一种适于挤压铸造的可耐高温焊接的铝合金及其制备方法

摘要

本发明提供了一种适于挤压铸造的可耐高温焊接的铝合金及其制备方法，属于铝合金制备技术领域。所述铝合金包括以下按质量百分比计的成分：Ni：2.6‑3.5％、Zn：2.6‑3.5％、Si：2‑3％、Fe：0.8‑1.2％、Mn：0.7‑0.11％、Cr：0.35‑0.55％、Gd：0.05‑0.18％、Ir：0.02‑0.05％、La：1.363‑2.727％、B：0.637‑1.273％，余量为铝和不可避免的杂质，所述杂质含量低于0.5％；其中，La和B以LaB6的形式存在。本发明通过上述成分共同作用，使得基体组织晶格畸变明显，晶粒细小，位错阻力、晶界滑移和扩展阻力大，阻碍了晶界的流变，显著提高了铝合金的强度和高温稳定性，具有优异的抗高温软化性能，得到的铝合金能够适用于高温焊接领域。

权利要求

1.一种适于挤压铸造的可耐高温焊接的铝合金，其特征在于，包括以下按质量百分比计的成分：Ni：3％、Zn：3％、Si：2.5％、Fe：1.05％、Mn：0.95％、Cr：0.41％、Gd：0.12％、Ir：

0.04％、La：2.045％、B：0.955％，余量为铝和杂质，所述杂质含量低于0.5％；

其中，La和B以LaB6的形式存在。

2.一种适于挤压铸造的可耐高温焊接的铝合金的制备方法，其特征在于，用于制备如权利要求1所述的适于挤压铸造的可耐高温焊接的铝合金，所述制备方法包括以下步骤：S1、将质量占比90‑95％的纯铝锭置于熔炼炉，加热熔炼，待炉底形成熔池后，依次投入预热后的纯锌锭、铝铬中间合金、铝镍中间合金、铝硅中间合金、铝锰中间合金和铝铁中间合金，升温熔炼至完全熔化，之后加入剩余的纯铝锭，搅拌并保温，生成熔融态的铝液；

S2、在所述铝液中依次加入钆粉、铱粉和六硼化镧纳米颗粒，在超声条件下升温进行细化变质处理；

S3、对所述铝液进行除气、扒渣处理，之后静置取样进行光谱成分分析，调整元素含量；

S4、对除气和扒渣处理后的所述铝液进行挤压铸造，形成铝合金；

S5、对所述铝合金进行固溶处理，水淬后，进行时效处理，随炉冷却后得到适于挤压铸造的可耐高温焊接的铝合金。

3.根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于，步骤S1的具体操作为：将质量占比90‑

95％的纯铝锭置于熔炼炉底部，加热至730‑750℃熔炼，待炉底形成熔池后，投入预热至

150‑200℃的纯锌锭，搅拌至完全熔化并保温5min，然后投入预热至150‑200℃的铝铬中间合金，搅拌至完全熔化并保温5min，之后投入预热至150‑200℃的铝镍中间合金，搅拌至完全熔化并保温5min，接着投入预热至150‑200℃的铝硅中间合金，搅拌至完全熔化并保温

5min，再加入预热至150‑200℃的铝锰中间合金和铝铁中间合金，搅拌至完全熔化并保温

5min，最后加入剩余的纯铝锭，搅拌至完全熔化，保温20‑40min，生成熔融态的铝液。

4.根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于，步骤S2中，所述钆粉、所述铱粉和所述六硼化镧纳米颗粒经500‑550℃预热后依次加入到所述铝液内，在超声频率为15‑50kHz的超声条件下升温进行细化变质处理，所述细化变质的温度为800‑820℃、时间为20‑40min。

5.根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于，步骤S3的具体操作为：采用保护气体和精炼剂对所述铝液喷吹精炼10‑15min进行除气、扒渣处理，扒渣后静置30‑60min，温度控制在800‑820℃。

6.根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于，步骤S4中，所述挤压铸造的温度为

650‑700℃、压力为70‑80MPa、增压时间为60‑90ms、挤压速度为0.2‑0.5m/s、保压时间为10‑

20s。

7.根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于，步骤S5中，所述固溶处理的具体操作为：将所述铝合金加热至530‑540℃固溶处理5‑7h，然后降温至510‑520℃固溶处理20‑

30min。

8.根据权利要求7所述的制备方法，其特征在于，将所述铝合金以10‑20℃/min的升温速率升温至530‑540℃固溶处理5‑7h，然后以3‑5℃/min的降温速率降温至510‑520℃固溶处理20‑30min。

9.根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于，步骤S5中，所述水淬的水温为50‑100℃；所述时效处理的具体操作为：在160‑170℃时效处理4‑6h。

说明书

一种适于挤压铸造的可耐高温焊接的铝合金及其制备方法

技术领域

[0001] 本发明涉及铝合金制备技术领域，特别涉及一种适于挤压铸造的可耐高温焊接的铝合金及其制备方法。

背景技术

[0002] 铝合金以其丰富的资源、显著的低密度和高比强度成为当前最有吸引力和最有前途的金属结构材料。铝合金除质量轻、比强度高外，还具有成型及加工性能优异、热导率高
且耐候性强等优点，使其在工业中占据重要的地位。但是随着人们对铝合金性能要求的提
高，现有的铝合金的耐高温性难以满足需要承受更高环境温度的应用领域。

[0003] 目前的耐高温铝合金一般仅能用于300℃以下的环境，超过300℃时容易软化失去承载能力并发生不可接受的变形而无法使用。但是在车辆的运行中，很多部件都是在高温
下运行的，如汽车的发动机、活塞等部件，工作温度范围为300‑400℃之间，这就需要迫切需
要提高铝合金材料的耐高温水平和高温变形能力。

发明内容

[0004] 针对以上现有技术中的问题，本发明提供了一种适于挤压铸造的可耐高温焊接的铝合金，并进一步提供了该适于挤压铸造的可耐高温焊接的铝合金的制备方法。

[0005] 为实现上述目的，本发明具体通过以下技术方案实现：

[0006] 一种适于挤压铸造的可耐高温焊接的铝合金，包括以下按质量百分比计的成分：Ni：2.6‑3.5％、Zn：2.6‑3.5％、Si：2‑3％、Fe：0.8‑1.2％、Mn：0.7‑0.11％、Cr：0.35‑0.55％、
Gd：0.05‑0.18％、Ir：0.02‑0.05％、La：1.363‑2.727％、B：0.637‑1.273％，余量为铝和杂
质，所述杂质含量低于0.5％；其中，La和B以LaB6的形式存在。

[0007] 进一步地，包括以下按质量百分比计的成分：Ni：3％、Zn：3％、Si：2.5％、Fe：1.05％、Mn：0.95％、Cr：0.41％、Gd：0.12％、Ir：0.04％、La：2.045％、B：0.955％，余量为铝
和杂质，所述杂质含量低于0.5％，其中，La和B以LaB6的形式存在。

[0008] 另外，本发明提供了如上所述的适于挤压铸造的可耐高温焊接的铝合金的制备方法，包括以下步骤：

[0009] S1、合金熔炼：将质量占比90‑95％的纯铝锭置于熔炼炉，加热熔炼，待炉底形成熔池后，依次投入预热后的纯锌锭、铝铬中间合金、铝镍中间合金、铝硅中间合金、铝锰中间合
金和铝铁中间合金，升温熔炼至完全熔化，之后加入剩余的纯铝锭，搅拌并保温，生成熔融
态的铝液；

[0010] S2、细化变质：在所述铝液中依次加入钆粉、铱粉和六硼化镧纳米颗粒，在超声条件下升温进行细化变质处理；

[0011] S3、净化铝液：对所述铝液进行除气、扒渣处理，之后静置取样进行光谱成分分析，调整元素含量；

[0012] S4、挤压铸造：对除气和扒渣处理后的所述铝液进行挤压铸造，形成铝合金；

[0013] S5、固溶和时效处理：对所述铝合金进行固溶处理，水淬后，进行时效处理，随炉冷却后得到适于挤压铸造的可耐高温焊接的铝合金。

[0014] 进一步地，步骤S1的具体操作为：将质量占比90‑95％的纯铝锭置于熔炼炉底部，加热至730‑750℃熔炼，待炉底形成熔池后，投入预热至150‑200℃的纯锌锭，搅拌至完全熔
化并保温5min，然后投入预热至150‑200℃的铝铬中间合金，搅拌至完全熔化并保温5min，
之后投入预热至150‑200℃的铝镍中间合金，搅拌至完全熔化并保温5min，接着投入预热至
150‑200℃的铝硅中间合金，搅拌至完全熔化并保温5min，再加入预热至150‑200℃的铝锰
中间合金和铝铁中间合金，搅拌至完全熔化并保温5min，最后加入剩余的纯铝锭，搅拌至完
全熔化，保温20‑40min，生成熔融态的铝液。

[0015] 进一步地，步骤S2中，所述钆粉、所述铱粉和所述六硼化镧纳米颗粒经500‑550℃预热后依次加入到所述铝液内，在超声频率为15‑50kHz的超声条件下升温进行细化变质处
理，所述细化变质的温度为800‑820℃、时间为20‑40min。

[0016] 进一步地，步骤S3的具体操作为：采用保护气体和精炼剂对所述铝液喷吹精炼10‑15min进行除气、扒渣处理，扒渣后静置30‑60min，温度控制在800‑820℃。

[0017] 进一步地，步骤S4中，所述挤压铸造的温度为650‑700℃、压力为70‑80MPa、增压时间为60‑90ms、挤压速度为0.2‑0.5m/s、保压时间为10‑20s。

[0018] 进一步地，步骤S5中，所述固溶处理的具体操作为：将所述铝合金加热至530‑540℃固溶处理5‑7h，然后降温至510‑520℃固溶处理20‑30min。

[0019] 进一步地，将所述铝合金以10‑20℃/min的升温速率升温至530‑540℃固溶处理5‑7h，然后以3‑5℃/min的降温速率降温至510‑520℃固溶处理20‑30min。

[0020] 进一步地，步骤S5中，所述水淬的水温为50‑100℃；

[0021] 所述时效处理的具体操作为：在160‑170℃时效处理4‑6h。

[0022] 相对于现有技术，本发明具有以下优势：

[0023] 本发明添加六硼化镧作为α‑Al晶粒的异质形核核心，以促进更多细小晶核的形成，硅、铁和锌元素能固溶于铝基体中，引发铝基体晶核的晶格畸变，产生固溶强化作用，而
锰、铬、镍可以形成与铝、铁元素等配合形成细小弥散且具有热稳定性的多元弥散铝化物质
点，在后续时效处理过程中以第二相析出，有效钉扎位错，阻止晶界滑移和扩展，产生过剩
相强化作用，同时使再结晶温度升高，添加钆和铱元素，可以细化变质晶粒和共晶Si相以及
多元弥散铝化物质点，大大降低基体晶粒尺寸，产生强的晶界强化作用。通过上述成分共同
作用，使得基体组织晶格畸变明显，晶粒细小，位错阻力、晶界滑移和扩展阻力大，阻碍了晶
界的流变，显著提高了铝合金的强度和高温稳定性，具有优异的抗高温软化性能，得到的铝
合金能够适用于高温焊接领域。

具体实施方式

[0024] 需要说明的是，在不冲突的情况下，本发明中的实施例及实施例中的特征可以相互组合。另外，术语“包括”、“含有”、“具有”的含义是非限制性的，即可加入不影响结果的其
它步骤和其它成分。如无特殊说明的，材料、设备、试剂均为市售。

[0025] 为了更好地理解本发明而不是限制本发明的范围，在本发明中所用的表示用量、比例的所有数字以及其他数值，在所有情况下都应理解为以词语“大约”所修饰。因此，除非
特别说明，否则在说明书和权利要求书中所列出的数字参数都是近似值，其可能会根据试
图获得的理想性质的不同而加以改变。各个数字参数至少应被看作是根据所报告的有效数
字和通过常规的四舍五入方法而获得的。

[0026] 为使本发明的上述目的、特征和优点能够更为明显易懂，下面对本发明的具体实施例做详细说明。

[0027] 本发明实施例提供了一种适于挤压铸造的可耐高温焊接的铝合金，包括以下按质量百分比计的成分：Ni：2.6‑3.5％、Zn：2.6‑3.5％、Si：2‑3％、Fe：0.8‑1.2％、Mn：0.7‑
0.11％、Cr：0.35‑0.55％、Gd：0.05‑0.18％、Ir：0.02‑0.05％、La：1.363‑2.727％、B：0.637‑
1.273％，余量为铝和不可避免的杂质，所述杂质含量低于0.5％；其中，La和B以LaB6的形式
存在，LaB6质量百分比为2‑4％。

[0028] 添加六硼化镧(LaB6)纳米颗粒，LaB6和铝都属于八面体立方点阵，两者的点阵常数相差很小，可作为α‑Al晶粒的异质形核核心，促进初生α‑Al晶粒的形核和细化。同时，LaB6
在铝基体中的固溶度较低，在凝固过程中会被排挤到凝固前沿和/或相邻晶粒的晶界处，改
变晶界界面能，加剧熔体过冷度，促进更多异质形核的形成，达到细化晶粒、提高强度的作
用。而且，由于LaB6本身的B原子间强烈的共价键，其晶体结构形成了紧密的空间网络，使之
具有高熔点、高强度和高稳定性等特点，可对铝基体起到力学增强作用，有助于改善铝合金
的热加工性能和高温稳定性。

[0029] 锌(Zn)元素在铝基体中可以形成间隙固溶体‑AlZn共晶液相，含β锌的α‑Al晶粒固溶体很稳定，可造成铝基体晶格畸变，晶格畸变增大了位错运动的阻力，使滑移难以进行，
从而使压铸铝合金的强度与硬度增加，提高铝合金的热稳定性，AlZn共晶液相还可以改善
铝合金的铸造流动性，减小热裂倾向，但Zn含量过高会降低铝合金的塑性。

[0030] 硅(Si)元素和铁(Fe)元素的原子半径与Al相近，可固溶于铝基体中，形成置换固溶体，进一步引起点阵畸变，产生固溶强化效应。此外，Fe元素可提高压铸铝合金的抗粘性
能，Si元素会提高铝合金的压铸流动性。但过量的Fe元素与Si元素会形成针状的FeAl3、
FeSiAl3等β富铁相和粗大的共晶Si相形式存在于铝基体中，、成为铝合金断裂的裂纹源和
裂纹扩展方向，危害铝合金的强度和塑性，为此Fe含量控制在0.8‑1.2％以内、Si含量控制
在2‑3％。

[0031] 添加锰(Mn)元素和铬(Cr)元素，二者为过渡金属，性质较活泼，可形成热力学稳定的MnAl16、CrAl3、CrFeAl7和CrMnA12、β‑MnFeSiAl等弥散铝化物质点，一旦析出，即很难再溶
解或者聚集，沿晶界分布，能有效的钉扎变形组织中的位错和亚晶界，且弥散铝化物质点还
可作为异质形核，阻碍再结晶的形核和长大过程，两方面共同作用，有效阻止因晶界、亚晶
界的迁移和位错运动而导致的亚晶形成、合并和长大，从而稳定晶界亚结构并且抑制再结
晶，显著细化晶粒尺寸，阻碍高温下晶界的流变，产生明显的晶界强化效果，有助于强化基
体强度和耐热性能。Mn、Cr的含量太低，效果不明显，含量太高，又容易形成粗大的金属间化
合物，恶化铝合金的力学性能。此外，Cr为高硬性元素，添加Cr还可克服添加Ni、Zn等带来的
铝合金的硬度下降的问题，从而实现性能的最佳平衡。

[0032] 添加镍(Ni)元素，会形成高温稳定相‑NiAl3和FeNiAl9，具有熔点高、密度低、抗氧化和耐腐蚀性能优异等特性，且NiAl3和FeNiAl9均匀分散在铝基体中，由于在铝基体中的固
溶度低，而且不随温度变化而变化，在较高温下，也能阻碍位错和晶界的运动，提高热强性
和热稳定性。但过量镍添加会导致该相尺寸粗大，反而降低合金的强度和韧性。为保证合金
强度和耐热性能，镍含量限制在2.6‑3.5％。

[0033] 钆(Gd)元素是表面活性元素物质，能使熔液的界面张力降低，增加流动性，有利于挤压成型，而且有利于降低晶粒的形核功，更容易生核和细化晶粒尺寸，并且其作为稀土元
素可起到净化熔体的作用，与杂质形成高熔点、高硬度的难熔化合物，作为非自发形核，促
进细小晶粒的形成。

[0034] 铱(Ir)元素熔点高，在铝基体中有小的溶解度和低扩散速度，且化学性质稳定，金属间化合物形成能低，倾向于占据晶界区的活性反应位点，即吸附在共晶Si相、初生α‑Al晶
粒以及其它相如β‑Fe富铁相、弥散铝化物质点的生长前沿，从而影响前述晶相结构的生长
延伸，使初生α‑Al晶粒向近等轴晶发生转变，粗大针片状共晶Si转变为细小均匀的颗粒状
或短纤维状并弥散分布在铝基体内，抑制晶粒的生长还会减少生长过程中释放的结晶潜
热，增大熔体过冷度，而形成更多晶核。Ir元素含量低，不能起到充分的细化变质作用。

[0035] 采用上述成分配合，六硼化镧(LaB6)可作为α‑Al晶粒的异质形核核心，促进更多晶核的形成，起到细化晶核的作用，而硅(Si)元素、铁(Fe)元素和锌(Zn)元素能固溶于α‑Al
晶粒中，引发铝基体的晶格畸变，起到固溶强化作用，锰(Mn)元素、铬(Cr)元素、镍(Ni)元素
可以与铝(Al)元素、Fe元素等配合形成细小弥散且具有热稳定性的多元弥散铝化物质点，
在后续的固溶处理和时效处理过程中，会以第二相析出，第二相超细粒子与铝基体形成共
格关系，实现对晶界的钉扎，阻止晶界滑移和扩展，产生过剩相强化作用，同时抑制铝基体
再结晶，使再结晶温度升高，进而抑制高温下的软化，对热强性有利，添加钆(Gd)元素和铱
(Ir)元素，则可以细化变质α‑Al晶粒、富Fe相、共晶Si相和多元弥散铝化物质点等，大大细
化晶粒尺寸，产生强的晶界强化作用，晶粒越细小，晶界越多，阻碍作用也越大，强化的效果
也越好。上述成分共同作用，使得基体组织晶粒细小，晶格畸变明显，位错阻力、晶界滑移和
扩展阻力大，大大提高了铝合金的强度和高温稳定性，得到的铝合金能够适用于高温焊接
领域。

[0036] 优选地，包括以下按质量百分比计的成分：Ni：3％、Zn：3％、Si：2.5％、Fe：1.05％、Mn：0.95％、Cr：0.41％、Gd：0.12％、Ir：0.04％、La：2.045％、B：0.955％，余量为铝和不可避
免的杂质，所述杂质含量低于0.5％，其中，La和B以LaB6的形式存在，LaB6的质量百分比为
3％。

[0037] 上述所述的适于挤压铸造的可耐高温焊接的铝合金由以下原料制成：LaB6采用六硼化镧陶瓷粉磨形成的六硼化镧纳米颗粒，Zn、Al、Gd、Ir采用纯锌锭、纯铝锭、钆粉和铱粉，
Si、Fe、Mn、Ni和Cr采用铝硅中间合金、铝铁中间合金、铝锰中间合金、铝镍中间合金和铝铬
中间合金。

[0038] 本发明另一实施例提供了如上所述的适于挤压铸造的可耐高温焊接的铝合金的制备方法，包括以下步骤：

[0039] S1、合金熔炼：将质量占比90‑95％的纯铝锭置于熔炼炉，加热熔炼，待炉底形成熔池后，依次投入预热后的纯锌锭、铝铬中间合金、铝镍中间合金、铝硅中间合金、铝锰中间合
金和铝铁中间合金，升温熔炼至完全熔化，之后加入剩余的纯铝锭，搅拌并保温，生成熔融
态的铝液；

[0040] S2、细化变质：在所述铝液中依次加入钆粉、铱粉和六硼化镧纳米颗粒，在超声条件下升温进行细化变质处理；

[0041] S3、净化铝液：对所述铝液进行除气、扒渣处理，之后静置取样进行光谱成分分析，调整元素含量；

[0042] S4、挤压铸造：对除气和扒渣处理后的所述铝液进行挤压铸造，形成铝合金；

[0043] S5、固溶和时效处理：对所述铝合金进行固溶处理，水淬后，进行时效处理，随炉冷却后得到适于挤压铸造的可耐高温焊接的铝合金。

[0044] 步骤S1的具体操作为：将质量占比90‑95％(wt)的纯铝锭置于熔炼炉底部，加热至730‑750℃熔炼，待炉底形成熔池后，投入预热至150‑200℃的纯锌锭，搅拌至完全熔化并保
温5min，然后投入预热至150‑200℃的铝铬中间合金，搅拌至完全熔化并保温5min，之后投
入预热至150‑200℃的铝镍中间合金，搅拌至完全熔化并保温5min，接着投入预热至150‑
200℃的铝硅中间合金，搅拌至完全熔化并保温5min，再加入预热至150‑200℃的铝锰中间
合金和铝铁中间合金，搅拌至完全熔化并保温5min，最后加入剩余的纯铝锭(质量占比5‑
10％)，搅拌至完全熔化，保温20‑40min，生成熔融态的铝液。

[0045] 步骤S1中，首先加入纯锌锭，促使Zn元素更好地进入Al基体中，形成AlZn共晶液相，然后依次加入铝铬中间合金、铝镍中间合金、铝硅中间合金、铝锰中间合金和铝铁中间
合金，由于铝铬中间合金较难溶，应当优先加入，上述成分熔融后，形成固溶体和多元弥散
铝化物质点。加热熔化成铝液时，为了提高铝液成分的均匀性，防止合金元素产生偏析，需
要对铝液进行充分搅拌和保温处理。

[0046] 步骤S2中，所述钆粉、所述铱粉和所述六硼化镧纳米颗粒经500‑550℃预热后依次加入到所述铝液内，所述细化变质的温度为800‑820℃、时间为20‑40min。在高温热熔融的
铝液中，加入比铝液温度低的钆粉、铱粉和六硼化镧纳米颗粒，可瞬间产生无数小的微过冷
区，进而增大结晶驱动力，显著增加异质形核率，以促进细小晶粒的形成和细化变质晶粒，
使成型的基体组织晶粒细小。

[0047] 为了更好的起到细化变质作用，优选地，所述钆粉和所述铱粉的粒径为50‑100μm。

[0048] 优选地，所述六硼化镧纳米颗粒加入前先在其表面包覆铝箔，然后将铝箔包覆好的六硼化镧纳米颗粒加入到所述铝液下部，之后将超声波发生器的探头浸入到所述铝液液
面以下10‑20mm，启动所述超声波发生器超声20‑40min，超声频率为15‑50kHz，直至所述六
硼化镧纳米颗粒均匀分散于所述铝液内，取出所述探头。通过铝箔包覆以提高六硼化镧纳
米颗粒与铝液的润湿性，使其很快地加入并融入到铝液中均匀分散。

[0049] 步骤S3的具体操作为：采用保护气体和精炼剂对所述铝液喷吹精炼10‑15min进行除气、扒渣处理，扒渣后静置30‑60min，温度控制在800‑820℃。精炼剂加入到铝液中时，分
散在铝液的表面并聚集铝液表面的不熔物，可提高铝液的纯度。

[0050] 具体地，所述精炼剂的添加量为所述铝液总重量的0.2‑0.4％。需避免精炼剂添加量过少而降低其使用效果和避免添加量过多而增加生产成本。采用的精炼剂为上海虹光金
属熔炼厂HGJ‑2铝合金无钠精炼清渣剂。所述保护气体选自氩气、氦气、氖气、氮气中的一种
或多种。

[0051] 步骤S4中，所述挤压铸造的温度为650‑700℃、压力为70‑80MPa、增压时间为60‑90ms、挤压速度为0.2‑0.5m/s、保压时间为10‑20s。在该条件下，铝合金充型完整、组织致
密、基本无缩孔和气孔。由于铝液在上述所述的成分配合下，具有良好的流动性，因此可以
适当降低铸造温度，使气体更易从铝液内部逸出，进而有助于消除气孔。而且采用高的挤压
速度便于快速成型、结晶和塑性变形，但挤压速度高于0.5m/s时容易使铝液产生喷溅及涡
流而卷入气体，导致铸件产生缺陷。

[0052] 步骤S5中，所述固溶处理的具体操作为：将所述铝合金加热至530‑540℃固溶处理5‑7h，然后降温至510‑520℃固溶处理20‑30min。在530‑540℃进行固溶，可溶的多元弥散铝
化物质点溶解充分，有利于增强后续时效处理的沉淀强化相的相变驱动力，析出更多细小
弥散的第二相，获得更高的强度和耐高温性能，之后降温至510‑520℃进行高温预析出，由
于六硼化镧和Ir元素在铝基体中溶解度低，会在晶界处优先析出微量弥散分布的六硼化镧
晶粒和Ir晶粒，作为异质形核，更好地细化α‑Al晶粒和晶界处的晶粒尺寸并抑制再结晶过
程。通过采用双级固溶处理，提高合金的强度和高温稳定性并降低其淬火敏感性。

[0053] 具体地，将所述铝合金以10‑20℃/min的升温速率升温至530‑540℃固溶处理5‑7h，然后以3‑5℃/min的降温速率降温至510‑520℃固溶处理20‑30min。

[0054] 步骤S5中，所述水淬的水温为50‑100℃。

[0055] 步骤S5中，所述时效处理的具体操作为：在160‑170℃时效处理4‑6h。时效处理可使大部分的Mn、Cr、Ni、Fe、Si元素都以第二相析出，形成过剩相强化作用。

[0056] 下面结合具体实施例，进一步阐述本发明。应理解，这些实施例仅用于说明本发明而不用于限制本发明的范围。下列实施例中未注明具体条件的实验方法，通常按照制造厂
商所建议的条件。

[0057] 实施例1

[0058] 一种适于挤压铸造的可耐高温焊接的铝合金，包括以下按质量百分比计的成分：Ni：2.6％、Zn：2.6％、Si：2％、Fe：0.8％、Mn：0.7％、Cr：0.35％、Gd：0.05％、Ir：0.02％、La：
1.363％、B：0.637％，余量为铝和不可避免的杂质，所述杂质含量低于0.5％；其中，La和B以
LaB6的形式存在，LaB6的质量百分比为2％。

[0059] 所述适于挤压铸造的可耐高温焊接的铝合金的制备方法，包括以下步骤：

[0060] S1、合金熔炼：将质量占比90(wt)的纯铝锭置于熔炼炉底部，加热至730‑750℃熔炼，待炉底形成熔池后，投入预热至150‑200℃的纯锌锭，搅拌至完全熔化并保温5min，然后
投入预热至150‑200℃的铝铬中间合金，搅拌至完全熔化并保温5min，之后投入预热至150‑
200℃的铝镍中间合金，搅拌至完全熔化并保温5min，接着投入预热至150‑200℃的铝硅中
间合金，搅拌至完全熔化并保温5min，再加入预热至150‑200℃的铝锰中间合金和铝铁中间
合金，搅拌至完全熔化并保温5min，最后加入剩余的纯铝锭(质量占比10％)，搅拌至完全熔
化，保温20‑40min，生成熔融态的铝液；

[0061] S2、细化变质：在铝液中依次加入预热至500℃的钆粉、铱粉和六硼化镧纳米颗粒，在超声频率为30kHz的超声条件下升温至800℃进行细化变质处理20min；

[0062] S3、净化铝液：在保护气体下对铝液喷吹精炼剂15min进行除气、扒渣处理，扒渣后静置30min，除气、扒渣处理时温度控制在800℃；精炼剂的添加量为铝液总重量的0.3％；

[0063] S4、挤压铸造：对除气和扒渣处理后的铝液进行挤压铸造，形成铝合金；挤压铸造的条件：温度为650℃、压力为70MPa、增压时间为60ms、挤压速度为0.2m/s、保压时间为10s；

[0064] S5、固溶和时效处理：将铝合金以15℃/min的升温速率升温至530℃固溶处理7h，然后以5℃/min的降温速率降温至510℃固溶处理20min，之后用温度为100℃的水进行水
淬，水淬后，在160℃时效处理5h，最后随炉冷却后得到适于挤压铸造的可耐高温焊接的铝
合金。

[0065] 实施例2

[0066] 一种适于挤压铸造的可耐高温焊接的铝合金，包括以下按质量百分比计的成分：Ni：3％、Zn：3％、Si：2.5％、Fe：1.05％、Mn：0.95％、Cr：0.41％、Gd：0.12％、Ir：0.04％、La：
2.045％、B：0.955％，余量为铝和不可避免的杂质，所述杂质含量低于0.5％，其中，La和B以
LaB6的形式存在，LaB6的质量百分比为3％。

[0067] 所述适于挤压铸造的可耐高温焊接的铝合金的制备方法，包括以下步骤：

[0068] S1、合金熔炼：将质量占比90(wt)的纯铝锭置于熔炼炉底部，加热至730‑750℃熔炼，待炉底形成熔池后，投入预热至150‑200℃的纯锌锭，搅拌至完全熔化并保温5min，然后
投入预热至150‑200℃的铝铬中间合金，搅拌至完全熔化并保温5min，之后投入预热至150‑
200℃的铝镍中间合金，搅拌至完全熔化并保温5min，接着投入预热至150‑200℃的铝硅中
间合金，搅拌至完全熔化并保温5min，再加入预热至150‑200℃的铝锰中间合金和铝铁中间
合金，搅拌至完全熔化并保温5min，最后加入剩余的纯铝锭(质量占比10％)，搅拌至完全熔
化，保温20‑40min，生成熔融态的铝液；

[0069] S2、细化变质：在铝液中依次加入预热至530℃的钆粉、铱粉和六硼化镧纳米颗粒，在超声频率为30kHz的超声条件下升温至810℃进行细化变质处理30min；

[0070] S3、净化铝液：在保护气体下对铝液喷吹精炼剂15min进行除气、扒渣处理，扒渣后静置60min，除气、扒渣处理时温度控制在810℃；精炼剂的添加量为铝液总重量的0.3％；

[0071] S4、挤压铸造：对除气和扒渣处理后的铝液进行挤压铸造，形成铝合金；挤压铸造的条件：温度为680℃、压力为75MPa、增压时间为75ms、挤压速度为0.3m/s、保压时间为15s；

[0072] S5、固溶和时效处理：将铝合金以15℃/min的升温速率升温至530℃固溶处理6h，然后以5℃/min的降温速率降温至510℃固溶处理30min，之后用温度为100℃的水进行水
淬，水淬后，在170℃时效处理5h，最后随炉冷却后得到适于挤压铸造的可耐高温焊接的铝
合金。

[0073] 实施例3

[0074] 一种适于挤压铸造的可耐高温焊接的铝合金，包括以下按质量百分比计的成分：Ni：3.5％、Zn：3.5％、Si：3％、Fe：1.2％、Mn：0.11％、Cr：0.55％、Gd：0.18％、Ir：0.05％、La：
2.727％、B：1.273％，余量为铝和不可避免的杂质，所述杂质含量低于0.5％；其中，La和B以
LaB6的形式存在，LaB6的质量百分比为4％。

[0075] 所述适于挤压铸造的可耐高温焊接的铝合金的制备方法，包括以下步骤：

[0076] S1、合金熔炼：将质量占比95％(wt)的纯铝锭置于熔炼炉底部，加热至730‑750℃熔炼，待炉底形成熔池后，投入预热至150‑200℃的纯锌锭，搅拌至完全熔化并保温5min，然
后投入预热至150‑200℃的铝铬中间合金，搅拌至完全熔化并保温5min，之后投入预热至
150‑200℃的铝镍中间合金，搅拌至完全熔化并保温5min，接着投入预热至150‑200℃的铝
硅中间合金，搅拌至完全熔化并保温5min，再加入预热至150‑200℃的铝锰中间合金和铝铁
中间合金，搅拌至完全熔化并保温5min，最后加入剩余的纯铝锭(质量占比5％)，搅拌至完
全熔化，保温20‑40min，生成熔融态的铝液；

[0077] S2、细化变质：在铝液中依次加入预热至550℃的钆粉、铱粉和六硼化镧纳米颗粒，在超声频率为30kHz的超声条件下升温至820℃进行细化变质处理40min；

[0078] S3、净化铝液：在保护气体下对铝液喷吹精炼剂15min进行除气、扒渣处理，扒渣后静置60min，除气、扒渣处理时温度控制在820℃；精炼剂的添加量为铝液总重量的0.3％；

[0079] S4、挤压铸造：对除气和扒渣处理后的铝液进行挤压铸造，形成铝合金；挤压铸造的条件：温度为700℃、压力为80MPa、增压时间为90ms、挤压速度为0.5m/s、保压时间为20s；

[0080] S5、固溶和时效处理：将所述铝合金以15℃/min的升温速率升温至540℃固溶处理5h，然后以5℃/min的降温速率降温至520℃固溶处理30min，之后用温度为100℃的水进行
水淬，水淬后，在170℃时效处理6h，最后随炉冷却后得到适于挤压铸造的可耐高温焊接的
铝合金。

[0081] 对比例1

[0082] 对比例1与实施例2基本相同，其区别在于：未添加LaB6，即，铝合金包括以下按质量百分比计的成分：Ni：3％、Zn：3％、Si：2.5％、Fe：1.05％、Mn：0.95％、Cr：0.41％、Gd：
0.12％、Ir：0.04％，余量为铝和不可避免的杂质，所述杂质含量低于0.5％。步骤S2为：

[0083] S2、细化变质：在铝液中依次加入预热至530℃的钆粉和铱粉，在超声频率为30kHz的超声条件下升温至810℃进行细化变质处理30min。

[0084] 对比例2

[0085] 对比例2与实施例2基本相同，其区别在于：添加6％的LaB6，即，铝合金包括以下按质量百分比计的成分：Ni：3％、Zn：3％、Si：2.5％、Fe：1.05％、Mn：0.95％、Cr：0.41％、Gd：
0.12％、Ir：0.04％、La：4.09％、B：1.91％，余量为铝和不可避免的杂质，所述杂质含量低于
0.5％，其中，La和B以LaB6的形式存在。

[0086] 对比例3

[0087] 对比例3与实施例2基本相同，其区别在于：不添加Gd和Ir，即，铝合金包括以下按质量百分比计的成分：Ni：3％、Zn：3％、Si：2.5％、Fe：1.05％、Mn：0.95％、Cr：0.41％、La：
2.045％、B：0.955％，余量为铝和不可避免的杂质，所述杂质含量低于0.5％，其中，La和B以
LaB6的形式存在，LaB6的质量百分比为3％。步骤S2为：

[0088] S2、细化变质：在铝液中加入预热至530℃的六硼化镧纳米颗粒，在超声频率为30kHz的超声条件下升温至810℃进行细化变质处理30min。

[0089] 对比例4

[0090] 对比例4与实施例2基本相同，其区别在于：添加0.25％的Gd和0.1％的Ir，即，铝合金包括以下按质量百分比计的成分：Ni：3％、Zn：3％、Si：2.5％、Fe：1.05％、Mn：0.95％、Cr：
0.41％、Gd：0.25％、Ir：0.1％、La：2.045％、B：0.955％，余量为铝和不可避免的杂质，所述
杂质含量低于0.5％，其中，La和B以LaB6的形式存在，LaB6的质量百分比为3％。

[0091] 对比例5

[0092] 对比例5与实施例2基本相同，其区别在于：不进行高温预析出处理，即步骤S5为：

[0093] S5、固溶和时效处理：将铝合金以15℃/min的升温速率升温至530℃固溶处理6h，之后用温度为100℃的水进行水淬，水淬后，在170℃时效处理5h，最后随炉冷却后得到适于
挤压铸造的可耐高温焊接的铝合金。

[0094] 对实施例1‑3和对比例1‑5制备得到的铝合金进行力学性能测试，测试方法如下：

[0095] 1)强度：采用《GBT 228.1‑2010金属材料拉伸试验》的标准加工成拉伸试样(棒状拉伸试样尺寸：标距段直径Φ6mm，标距段尺寸30mm)，在岛津AG‑X 100KN型万能材料试验机
上进行室温拉伸和高温400℃拉伸，高温拉伸时，在400℃下对拉伸试样保温30min，然后进
行拉伸，拉伸速度为1mm/min，测试屈服强度和抗拉强度。

[0096] 2)高温稳定性：将加热炉升温到600℃并稳定10min，再将试样送入加热炉内保温，保温时间为10min。然后，将试验平稳地移出炉外空冷，用游标卡尺测量试样的自由端自然
下垂量即下垂值。

[0097] 3)焊接性能：采用《EN 15614‑2铝及铝合金焊接工艺》评定试验标准进行焊接测试。

[0098] 上述测试结果见表1‑2。

[0099] 表1实施例1‑3和对比例1‑5制备得到的铝合金的强度性能测试结果

[0100]

[0101] 表2实施例1‑3和对比例1‑5制备得到的铝合金的高温稳定性测试结果

[0102]

[0103]

[0104] 由表1‑2可以看出，铝合金的力学性能与各成分元素比例有密切关系，本发明通过优化成分配比和调整成分加入顺序，有效增加了异质形核率，并在铝液凝固之后采用高温
预析出工艺，有效控制了铝合金基体组织的成核和生长过程，使各生成相均能实现细化变
质，进而产生强的晶界强化作用和过剩相强化作用，显著改变晶界状态，降低元素在晶界处
的扩散和滑移，阻碍晶界流变，提高铝合金的抗软化性能，并显著改善提高铝合金强度。因
而，在本发明的成分配比和特定的工艺条件下同时使得铝合金的力学性能和耐高温性能得
到明显改善，实施例1‑3的铝合金的室温抗拉强度和高温抗拉强度均明显优于对比例。

[0105] 当调整本发明的配比时，如对比例1不添加六硼化镧(LaB6)，将会使α‑Al晶粒的异质形核大大减小，使得α‑Al晶粒尺寸分布不均匀且存在异常粗大晶粒，同时基体强度也会
降低，对比例3不添加铱(Ir)和钆(Gd)，将会使第二相和共晶Si相等的晶粒粗大，进而弱化
第二相对晶界的钉扎作用，由此力学性能较差，在高温条件下，对比例1和对比例3的强度下
降较快，且抗软化性能较差，不耐高温铸造。但上述成分添加量过高时，如对比例1添加6％
(wt)六硼化镧(LaB6)，纳米级的六硼化镧由于比表面积低，含量过高时团聚现象严重，分散
性差，从而使得晶粒细化效果变差，对比例4添加0.25％(wt)Ir和0.1％(wt)Gd，由于二者为
急冷倾向的元素，高温预析出时会促进基体急冷，降低第二相的固溶度，且会促进熔体中早
期生成的高温强化相和难熔稀土化合物相急剧长大降低异质形核数，不利于铝合金性能的
提高，高温处理后的强度损失量大。

[0106] 本发明利用小驱动力的高温预析出来扩大晶内与晶界析出组织的差异，使晶界析出物的分布更为离散，作为异质形核，更好地细化α‑Al晶粒和晶界处的晶粒尺寸，提高晶界
位错和滑移阻力，阻碍晶界流变，产生更强的过剩相强化作用和晶界强化作用，因此，力学
性能和高温稳定性优于常见的固溶处理工艺(对比例5)。

[0107] 在本发明的成分配比和特定的工艺条件下制得的铝合金的力学性能和耐高温性能得到明显改善，经过EN 15614‑2铝及铝合金焊接工艺评定试验标准进行焊接测试，实施
例1‑3均具有良好的可焊性，能够适用于高温焊接领域。

[0108] 虽然本发明公开披露如上，但本发明公开的保护范围并非仅限于此。本领域技术人员在不脱离本发明公开的精神和范围的前提下，可进行各种变更与修改，这些变更与修
改均将落入本发明的保护范围。