耐熱鋁合金因其在輕量化設計和節約能源等方面的優勢，被廣泛應用于航空航天和汽車領域制造熱端部件。然而，由于強化相的粗化和轉變，現有鑄造鋁合金在350℃下的高溫強度始終被限制在100 MPa左右。本文發現T6態Al - 8.4 Cu - 2.3 Ce - 1.0 Mn - 0.5 Ni - 0.2 Zr合金在400℃下的屈服強度和極限抗拉強度在300℃下再時效100 h后分別提高了34 %和44 %，其熱強性較傳統耐熱鋁合金表現出明顯的優勢。高溫強度的提高歸因于含Ni的T - Al₂₀Cu₂Mn₃相的再析出，其數量密度增加了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相的熱穩定性。熱穩定T相通過抑制位錯運動有效強化基體。同時，在300℃長期再時效后，沿晶界分布的高度互連的三維金屬間化合物網絡仍然可以保持，這有利于在高溫下對晶界施加拖曳作用。這一發現為提高耐熱鋁合金的高溫強度提供了一條可行的途徑，為耐熱鋁合金的高溫應用提供了更多的機會。

       鋁合金具有比強度高、高溫強度高、抗氧化和抗腐蝕等優異性能，被廣泛應用于航空航天和汽車工業的輕質結構件中。同時，隨著現代工業的快速發展，對具有優異高溫力學性能的鋁合金的需求不斷增加。然而，現有鑄造鋁合金在350℃下的屈服強度始終限制在100 MPa左右，難以滿足使用要求。以往的工作主要關注通過合金化來提高目前常用的鋁合金的高溫強度，但改善幅度很小。與傳統的鋁合金不同，Al - Cu - RE系合金具有優異的高溫強度。特別是Al - Cu - RE - Mn - Zr合金在300℃以上表現出更好的力學性能。晶界處的金屬間化合物和晶粒內部的納米相在高溫變形過程中起著至關重要的作用，這歸因于對晶界和位錯的釘扎作用。值得注意的是，影響耐熱鋁合金高溫力學性能的因素之一是強化相的粗化和相變行為。對于Al - Cu - RE - Mn - Zr合金，θ′- Al₂Cu是主要的納米強化相之一，但其熱穩定溫度低于200℃。亞穩θ′- Al₂Cu析出相在高溫下隨時間粗化，隨后向平衡θ - Al₂Cu析出相轉變。粗化的θ′或轉變的θ顆粒降低了阻礙位錯運動的效果，從而惡化了合金的高溫強度。然而，研究人員發現Al - Cu - Mn合金經高溫暴露后，其微觀組織和力學性能會得到改善。
       Belov等研究表明，Al - Cu - Mn - Zr - Sc合金經300℃/ 3 h穩定化退火處理后，形成T相，保證了300 ~ 400 MPa的高強度。Tian等研究得出T6態活塞Al - 13Si - 4Cu - 2Ni - 1Mg - 0.25 Mn合金在350或420℃進一步時效時析出Al11Cu5Mn3納米顆粒。420℃再時效過程中形成的T相體積分數高于350℃再時效過程中形成的T相體積分數，導致合金具有更高的高溫抗拉強度和高周疲勞壽命。這些研究結果表明，對Al - Cu - Mn合金進行300 ~ 400℃熱處理，不僅可以激發Mn穩定亞穩θ′相，還可以促進熱穩定T相的形成。析出的T相可能彌補了θ′相粗化和轉變造成的強度損失。相應地，暴露后的Al - Cu - Mn合金的高溫力學性能并不一定會發生退化，甚至會得到改善。
   除了晶粒內部的納米相，金屬間化合物在晶界處的強化作用，阻礙晶界遷移和滑動，也受到熱暴露的影響。由復雜的網狀金屬間化合物相形成的閉合或半閉合環狀結構可以有效地釘扎晶界。然而，當暴露溫度超過晶間化合物的熱穩定溫度時，具有復雜形貌的金屬間化合物相會發生破碎、球化和溶解。結構的抗變形能力下降，從而高溫強度惡化。由于晶界和晶內金屬間化合物的協同作用，T6態Al - Cu - RE - Mn - Zr合金表現出優異的高溫性能。為了進一步提高Al - Cu - RE - Mn - Zr合金的高溫力學性能，采用新設計的再時效工藝對合金中金屬間化合物相的結構、數量和形貌進行調控。研究了Al - 8.4 Cu - 2.3 Ce - 1.0 Mn - 0.5 Ni - 0.2 Zr合金再時效后顯微組織和力學性能的變化。詳細討論了高溫下強度增強的潛在機制。南京理工大學對此作了研究，為通過再時效工藝提高耐熱鋁合金的高溫強度提供了一條可行的途徑。

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

納米CTGE機繪制的鋁化物網絡體積：( a ) T6態，( b ) 300℃/ 100 h再時效處理后相同區域，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效100 h后的TEM照片：( a , f) T6態，( b , g) 300℃，( c , h) 350℃，( d , i) 400℃；( a-d )顯示了T相的微觀結構演變；( f-i )顯示了θ′相的組織演變；( e , j)分別對應T相和θ′相的電子衍射花樣。

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

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

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

  T6態Al - 8.4 Cu - 2.3 Ce - 1.0 Mn - 0.5 Ni - 0.2 Zr合金拉伸試樣經不同再時效處理后( a ) T6態，( 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再時效后合金斷口下方的SEM照片；( f ) ( e )中標記的區域' A '的放大SEM圖像。在本研究中，我們展示了一種析出熱增強相的再時效處理策略，使鋁合金在400℃下獲得了更高的強度。T6態Al - 8.4 Cu - 2.3 Ce - 1.0 Mn - 0.5 Ni - 0.2 Zr合金在400℃下的屈服強度和極限抗拉強度分別從93 MPa和105 MPa提高到125 MPa和148 MPa�；�于全面的實驗分析，可以得出本研究最重要的結果：( 1 )晶界處的Al₈CeCu₄、Al₂₄MnCu₈Ce₃、Al₁₆Cu₄Mn₂Ce和Al₇Cu₄Ni在300 - 400℃再時效100 h后的形貌無明顯差異。而θ′- Al₂Cu相在300℃再時效后明顯長大粗化，T-Al₂₀Cu₂Mn₃相在350℃以下未出現明顯粗化現象。( 2 )經300℃再時效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 )高溫強度的提高歸因于再時效過程中T相的再析出，可以抑制位錯運動。