[0001] 本发明涉及一种铝合金材料及其制备方法，特别涉及一种高耐热高塑性耐蚀Al‑Sc‑Zr‑Y‑Si系列铝合金材料及其制备方法，属于铝合金及其制备加工技术领域。

[0002] 铝合金具有比重轻、比强度高、成本可控、易加工等特点，在航空航天、交通运输、电子电力等领域有着十分广泛的应用。耐热铝合金一般是指在高于150℃时仍然能够保持其强度水平及综合性能的一类铝合金材料，可部分替代钢和钛合金，实现明显的低成本及
减重效果。随着各行业的发展，新型设备的结构设计、更严苛的服役环境以及产业化应用的成本控制对耐热铝合金提出了更高的要求，迫切需要开发具有高耐热、高塑性、耐腐蚀特征的新型铝合金材料。

[0003] 在航空航天领域，常用的耐热铝合金主要包括Al‑Cu‑Mg‑Fe‑Si、Al‑Cu‑Mn、Al‑Cu‑Mg‑Ag系列变形铝合金和快速凝固制备的Al‑Fe‑(V‑Si)系列铝合金。Al‑Cu‑Mg‑Fe‑Si和Al‑Cu‑Mn系列合金可在150 200℃使用，国内已实现了工业化应用，目前具备相对成熟的制备~加工体系及部分产品规格类型，但存在产品的性能稳定性较差、生产制备成本较高的问题。
Al‑Cu‑Mg‑Ag系列合金可在200 250℃使用，贵金属Ag的添加导致合金造价高昂，国内外仅~
小范围应用。快速凝固制备的Al‑Fe‑(V‑Si)系列铝合金可在300 350℃使用，但其制备方式~
导致合金存在疲劳断裂性能差、尺寸规格较小、成本偏高等缺点。在交通运输领域，主要包括Al‑Si‑Cu、Al‑Si‑Mg、Al‑Cu‑Mn系列铸造铝合金，其中Al‑Si‑Cu和Al‑Si‑Mg系列合金在
150 300℃均有应用，但不同温度范围内合金的强度水平较低，且添加稀土元素对合金强度~
的提升效果不够理想；Al‑Cu‑Mn系列合金可在300℃使用，但合金耐蚀性较差，制品的尺寸和形状受到限制。在电力领域，常用的为Al‑Zr系列合金，可在150 200℃使用，目前已在国~
内的获得大量应用，但更高强度水平、长期使用温度在200℃以上的导线用耐热铝合金，目前国内尚无满足需要的合金及产品。

[0004] 在铝合金中添加添加微量稀土/过渡元素进行微合金化，通过经典的固溶‑时效方式在α‑Al基体中析出新型的L12结构Al3X (X=稀土/过渡元素)沉淀相颗粒，用以强化合金。
而由于稀土/过渡元素在α‑Al基体中具有极慢的扩散速率与较小的固溶度，相应的Al3X相在高达300℃的高温下仍具有优异的抗粗化能力与极小的溶解倾向。本世纪初国外已提出
了一系列Al‑Sc基耐热铝合金材料，Al‑Sc合金中的Al3Sc析出相在300℃下通常可以保持较好的稳定性，但在400℃下粗化严重。而通过对Al3Sc析出相外围包裹Al3Zr层，形成所谓的“核‑壳”结构则可大幅提升Al3(Sc,Zr)析出相的服役温度，相应改进的Al‑Sc‑Zr合金便迈上400℃大关。但由于此时合金中的析出相数量较少，合金强度不够。而随后添加新的微合金化元素，促进Al3X相的析出，这类型相的构建可提升了析出相体积分数，借此改善了析出强化效果。此外，近年来的一系列Si微合金化研究发现，Al3X相的析出可以被微量Si极大加速，从而进一步改善合金硬化效果。而基于上述特点开发的多元复合微合金化Al‑Sc‑X基合金是当前实现铝合金材料在300 400℃及以上温度进行服役的最为经典而有效的手段。例
~
如：专利文献CN102965550A公开了一种高强高导耐热铝合金，其基本成分范围为：Zr 0.15~
0.40wt.%，Tm 0.50 0.80wt.%，Fe 0.50 0.95wt.%，Si<0.05wt.%，Ti、V、Cr、Mn杂质元素总和~ ~
小于0.01wt.%，该合金的第二相为细小颗粒状的Al(Tm,Fe)相和弥散分布的壳核结构的Al3
(Tm,Zr)相，抗拉强度在185MPa以上，长期耐热温度达到210℃。专利文献CN105734353A公开了一种轻质高导耐热铝合金，其基本成分范围为：B 0.035 0.06wt.%，Zr 0.1 0.2wt.%，Er ~ ~
0.2 0.4wt.%、但不包含0.2wt.%，Ti、V、Cr、Mn杂质元素总含量≤0.01wt.%，该合金的第二相~
为具有核壳结构的Al3(Zr,Er)三元复合相，抗拉强度大于等于165MPa，长期运行温度可高
达210℃。专利文献CN102021444A公开了一种高导电耐热铝合金，其基本成分范围为：Zr 
0.1 0.3wt.%，Y 0.02 0.2wt.%，Sc 0.01 0.15wt.%，不可避免的其它杂质元素总量不超过~ ~ ~
0.15wt.%，该合金抗拉强度不低于160MPa，延伸率不低于1.8%，耐热性能长期运行达到150℃以上。专利文献CN115595474A公开了一种特耐热铝合金，其基本成分范围为：Zr 0.55
~
1.00wt.%，Si 0.18 0.25wt.%，Sc0.07 0.12wt.%，Yb 0.03 0.06wt.%，Fe≤0.15wt.%，其它~ ~ ~
不可避免的微量杂质元素的总和≤0.05wt.%，该合金抗拉强度≥180MPa，断裂伸长率≥5%，
310℃的高温下连续保持400小时，其抗拉强度保持率不小于室温时初始测量值的95%。专利文献CN106834814A公开了一种高导耐热耐蚀合金，其基本成分范围为：Er 0.05 0.30wt.%，~
Sc 0.10 0.20wt.%，Zr 0.05 0.15wt.%，Si0.05 0.10wt.%，不可避免杂质Fe含量小于
~ ~ ~
0.03wt.%，杂质Ti、V、Cr、Mn的含量总和小于0.01wt.%，该合金的第二相为核‑双壳结构的纳米沉淀相Al3(Sc,Zr,Er)，抗拉强度大于等于190MPa，长期运行温度可高达210℃，230℃/1h的强度残存率大于90%，并且具有优良的耐腐蚀性能。

[0005] 虽然近年来基于Al3X相的耐热合金的研发工作已经取得了一定的成绩，但是在合金的耐热‑强度‑塑性‑耐腐蚀等关键性能的优良匹配方面，仍具有较大的改善空间，例如：
大部分研究工作中Al3X相的析出数量不够多，导致合金的强度水平较低；部分工作集中在
添加新的合金化元素提高合金强度，但由于多种或大量的非共格脆性相的形成，虽然提高
了合金的强度，但塑性显著恶化；部分研究工作中合金元素添加种类、添加量不合理，导致合金中的稀土/过渡元素明显消耗、生成了粗大的第二相，显著降低了合金的塑性。此外，兼具介质腐蚀、高温的严苛服役环境对耐热合金的抗腐蚀性能提出了要求，但前期很少有研
究关注这一方面。

[0006] 因此，有必要进一步研究开发具有高耐热‑高塑性‑耐腐蚀等关键性能优良匹配的新型Al‑Sc系铝合金材料。

[0048] 以下结合实施例对本发明的技术方案做进一步详细说明。

[0049] 实施例1在实验室规模制备合金挤压棒材，以证明本发明的原理。试验合金的成分组成如
表1所示。

[0050] 通过业内所周知的合金熔炼、除气、除夹杂、并模拟半连续铸造条件制备φ210mm的圆锭，铸锭的均匀化热处理制度选择为630±5℃/36h，平均淬火冷却速率为60℃/s，水淬后立即进行400±5℃/24 30h的时效处理。时效处理后的铸锭经剥皮、铣面、锯切后得到φ
~
180mm规格的挤压坯料。将坯料在400±10℃下预热1h，经挤压变形得到φ30mm规格挤压棒
材，挤压温度控制在400℃左右。对挤压棒材进行350±10℃/4h的退火处理。

[0051] 对退火后的挤压棒材进行400℃/100h的热暴露处理。

[0052] 依照相关方法切取试样，依照相关的测试标准对合金进行拉伸性能（GB/T16865）、剥落腐蚀（GB/T 22639）测试，以作为合金的常用性能指标进行评价，结果如表2所示。

[0053] 表 试验合金成分表2 试验合金的性能测试结果
从表2中可以看出，1#、2#、3#、4#、5#、6#、7#、8#、9#、10#、11#、12#、13#、14#、15#、
16#、17#、18#、19#、20#、21、22#、23#、24#、25#、26#、27#、28#合金均具有强度‑塑性‑耐热性能‑抗腐蚀性能的良好匹配：室温抗拉强度均高于180MPa，延伸率均高于18%，合金剥落腐蚀等级均不低于PB级；热暴露后的室温抗拉强度均高于180MPa，延伸率均高于17%。而29#、
30#、31#、32#、33#、34#、35#、36#、37#、38#合金的性能未满足强度‑塑性‑耐热性能‑抗腐蚀性能的良好匹配。

[0054] 29#合金的Si含量高，热暴露后抗拉强度和塑性明显恶化、抗剥落腐蚀性能较差。30#合金具有较多Ca元素，室温强度明显较低、抗剥落腐蚀性能较差。31#合金、32#和33#合金具有不同含量的Mg元素，抗剥落腐蚀性能均较差，其中31#合金的Sc、Zr、Y、Si含量高，室温拉伸性能较好，但热暴露后强度显著恶化；32#合金的Mg含量最高，室温抗拉强度与延伸率、以及热暴露后的性能均明显低于31#合金；33#合金的室温性能和热暴露后的性能最低。
34#合金仅具有Sc和Zr，室温及热暴露的强度均显著偏低，延伸率较高；相应地，35#合金添加Si元素后室温及热暴露后的强度性能均有明显改善、延伸率恶化。36#合金仅具有Sc和Y，室温强度性能和延伸率均偏低，热暴露后性能恶化；相应地，37#合金添加Si元素后室温及热暴露后性能进一步恶化。38#合金同时添加了Sc、Zr、Y，室温及热暴露后性能水平整体高于34#和36#合金。

[0055] 实施例2在实验室制备铝合金轧制板材，试验合金成分组成如表3所示。

[0056] 通过业内所周知的合金熔炼、除气、除夹杂、并模拟半连续铸造条件制备100mm厚度规格的扁锭，铸锭进行630±5℃/24h的均匀化处理，平均淬火冷却速率为70℃/s，水淬后立即进行400±5℃/20 26h的时效处理。时效处理后的铸锭经剥皮、铣面、锯切后得到80mm
~
厚度规格的轧制坯料。将坯料在400±10℃下预热1.5h，沿扁锭长度方向轧制厚约10mm规
格，轧制温度控制在400℃左右。对轧板板材进行350±10℃/2h的退火处理。

[0057] 对退火后的轧制板材进行400℃/100h的热暴露处理。

[0058] 依照相关方法切取试样，依照相关的测试标准对合金进行拉伸性能（GB/T16865）、剥落腐蚀（GB/T 22639）测试，以作为合金的常用性能指标进行评价，结果如表4所示。

[0059] 表3 试验合金成分表4 试验合金的性能测试结果
从表4中可以看出，本发明的39#、40#和41#合金均表现出均具有强度‑塑性‑耐热
性能‑抗腐蚀性能的良好匹配，明显优于添加Mg的42#合金。

[0060] 实施例3在中试平台制备铝合金小规格锻件，合金成分组成如表5所示。

[0061] 通过业内所周知的合金熔炼、除气、除夹杂、半连续铸造条件制备φ470mm的圆锭，铸锭的均匀化热处理制度选择为630±5℃/60h，平均淬火冷却速率为45℃/s，水淬后立即进行400±5℃/42 48h的时效处理。时效处理后的铸锭经剥皮、铣面、锯切后得到φ430mm厚~
度规格的轧制坯料。将坯料在400±10℃下预热3h，经挤压变形得到φ200mm规格挤压棒坯，再经多方锻造得到50×300×600mm的小规格锻件，挤压和锻造变形温度控制在390 410℃。
~
对锻件进行350±10℃/4h的退火处理。

[0062] 对退火后的锻件进行400℃/100h的热暴露处理。

[0063] 依照相关方法切取试样，依照相关的测试标准对合金进行拉伸性能（GB/T16865）、剥落腐蚀（GB/T 22639）测试，以作为合金的常用性能指标进行评价，结果如表6所示。

[0064] 表5 试验合金成分表6 试验合金的性能测试结果
从表6中可以看出，本发明的43#合金表现出强度‑塑性‑耐热性能‑抗腐蚀性能的
良好匹配。

[0065] 实施例4在实验室制备铝合金铸件，合金成分组成如表7所示。

[0066] 通过原材料准备（高纯铝、Al‑Sc中间合金、Al‑Zr中间合金、Al‑Y中间合金、Al‑Si中间合金）、工模具烘烤，在750℃下熔化高纯铝，先加入Al‑Sc中间合金，搅拌使其完全熔化；加入Al‑Y中间合金、Al‑Si中间合金，搅拌使其充分熔化；加入Al‑Zr中间合金，静置4~6min后搅拌使其充分熔化，然后进行除气除渣精炼，完毕后将铝合金熔体浇注到烘烤好的
金属模具中，模具温度约为180 200℃；将制备得到的铝合金铸件装入630℃的马弗炉中，进~
行630±5℃/24h的均匀化处理，水冷，冷却速率60℃/s，随后进行400±5℃/18 24h的时效
~
处理。对铸件进行350±10℃/4h的退火处理。

[0067] 对退火后的铸件进行400℃/100h的热暴露处理。

[0068] 依照相关方法切取试样，依照相关的测试标准对合金进行拉伸性能（GB/T16865）、剥落腐蚀（GB/T 22639）和晶间腐蚀测试，以作为合金的常用性能指标 进行评价，结果如表8所示。

[0069] 表7 试验合金成分表8 试验合金的性能测试结果
从表8中可以看出，与46#、47#合金铸件相比，本发明的44#、45#合金表现出强度‑
塑性‑耐热性能‑抗腐蚀性能的良好匹配。

[0070] 实施例5工业规模制备合金，合金的成分组成如表9所示。

[0071] 通过业内所周知的合金熔炼、除气、除夹杂，半连续铸造制备φ480mm规格的圆锭。48#、49#和50#合金铸锭的均匀化热处理制度选择为630±5℃/60h，平均淬火冷却速率为45
℃/s，水淬后立即进行400±5℃/42 48h的时效处理。时效处理后的铸锭经剥皮、铣面、锯切~
后得到φ460mm规格的挤压坯料。将坯料在400±10℃下预热4h，经挤压变形得到φ80mm规
格挤压棒材，挤压温度控制在400℃左右。对挤压棒材进行350±10℃/4h的退火处理。

[0072] 51#合金铸锭直接进行300℃/36h+400℃/48h的时效处理，时效处理后的铸锭经剥皮、铣面、锯切后得到φ460mm规格的挤压坯料。将坯料在440℃余热1h后直接挤压成φ80mm规格挤压棒材。对挤压棒材进行350±10℃/4h的退火处理。

[0073] 52#、53#、54#、和55#合金铸锭直接进行320 480℃/4 36h的退火处理，退火处理后~ ~的铸锭经剥皮、铣面、锯切后得到φ460mm规格的挤压坯料。将坯料在400 440℃挤压成φ
~
80mm规格挤压棒材，可选择地对挤压棒材进行150 350℃/5 15h的退火处理。
~ ~

[0074] 退火后的挤压棒材进行400℃/100h的热暴露处理。

[0075] 依照相关方法切取试样，依照相关的测试标准对合金进行拉伸性能（GB/T16865）、剥落腐蚀（GB/T 22639）和晶间腐蚀测试，以作为合金的常用性能指标 进行评价，结果如表10所示。

[0076] 表9 试验合金成分注：51#合金成分采用专利文献CN106834814A中合金成分，52#合金采用专利文献
CN102965550A中合金成分，53#合金采用专利文献CN105734353A中合金成分，54#合金采用
专利文献CN102021444A中合金成分，55#合金采用专利文献CN115595474A中合金成分。

[0077] 表10 试验合金的性能测试结果从表10中可以看出，本发明的48#、49#和50#合金均具有强度‑塑性‑耐热性能‑抗
腐蚀性能的良好匹配，与同等条件下制备的51#合金（Al‑Sc‑Zr‑Er‑Si合金）、52#合金（Al‑Zr‑Tm‑Fe‑Si）、53#合金（Al‑Zr‑Er‑B）、54#合金（Al‑Sc‑Zr‑Y）、55#（Al‑Sc‑Zr‑Yb‑Si）相比，具有明显的综合性能优势，室温抗拉强度及延伸率更高，等同或者更好的剥落腐蚀性能，以及高水平的耐热性能。

[0078] 图1为本发明48#合金的晶内析出相形貌TEM照片，可以发现合金中存在数量众多、分布密集的纳米级析出相，具有尺寸细小、体积分数高的特点，保证了合金具有良好的耐热性、高塑性、耐蚀性及高强度。图2为本发明48#合金的析出相成分的3DAP照片，最左侧图片为筛选的分析成分的相，其他为不同成分的分布特征。可以发现，析出相具有典型的核壳结构，其中Sc、Y、Si主要分布在析出相内部，Zr主要分布在析出相表层。图3、图4和图5分别给出了本发明合金48#、49#、50#与现有专利典型合金51#合金（Al‑Sc‑Zr‑Er‑Si合金）、52#合金（Al‑Zr‑Tm‑Fe‑Si）、53#合金（Al‑Zr‑Er‑B）、54#合金（Al‑Sc‑Zr‑Y）、55#（Al‑Sc‑Zr‑Yb‑Si）的室温强度与延伸率、室温强度与剥落腐蚀等级、室温强度与热暴露后强度的对比。可以看出，本发明合金制品显示出了强度‑塑性‑耐热性能‑抗腐蚀性能的良好匹配。