金具有异域跨尺度强化的显微组织，但该材料制备过程中采用了机械热变形方式，破碎了晶界强化相并产生大量的亚稳组织(晶界、亚晶界等)，此外，其相变热处理主要针对热稳定较低(≤250℃)的Al2Cu相，导致材料的热稳定性较低。文献2“High-temperature propertiesand microstructural evolution of Al-Cu-Mn-RE(La/Ce)alloy designed throughthermodynamic calculation”报道了耐热稀土金属间化合物沿分布晶界来强化晶界，合金经T6热处理(固溶+时效处理)后，纳米尺度的Al2Cu、Al20Cu2Mn3相和Al3Zr析出，使材料在300℃下具有较好的热稳定性，但该温度下Al2Cu的长大使得材料的抗拉强度也仅为105MPa。文献3“Optimization of phase composition of Al-Cu-Mn-Zr-Sc alloys for rolledproducts without requirement for solution treatment and quenching”中经热轧+两步退火热处理，完全消除了热稳定性较低的Al2Cu相，晶粒内部只析出了Al20Cu2Mn3和Al3(ZrSc)相，材料的热稳定温度达到了350℃，但高温下薄弱的晶界、亚晶界区域和晶内少量的耐热相使得合金仍无法在400℃下使用。因此，传统铝合金无法实现晶界和晶内的协同强化，致使耐热铝合金服役温度受限。
发明内容
本发明的目的在于提供一种多级金属间化合物强化耐热合金及其制备方法。该耐热铝合金高温性能优异，不仅高温屈服强度和抗拉强度高，而且伸长率大。
实现本发明目的的技术解决方案为：一种多级金属间化合物强化耐热合金，其合金元素重量百分比表达式为：AlaCubMncCedNieZrf，其中，86.3≤a≤89.9，7.5≤b≤8.5，0.5≤c≤1.0，1.5≤d≤2.5，0.5≤e≤1.5，0.1≤f≤0.2，a+b+c+d+e+f＝100。
进一步的，该耐热铝合金的组织特征是：具有多级金属间化合物的微结构特征，具体表现在：晶粒内部析出大量厚度≤300nm的高热稳定性Al20Cu2Mn3和厚度≤30nm的Al2Cu纳米尺度弥散沉淀相，沿晶界近连续地分布大量厚度≤10μm的Al24MnCu8Ce3、Al16Cu4Mn2Ce、Al8CeCu4和Al7Cu4Ni微米尺度耐热金属间化合物骨架。
进一步的，所述耐热铝合金400℃的抗拉强度达到120～140MPa，屈服强度达到90～115MPa，伸长率达到10～15％。
一种制备上述多级金属间化合物强化耐热合金的方法，包括以下步骤：
第一步：设计目标合金体系，根据凝固相图，Ala1Cub1Mnc1Ced1四元合金富铝端，其中，以重量百分比计，81.0≤a1≤94.0，5.0≤b1≤14.0，0.5≤c1≤2.0，0.5≤d1≤3.0，析出Al24MnCu8Ce3、Al16Cu4Mn2Ce、Al8CeCu4、Al20Cu2Mn3和Al2Cu相，Ala2Cub2Nic2三元合金富铝端，其中，以重量百分比计，78.0≤a2≤96.0，4.0≤b2≤12.0，0<c2≤10.0，析出Al7Cu4Ni、Al3CuNi和Al3Ni相，根据四元合金富铝端和三元合金富铝端相图结果，并利用Thermal-Calc软件计算合金平衡凝固相，设计合金成分为AlaCubMncCedNieZrf，其中，以重量百分比计，86.3≤a≤89.9，7.5≤b≤8.5，0.5≤c≤1.0，1.5≤d≤2.5，0.5≤e≤1.5，0.1≤f≤0.2，使其在凝固过程中晶界析出Al24MnCu8Ce3、Al16Cu4Mn2Ce、Al8CeCu4和Al7Cu4Ni金属间化合物相，晶粒内析出Al20Cu2Mn3和Al2Cu相；
第二步：将金属原料的表面机械打磨去掉表面的氧化皮后，按照第一步的目标合金成分配比备料；
第三步：将预热后的原料高纯Al、Al-50wt.％Cu、Al-10wt.％Ni、Al-10wt.％Mn、Al-5wt.％Zr依次放入预热后的石墨坩埚中，利用高纯氩气保护的电阻炉熔炼制备合金，原料完全熔化后，将熔体升温至740℃，加入预热的原料Al-20wt.％Ce，再将熔体加热至760℃保温10min后搅拌，再分三次加入熔体总重1％的C2Cl6除气，静置15min扒渣，740℃浇注到300℃的模具中；
第四步：固溶处理，将第三步所得合金锭在530～540℃保温10～15小时，再淬入50±2℃水中；
第五步：低温时效，将第四步所得合金锭在160～180℃保温3～10小时，再空冷；
第六步：高温时效，将第五步所得合金锭在280～350℃保温10～100小时，再空冷。
进一步的，第一步中，Thermal-Calc计算出析出温度高于液相最低温度的金属间化合物，且满足在晶界处析出、总摩尔分数≥5％、各相摩尔分数＜3％、热稳定温度≥350℃。
进一步的，第二步中，金属原料纯度大于99.5％。
进一步的，第三步中，高纯氩气的纯度不小于99.99％。
进一步的，第三步中，原料在300℃下预热3小时，石墨坩埚在500℃下预热1小时，利用高纯氩气保护的电阻炉熔炼制备合金时的熔炼功率为5～15kW。
本发明与现有技术相比，具有以下优点：(1)晶粒内均匀析出大量厚度≤300nm的高热稳定性Al20Cu2Mn3和厚度≤30nm的Al2Cu纳米尺度弥散沉淀相来强化晶粒；(2)沿晶界近连续地分布大量厚度≤10μm的Al24MnCu8Ce3、Al16Cu4Mn2Ce、Al8CeCu4和Al7Cu4Ni微米尺度耐热金属间化合物骨架有效强化晶界；(3)获得了多级金属间化合物强化耐热铝合金的微结构，合金400℃力学性显著提升。
附图说明
图1是本发明多级金属间化合物强化耐热合金制备流程图。
图2是实例1中Thermal-Calc计算Al87.6Cu8.4Mn1.0Ce2.3Ni0.5Zr0.2合金的平衡凝固相图。
图3是实施例1多级金属间化合物强化耐热Al87.6Cu8.4Mn1.0Ce2.3Ni0.5Zr0.2合金材料的显微组织图，其中，(a)为晶粒内部均匀分布地纳米尺度(长度：100～1000nm，均值：410nm；厚度：50～250nm，均值：100nm)Al20Cu2Mn3相，(b)为晶粒内部均匀分布地纳米尺度(长度：30～300nm，均值：137nm；厚度：5～20nm，均值：9nm)Al2Cu相，(c)为晶界上近连续地分布微米尺度(厚度≤10μm)的Al24Cu8Ce3Mn、Al16Cu4Mn2Ce、Al8CeCu4和Al7Cu4Ni金属间化合物骨架。
图4是实施例1多级金属间化合物强化耐热Al87.6Cu8.4Mn1.0Ce2.3Ni0.5Zr0.2合金材料的高温(400℃)拉伸曲线图及与ZL208合金的性能对比图。
具体实施方式
为了更了解本发明的技术内容，特举具体实施例并配合所附图式说明如下。
本发明的设计原理如下：
首先，通过计算合金的凝固相图确定合金成分，一方面，选取晶界可析出的高热稳定性(热稳定温度极限～400℃)的金属间化合物，为能够析出足够数量且细小的金属间化合物相，需满足耐热相的总摩尔分数≥5％，提供足够的强化相，但各耐热相的摩尔分数＜3％，避免单一相的粗化，恶化力学性能；另一方面，晶粒内可析出耐热金属间化合物(热稳定温度极限～350℃)，并可利用相变热处理来调控其组织形貌。其次，利用热处理调控金属间化合物，进一步消除粗大形貌组织，同时，开展两步时效处理，先让晶粒内低热稳定性的金属间化合物在低温下均匀大量析出，再进行高温时效处理，不仅使晶粒内高热稳定性的金属间化合物大量析出，而且避免低热稳定性的金属间化合物过度粗化，从而获得最大纳米析出强化效果。
以下各实施例的制备步骤如图1的流程示意图所示。
实施例1
(1)合金成分选择
设计耐热铝合金体系，根据凝固相图，Ala1Cub1Mnc1Ced1四元合金富铝端，其中，以重量百分比计，81.0≤a1≤94.0，5.0≤b1≤14.0，0.5≤c1≤2.0，0.5≤d1≤3.0，析出Al24MnCu8Ce3、Al16Cu4Mn2Ce、Al8CeCu4、Al20Cu2Mn3和Al2Cu相，Ala2Cub2Nic2三元合金富铝端，其中，以重量百分比计，78.0≤a2<96.0，4.0≤b2≤12.0，0<c2≤10.0，析出Al7Cu4Ni、Al3CuNi和Al3Ni相，根据四元合金和三元合金富铝端相图结果，并利用Thermal-Calc软件计算合金平衡凝固相(如图2)，调整凝固时易偏聚在铝合金晶界Mn、Ce、Cu和Ni元素，α-Al相的初始析出温度为630℃，终止析出温度约为545℃，Al11Ce3(因数据库没有含Ce多元化合物信息，所以用Al11Ce3替代含Ce多元化合物)相的析出温度范围约为545～613℃，Al7Cu4Ni相的析出温度范围约为545～570℃，Al20Cu2Mn3相的析出温度范围约为460～592℃，在合金凝固终止温度545℃时，Al11Ce3、Al7Cu4Ni和Al20Cu2Mn3的摩尔分数分别约为2.2％、1.1％和2.2％，总摩尔分数达到5.6％，Al11Ce3、Al7Cu4Ni和Al20Cu2Mn3的热稳定温度分别为～400℃、～350℃和～350℃，上述耐热金属间化合物满足在晶界处析出、总摩尔分数≥5％、各相摩尔分数小于3％、热稳定温度均≥350℃的条件，选定合金成分为Al87.6Cu8.4Mn1.0Ce2.3Ni0.5Zr0.2。
(2)合金的制备
利用高纯氩气保护的电阻炉熔制合金锭，其具体程序如下：
a、将金属原料的表面机械打磨去掉表面的氧化皮后，按照设计好的成分配比料备料；按照每锭1.8kg左右的重量配料。
b、将备好的金属原料在300℃下预热3h，备用，石墨坩埚在500℃下预热1h。将预热的金属原料按Al、Al-50wt.％Cu、Al-10wt.％Ni、Al-10wt.％Mn、Al-5wt.％Zr依次放入预热的石墨坩埚内，原料完全熔化后，将熔体升温至740℃加入预热的Al-20wt.％Ce，再将熔体升温至760℃保温10min后均匀搅拌。
c、加入熔体重量1％的C2Cl6，760℃分三次用钟罩压入熔体进行精炼，静置15min，扒渣，740℃浇注到300℃的钢模具中，获得合金锭。
(3)合金的热处理工艺
a、固溶处理：利用电阻炉将合金锭在537℃保温12小时，淬入50℃水中；
b、低温时效：再将合金锭在175℃保温5小时，空冷；
c、高温时效：再将合金锭在300℃保温100小时，空冷。
(4)组织与性能测试
所制备材料微观组织如图3所示：获得了多级金属间化合物强化耐热铝合金微结构，即材料均匀分布的纳米尺度Al20Cu2Mn3(长度：100～1000nm，均值：410nm；厚度：50～250nm，均值：100nm；体积分数：20％)和Al2Cu相(长度：30～300nm，均值：137nm；厚度：5～20nm，均值：9nm；体积分数：3％)，晶界上近连续地分布微米尺度的(厚度≤10μm，体积分数：14％)Al16Cu4Mn2Ce、Al24Cu8Ce3Mn、Al8CeCu4和Al7Cu4Ni金属间化合物骨架。
图4为热处理后耐热铝合金材料400℃的拉伸应力-应变曲线及与ZL208合金的性能对比图，力学性能测试结果表明：所制备的材料屈服强度和抗拉强度分别达到了112MPa和138MPa，比ZL208合金提高40％和56％，且材料的伸长率达到9.7％，与ZL208合金相当。
实施例2
(1)合金成分选择
选取合金成分为Al87.6Cu8.4Mn1.0Ce2.3Ni0.5Zr0.2。
(2)合金的制备
采用实施例1中的熔炼步骤制备合金。
(3)合金的热处理工艺
a、固溶处理：利用电阻炉将合金锭在537℃保温12小时，淬入50℃水中；
b、低温时效：再将合金锭在175℃保温5小时，空冷；
c、高温时效：再将合金锭在350℃保温100小时，空冷。
(4)组织与性能测试
获得了多级金属间化合物强化耐热铝合金组织，即材料均匀分布的纳米尺度Al20Cu2Mn3(长度：100～1000nm，均值：427nm；厚度：50～300nm，均值：107nm；体积分数：18％)和Al2Cu相(长度：100～750nm，均值：325nm；厚度：5～30nm，均值：18nm；体积分数：2％)，晶界上近连续地分布微米尺度(厚度≤10μm；体积分数：14％)的Al16Cu4Mn2Ce、Al24Cu8Ce3Mn、Al8CeCu4和Al7Cu4Ni金属间化合物骨架。
力学性能测试结果表明：所制备的材料400℃屈服强度、抗拉强度和伸长率分别达到了92MPa、123MPa和12.6％，比ZL208合金提高15％、40％和31％。
实施例3
本发明制备合金成分为Al87.6Cu8.4Mn1.0Ce2.3Ni0.5Zr0.2，采用实施例1中的熔炼步骤制备合金，经固溶535℃/12h+低温时效165℃/5h+高温时效300℃/50h热处理，获得了多级金属间化合物微结构，即晶粒内均匀地析出纳米尺度的Al20Cu2Mn3和Al2Cu金属间化合物相，沿晶界近连续均匀地分布微米尺度的Al16Cu4Mn2Ce、Al24Cu8Ce3Mn、Al8CeCu4和Al7Cu4Ni金属间化合物骨架。
力学性能测试结果表明：所制备的材料400℃的屈服强度、抗拉强度和伸长率分别达到了95MPa、130MPa和11.9％，均优于ZL208合金。
实施例4
本发明制备合金成分为Al87.6Cu8.4Mn1.0Ce2.3Ni0.5Zr0.2，采用实施例1中的熔炼步骤制备合金，经固溶535℃/12h+低温时效165℃/5h+高温时效280℃/50h热处理，获得了多级金属间化合物微结构，即晶粒内均匀地析出纳米尺度的Al20Cu2Mn3和Al2Cu金属间化合物相，沿晶界近连续地分布微米尺度的Al16Cu4Mn2Ce、Al24Cu8Ce3Mn、Al8CeCu4和Al7Cu4Ni金属间化合物骨架。
力学性能测试结果表明：所制备的材料400℃屈服强度、抗拉强度和伸长率分别达到了113MPa、139MPa和10.2％，均优于ZL208合金。
实施例5
本发明制备合金成分为Al89.9Cu7.5Mn0.5Ce1.5Ni0.5Zr0.1，采用实施例1中的熔炼步骤制备合金，经固溶535℃/12h+低温时效175℃/5h+高温时效300℃/100h热处理，获得了多级金属间化合物微结构，即晶粒内均匀地析出纳米尺度的Al20Cu2Mn3和Al2Cu金属间化合物相，沿晶界近连续地分布微米尺度的Al16Cu4Mn2Ce、Al24Cu8Ce3Mn、Al8CeCu4和Al7Cu4Ni金属间化合物骨架。
力学性能测试结果表明：所制备的材料400℃屈服强度、抗拉强度和伸长率分别达到了91MPa、122MPa和14.9％，均优于ZL208合金。
实施例6
本发明制备合金成分为Al87.6Cu8.4Mn1.2Ce2.1Ni0.5Zr0.2，采用实施例1中的熔炼步骤制备合金，经固溶535℃/12h+低温时效175℃/5h+高温时效300℃/100h热处理，获得了多级金属间化合物微结构，即晶粒内均匀地析出纳米尺度的Al20Cu2Mn3和Al2Cu金属间化合物相，沿晶界近连续地分布微米尺度的Al16Cu4Mn2Ce、Al24Cu8Ce3Mn、Al8CeCu4和Al7Cu4Ni金属间化合物骨架。
力学性能测试结果表明：所制备的材料400℃屈服强度、抗拉强度和伸长率分别达到了113MPa、139MPa和10.2％，均优于ZL208合金。
实施例7
本发明制备合金成分为Al87.1Cu8.4Mn1.5Ce2.3Ni0.5Zr0.2，采用实施例1中的熔炼步骤制备合金，经固溶535℃/12h+低温时效175℃/5h+高温时效300℃/100h热处理，获得了多级金属间化合物微结构，即晶粒内均匀地析出纳米尺度的Al20Cu2Mn3和Al2Cu金属间化合物相，沿晶界近连续地分布微米尺度的Al16Cu4Mn2Ce、Al24Cu8Ce3Mn、Al8CeCu4和Al7Cu4Ni金属间化合物骨架。
力学性能测试结果表明：所制备的材料400℃屈服强度、抗拉强度和伸长率分别达到了115MPa、140MPa和9.5％，高温强度优于ZL208合金，伸长率与ZL208合金相当。
实施例8
本发明制备合金成分为Al87.1Cu8.4Mn1.2Ce2.6Ni0.5Zr0.2，采用实施例1中的熔炼步骤制备合金，经固溶535℃/12h+低温时效175℃/5h+高温时效300℃/100h热处理，获得了多级金属间化合物微结构，即晶粒内均匀地析出纳米尺度的Al20Cu2Mn3和Al2Cu金属间化合物相，沿晶界近连续地分布微米尺度的Al16Cu4Mn2Ce、Al24Cu8Ce3Mn、Al8CeCu4和Al7Cu4Ni金属间化合物骨架。
力学性能测试结果表明：所制备的材料400℃屈服强度、抗拉强度和伸长率分别达到了101MPa、133MPa和12.3％，均优于ZL208合金。
实施例9
本发明制备合金成分为Al87.8Cu7.8Mn1.2Ce2.5Ni0.5Zr0.2，采用实施例1中的熔炼步骤制备合金，经固溶535℃/12h+低温时效175℃/5h+高温时效300℃/10h热处理，获得了多级金属间化合物微结构，即晶粒内均匀地析出纳米尺度的Al20Cu2Mn3和Al2Cu金属间化合物相，沿晶界近连续地分布微米尺度的Al16Cu4Mn2Ce、Al24Cu8Ce3Mn、Al8CeCu4和Al7Cu4Ni金属间化合物骨架。
力学性能测试结果表明：所制备的材料400℃屈服强度、抗拉强度和伸长率分别达到了107MPa、129MPa和11.5％，均优于ZL208合金。
实施例10
本发明制备合金成分为Al86.3Cu8.5Mn1.2Ce2.4Ni1.4Zr0.2，采用实施例1中的熔炼步骤制备合金，经固溶530℃/12h+低温时效175℃/5h+高温时效300℃/10h热处理，获得了多级金属间化合物微结构，即晶粒内均匀地析出纳米尺度的Al20Cu2Mn3和Al2Cu金属间化合物相，沿晶界近连续地分布微米尺度的Al16Cu4Mn2Ce、Al24Cu8Ce3Mn、Al8CeCu4和Al7Cu4Ni金属间化合物骨架。
力学性能测试结果表明：所制备的材料400℃屈服强度、抗拉强度和伸长率分别达到了109MPa、135MPa和10.9％，均优于ZL208合金。
实施例11
本发明制备合金成分为Al87.0Cu8.5Mn1.0Ce2.5Ni0.8Zr0.2，采用实施例1中的熔炼步骤制备合金，经固溶540℃/10h+低温时效180℃/3h+高温时效350℃/100h热处理，获得了多级金属间化合物微结构，即晶粒内均匀地析出纳米尺度的Al20Cu2Mn3和Al2Cu金属间化合物相，沿晶界近连续地分布微米尺度的Al16Cu4Mn2Ce、Al24Cu8Ce3Mn、Al8CeCu4和Al7Cu4Ni金属间化合物骨架。
力学性能测试结果表明：所制备的材料400℃屈服强度、抗拉强度和伸长率分别达到了90MPa、120MPa和14.8％，均优于ZL208合金。
实施例12
本发明制备合金成分为Al86.4Cu8.5Mn1.0Ce2.5Ni1.5Zr0.1，采用实施例1中的熔炼步骤制备合金，经固溶535℃/12h+低温时效170℃/5h+高温时效350℃/10h热处理，获得了多级金属间化合物微结构，即晶粒内均匀地析出纳米尺度的Al20Cu2Mn3和Al2Cu金属间化合物相，沿晶界近连续地分布微米尺度的Al16Cu4Mn2Ce、Al24Cu8Ce3Mn、Al8CeCu4和Al7Cu4Ni金属间化合物骨架。
力学性能测试结果表明：所制备的材料400℃屈服强度、抗拉强度和伸长率分别达到了110MPa、132MPa和10.7％，均优于ZL208合金。
实施例13
本发明制备合金成分为Al87.8Cu8.0Mn1.0Ce2.5Ni0.5Zr0.2，采用实施例1中的熔炼步骤制备合金，经固溶530℃/12h+低温时效170℃/6h+高温时效320℃/50h热处理，获得了多级金属间化合物微结构，即晶粒内均匀地析出纳米尺度的Al20Cu2Mn3和Al2Cu金属间化合物相，沿晶界近连续地分布微米尺度的Al16Cu4Mn2Ce、Al24Cu8Ce3Mn、Al8CeCu4和Al7Cu4Ni金属间化合物骨架。
力学性能测试结果表明：所制备的材料400℃屈服强度、抗拉强度和伸长率分别达到了95MPa、127MPa和13.5％，均优于ZL208合金。
对比例1
文献4“Thermal exposure of Al-Si-Cu-Mn-Fe alloys and its contributionto high temperature mechanical properties”中报道的Al-Si-Cu-Mn-Fe合金的热处理工艺与实施例1中的固溶处理+低温时效+高温时效工艺类似。先经T6(固溶：505℃/8h+淬入100℃水中+低温时效：160℃/12h+空冷)处理，析出Al2Cu、Al20Cu2Mn3、Fe(Al15(FeMn)3Si2强化相，合金300℃抗拉强度达到182MPa，再经高温时效：300℃/100h，合金显微组织中强化相出现明显粗化现象，导致该合金300℃抗拉强度骤减至90MPa，远低于实施例1中合金400℃抗拉强度138MPa。
对比例2
制备成分为Al92.5Cu5.0Ni1.5Mn0.3Co0.3Sb0.3Ti0.2Zr0.2的ZL208合金，经固溶540℃/6h+淬入60℃水+低温时效215℃/14h+空冷热处理，材料400℃屈服强度、抗拉强度和伸长率分别达到了80MPa、88MPa和9.6％，远低于本发明材料性能。
将实施例与对比例中合金成分、热处理工艺及性能对比，如表1所示。
表1
Figure BDA0003482326550000101
Figure BDA0003482326550000111

Claims (8)

1.一种多级金属间化合物强化耐热合金，其特征在于，其合金元素重量百分比表达式为：AlaCubMncCedNieZrf，其中，86.3≤a≤89.9，7.5≤b≤8.5，0.5≤c≤1.0，1.5≤d≤2.5，0.5≤e≤1.5，0.1≤f≤0.2，a+b+c+d+e+f=100。
2.如权利要求1所述的耐热合金，其特征在于，该耐热铝合金具有多级金属间化合物的微结构特征，具体表现在：晶粒内部析出大量厚度≤300nm的高热稳定性Al20Cu2Mn3和厚度≤30nm的Al2Cu纳米尺度弥散沉淀相，沿晶界近连续地分布大量厚度≤10μm的Al24MnCu8Ce3、Al16Cu4Mn2Ce、Al8CeCu4和Al7Cu4Ni微米尺度耐热金属间化合物骨架。
3.如权利要求1或2所述的耐热合金，其特征在于，所述耐热铝合金400℃的抗拉强度达到120~140MPa，屈服强度达到90~115MPa，伸长率达到10~15%。
4.一种多级金属间化合物强化耐热合金的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：
第一步：设计目标合金体系，根据凝固相图，Ala1Cub1Mnc1Ced1四元合金富铝端，其中，以重量百分比计，81.0≤a1≤94.0，5.0≤b1≤14.0，0.5≤c1≤2.0，0.5≤d1≤3.0，析出Al24MnCu8Ce3、Al16Cu4Mn2Ce、Al8CeCu4、Al20Cu2Mn3和Al2Cu相，Ala2Cub2Nic2三元合金富铝端，其中，以重量百分比计，78.0≤a2≤96.0，4.0≤b2≤12.0，0<c2≤10.0，析出Al7Cu4Ni、Al3CuNi和Al3Ni相，根据四元合金富铝端和三元合金富铝端相图结果，并利用Thermal-Calc软件计算合金平衡凝固相，设计合金成分为AlaCubMncCedNieZrf，其中，以重量百分比计，86.3≤a≤89.9，7.5≤b≤8.5，0.5≤c≤1.0，1.5≤d≤2.5，0.5≤e≤1.5，0.1≤f≤0.2，使其在凝固过程中晶界析出Al24MnCu8Ce3、Al16Cu4Mn2Ce、Al8CeCu4和Al7Cu4Ni金属间化合物相，晶粒内析出Al20Cu2Mn3和Al2Cu相；
第二步：将金属原料的表面机械打磨去掉表面的氧化皮后，按照第一步的目标合金成分配比备料；
第三步：将预热后的原料Al、Al-50wt.%Cu、Al-10wt.%Ni、Al-10wt.%Mn、Al-5wt.%Zr依次放入预热后的石墨坩埚中，利用高纯氩气保护的电阻炉熔炼制备合金，原料完全熔化后，将熔体升温至740℃，加入预热的原料Al-20wt.%Ce，再将熔体加热至760℃保温10min后搅拌，再加入熔体总重1%的C2Cl6除气，静置15min扒渣，740℃浇注到300℃的模具中；
第四步：固溶处理，将第三步所得合金锭在530~540℃保温10~15小时，再淬入50±2℃水中；
第五步：低温时效，将第四步所得合金锭在160~180℃保温3~10小时，再空冷；
第六步：高温时效，将第五步所得合金锭在280~350℃保温10~100小时，再空冷。
5.如权利要求4所述的方法，其特征在于，第一步中，Thermal-Calc计算出析出温度高于液相最低温度的金属间化合物，且满足在晶界处析出、总摩尔分数≥5%、各相摩尔分数＜3%、热稳定温度≥350℃。
6.如权利要求4所述的方法，其特征在于，第二步中，金属原料纯度大于99.5%。
7.如权利要求4所述的方法，其特征在于，第三步中，高纯氩气的纯度不小于99.99%。
8.如权利要求4所述的方法，其特征在于，第三步中，原料在300℃下预热3小时，石墨坩埚在500℃下预热1小时，利用高纯氩气保护的电阻炉熔炼制备合金时的熔炼功率为5~15kW。
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