耐热铝合金的发展及应用

1、耐热铝合金的发展及应用作者:日期:耐热铝合金的研究发展及应用1 .前言为了能在1 50350 r温度范围内用低密度、低价格的铝合金代替钛合金 在过去的二十年内，快速凝固耐热铝合金受到广泛重视。该领域的研究发展很快 相继开发了以Al- Fe、A l-C r为基的一系列耐热铝合金，并且得到实际应用。2.耐热铝合金的发展传统的高强铝合金主要是亚共晶成分的合金 ，含有在端际固溶体中固溶度原 子分数大于2%的合金元素，通过时效过程中金属间化合物的析出使合金达到强 化。但在150C以上的环境温度下，这些析出相以很快的速度粗化，材料性能急剧 下降，限制了使用范围。七十年代后期，为了满足先进战斗机对材料的需求

2、，美国 空军把注意力集中于开发在35 0 C温度以下能取代钛合金的铝合金，并资助了一些研究项目，耐热铝合金的研究开始受到重视。要提高铝合金的耐热性能，必须在合金中形成大量弥散分布且具有热稳定性 的析出相。要达到这个要求，加入的合金元素应该在液态时固溶度高，固态时几乎 不固溶并有较低的扩散系数，满足这个要求的是大部分过渡族金属元素和镧系元 素（表1）。采用快速凝固技术可以提高这些元素在铝中的极限固溶度，在合金中 形成足够数量的弥散粒子，耐热铝合金就是在铝合金中加入一定量这些元素的基 础上发展起来的。合金系统平衡固塔度原子分数，压速潔9据狂 到的最大扩展 固溶度原子分数%4-27 P时的 扩散系数

3、 f ctn* E 'A - T；060.2-21 ae * 10 '*A - V0 .2 A-2J ,9仆 iior'Al - Ct0 .4；5 72 I丨站“Al- Mn0 .'924 « 62 ,12 w 10小A - Ffr r260 5 - S1 .1 2 * 1 nAJ - Cc0 4?0 .5 - 5215*10-"A - Ni0 0為1 .2 -7 .7£.4*10"AJ - Ce0 .011 .9K .4 宗 1 U MA - Zt0 JOiT12-1 5百方宗ICT"Al - MoD .071

4、0-1 56 ,03* id"夕2.1 Al Fe-Ce 合金美国铝公司(A lcoa)根据合金元素的作用和资源、价格等方面的因素，选择 铝和Cr、Mn、Fe、N i、Co及Ce六种元素组成的六个二元系和十五个三元系 进行了系统研究，每种合金中溶质元素加入总量为 5%原子分数。研究发现,几乎所 有的合金都表现出较好的热稳定性，而且三元系的性能优于二元系。经过数次对 合金成分和合金元素含量的优化后发现，AI-Fe-C o和Al- F eCe合金的性能超过 了预定要求达到的指标。经过大量的前期研究工作，认为耐热铝合金以含Fe的合金系性能较好，所以最终选择了 Al-F e -X(Co、Ni

5、、Ce)合金系进行进一步深 入研究，最后合金成分确定为Al 8Fe-4Ce ,并发展成为实用化的耐热铝合金。2.2 Al-Fe V-S i 合金由于Fe和V在铝中的溶解度低，扩散系数小，所以美国联合信号公司(Allied Sign a l)选择Al F e -V合金进行研究。在研究过程中，发现其中某个炉次合金 的耐热性明显好于其它炉次，进一步的分析发现，该合金中的硅含量比其它合金 明显高。对合金的熔炼过程分析，在使用含SiO 2的坩埚进行熔炼时，SiO2被还原成Si进入了铝液。Si进入铝合金后，形成了 A1 13(F e,V)3Si，而 Al Fe-V三 元系的其它合金中却没有这种析出物。对该

6、析出物的研究发现，它和基体之间有特定的位向关系，并且在适当的Fe/V比例时，析出相和基体之间有很好的晶格匹配，两相之间的界面能较低，高温下的粗化速度较 Al-Fe-V系的其它析出物 缓慢，使合金的耐热性得到提高。在此基础上发展了 A 1 -Fe V-Si系列的耐热 铝合金，成功地应用于航空、航天及汽车零件。2 .3 A 1- C r -Z r 合金早期由Elag in和F ederov对低浓度Al- C r-Z r合金进行的研究虽然不多，但 表明了该合金作为耐热铝合金的发展潜力,A 1 can和Shef f iled大学在较宽的合 金成分范围内对Cr和Z r加入后的热稳定性进行了研究，发现含C

7、r的合金在直 到450C的温度都具有阻止溶质聚集和析出相粗化的能力，并保持高的固溶强化效果。而加入Zr后,在高温还会产生时效硬化现象。在这些早期工作的基础上，得到含4%4.5 %C r和1.5% 2.5%Z r的合金具有良好的热稳定性。如果在 合金中再加入少量的Mn ,其耐热性可以进一步提高。与A1- Fe系耐热铝合金 的不同之处在于，Al -C r系耐热铝合金在固结成形后，还需要进行后续的热处 理，以达到最佳力学性能。总之，近十几年来，对耐热铝合金进行了大量的研究，相继开发了一系列快 速凝固耐热铝合金。除上述合金外，主要的还有Pratt& Whit ne y开发的Al-F e-Mo

8、V合金，P echi ney 开发的 Al-Fe-Mo- Z r 合金和 Sumi t o mo 开发的 Al-F e -V-M o - Zr合金。这类合金王要以A 1 Fe和Al Cr为基础，添加表1所列 的过渡族金属元素和镧系元素，形成以下几种三元、四元和多元合金：(1) Al-Fe-X, X代表铝中共晶形成元素 C e、N i等；(2) A 1 -Fe-Y (-Y),三元或四元，丫代表铝中包晶形成元素M 0、V、Zr、Ti 等；(3) A l Fe S i -Y，丫同样代表铝中包晶形成元素；(4) A 1 - C r- Z r Mn 合金。3.快速凝固耐热铝合金的组织及性能3.1 Al-

9、Fe二元快凝耐热铝合金的组织和性能A1 -Fe 二元合金在平衡条件下，由a -Al和Al3Fe组成。由于Al 3F e是 硬脆相且以粗大针状出现在a -Al基体上，严重割裂了基体的连续性，使合金强 度低、韧性差。而快凝技术可改变铁在a A 1中的固溶度及Al3Fe的形态和分 布，并使Al3 Fe成为合金的弥散强化相，使合金获得意想不到的高耐热性。Al-Fe合金的组织受冷却速度的影响，冷却速度不同，其组织形态也不同。例如：用气体雾化的A l-8Fe合金粉末，不同尺寸的颗粒，可能出现5种不同的微观 组织，即显微a -Al，胞状a A l， a A l+AI6Fe，共晶组织以及A1 3 F e初生

10、相。而用熔体旋铸法制得的A l-Fe合金,条带由薄变厚，其组织形态由微晶变为细 等轴晶、菊花状及放射状枝晶。合金中的Al 3 Fe形态和分布也受冷却速度的影响。 冷却速度增加时，Al 3 Fe由粗大的棒状转变为细小的棒状,再转变成菊花状，进一 步增加冷却速度,Al 3 Fe变得非常细小，甚至出现“光学无特性”组织。提高冷却 速度，合金中的第二相不仅仅是平衡相 Al3Fe，同时还有亚稳相A 16 Fe及A lmFe(m =4 .4 )。Al- F e二元合金的性能主要取决于弥散相的体积分数和大小。当合金中铁含 量由2%增加到1 0%时，弥散相体积分数由7%增加到18 %，弥散相直径由0.13 卩

11、m仅增加到0.21卩m。这种弥散相的热稳定性较好，加热温度低于 300C时, 尺寸变化不大。含铁8%的合金,50 0C下加热100h后，弥散相也仅由原来的0. 21 卩m长大到0. 32卩m,且弥散相体积分数不受加热温度的影响。合金中铁元素含量决定弥散相体积分数，进而影响合金性能。对气体雾化A1 -(21 0)F e粉末热挤压后的性能研究表明：随着合金中铁含量的增加，弥散相 体积分数增高，合金的拉伸强度增加。但是，铁含量增加到8%后，铁含量再增加， 强度增加缓慢，而延伸率却显著下降。合金的高温强度取决于弥散相的热稳定性， 在低于3 0 0°C热暴露时，由于弥散相变化很小，因而强度变化

12、也不大；但在300C以上热暴露时，弥散相（主要是Al 3 Fe）有粗化的趋势，强度开始下降，但合 金的延伸率随温度的升高而增大。Al- F e二元合金的其他主要性能特点还有：在均衡密度差的情况下，合金较 小变形量的抗力（0.1 %蠕变强度）较高，可与钛合金相比美；在100°c和某一 给定应力下，该合金的蠕变抗力较传统铝合金也有显著的改善。3.2 Al- Fe- Ce快凝耐热铝合金的组织及性能Ce是镧系元素，在铝基体中有小的溶解度和低扩散速度，而且能形成高体积 分数的二元和三元金属间化合物，起弥散强化作用。这些金属间化合物一部分是 热处理发生转变形成的亚稳相，其他是稳定相。因此，此类合

13、金具有较高的强度和 热稳定性。A 1- Fe-Ce合金的平衡相有：二元相 Al 3 Fe4,A 1 6Fe和Al 4 C e,三元相 Al 13Fe3C e ,Al 1 oF e2 C e 和 Al 2 0F e 5CeoA1 6Fe, A1 10F e 2Ce 和 A 1 20Fe5 Ce 并 非是平衡相。Raghav an等对气体雾化挤压后的 AI-8.8Fe-3.7C e合金的组织进 行了研究，结果表明：合金中的金属间化合物有球状亚稳相 Al6Fe，棒状亚稳相A l20Fe5Ce（主要弥散相）,等轴型亚稳相Al 10F e2C e （主要沉淀相），以及平衡相AI13F e 4Ce和A 1

14、 13Fe 3C e。当对挤压态合金进行热处理时,亚稳相分解转化。分解 开始温度约3 00C，在4 0 0C下长时间受热亚稳相基本转变为相应的平衡相，其中 Al6Fe转变成 A l3Fe4，Al wFezCe和 A1 20 F e5C e 转变成 AMFesCe。对气体雾化Al- 8. 32Fe-3. 4Ce合金的性能进行了研究，结果表明：该合金 常温拉伸和屈服强度均高达50 0 M Pa以上，在低于300C受热后，室温下测得的0 Oh后，室温下测得的强度仍在 300MPa以上。:一是亚稳相转变成平衡相，弥散强化作用减A 1 -Fe-Ce合金组织和性能影响时，发现钛的其原因是钛可以阻塞合金元素

15、的扩散通道，起Al- 8 .9Fe -4 .3Ce旋转叶片法快凝合金加入1% a。此外,A强度基本不变，显示了较高的热稳定性。高于300C时，强度开始下降，但仍保持 较高的水平。如30 0C热暴露1 合金受热强度下降的原因有两方面 弱；二是晶粒长大和相粗化。在研究加入其他合金元素对 加入有利于提高合金的热稳定性， 提高再结晶温度的作用。例如， 的钛后，室温抗拉强度375MPa,300C时的抗拉强度仍保持 2 7 5MP l-Fe-C e合金中加入Ni、Zr等合金元素后，均有利于提高合金的强度。3. 3 A 1 -Fe-S i快凝耐热铝合金的组织及性能快凝Al- F e-V -Si耐热铝合金最早

16、由AlliedC o r p公司开发，该合金是在 A1 -F e-V基础上引入了硅元素。合金中加入硅后，使原来针状A 1 3Fe相变为球形Ali3（Fe,V）3S 1相，这是该合金中唯一的弥散相。虽然Ali3（Fe ,V）4Si仍是一种亚稳相，但热稳定性极佳，在温度高于5 00r时仍保持亚稳状态。对采用平面流铸法生产的 A 1 1 3.4Fe 0.8 5 V 2 .23Si合金条带组织进 行了分析，发现Ali3（Fe,V）4Si相沿晶成簇分布。由于弥散相沿晶分布，改变了 合金再结晶温度并抑制了晶粒的生长， 使合金具有较高的热稳定性。其中合金元 素钒能降低弥散相颗粒与基体间的界面能，减小颗粒粗化

17、驱动力。合金在5 1 or 受热时，弥散相也没有明显粗化。Al F e-V-S i快凝铝合金具有许多优异的性能。例如:100r和3 00r下的拉 伸强度分别高达 470MPa和32 0MPa,屈服强度也在370M P a和300MP a以上。 采用快凝/粉末冶金（RS/PM）法生产的该合金，断裂时呈一定的各向异性，这与原 颗粒表面包覆的氧化物挤压过程中被拉伸有关；但该合金的冲击值较高，轴向K 1 C值,可高达2 1 MP a .m1/2，径向值略低些。K 1c值随着温度的升高而降低， 3 1 6r时仅是25 r时的一半。W illiam，Ri c ha rd和Ch an等把高温韧性差 的原因归

18、于断口分层。A 1F e-VSi合金较其他成分的快凝耐热铝合金还 具有高的疲劳强度和抗疲劳裂纹生长能力。研究表明：疲劳裂纹多在原颗粒界面 或微孔上形核，扩展过程中常遇到细弥散相及变形亚结构的抑制，甚至裂纹能重 新弥合,这是其疲劳强度高的原因。此外，该合金还具有较一般铸造合金高的抗 腐蚀能力。3.4其他Al-F e基耐热铝合金的组织及性能A 1 Fe-V-M o是具有包晶反应的快凝耐热铝合金，该合金中出现的金属间 化合物相有:A 1 Fe （Mo，V） ,，Al6Fe 和 A l3Fe°A l-8Fe-2Mo 1V是其典型合 金，该合金中弥散相体积分数约占1 7%左右,金属间化合物尺寸

19、在0. 11卩m 之间。此合金的常温强度和高温强度较高，见表1。部分快速凝固抽匝A7町册DIf <r" 1A? Pb口、汕V. DuaJI Ea D挤E搏1 Z 1* 1 STf 7&1. D心7S61I. &2717 3KfSrteg 1髦 l-»F«Zki-r ? fl!?、 bJ5T0 T桥®»g 1A 卜*F*l iV-l"Jqui1 1. 1；T!>”7V.2桥S*Ml丸 IJOFf： S¥ 骂 1弭惟*. tJ$6即D13 3桥览i?*i卜J £ 2 F <- 12 -

20、Z1TJDi11 1'L 3TfTbil*12+1屿- IK CT ScblD71 >i. bZ7D-ir沪S. Dlit!PMT p*7111 D'1严1札卜庄aFs-3. "C r "対ir0-11.94B歩* D1 4D-口 口1 1札卜2Mp-D 6,EcDD和？:.J1?D*即旷3.旷挤厢IS1* R社町 J町n7T 7rifl拚E疑r?* 1合r眄J1IS减黑,匸”网S錯聿；r - BD c艸测蚩瑞黒Y - 3*Q t叶测至錨耳GM FblU：rfW P 1叫O :7込M F BLM P LTi匕占A 1还可A 1 -Fe基耐热铝合金中加入

21、锆形成 AI 3M型沉淀相，这类沉淀相与a 基体间的界面能较小，因而，锆元素加入不仅可以减小沉淀相的析出速率， 以降低粗化速度，增加了合金的热稳定性。A I Fe-V-Z r合金中的相有胞状 S' 相，A 1 3 Fe,Al3Zr及Al e相，其中A 1 3Zr相体积分数较高，且多在热挤压过 程中形成。该合金性能特点是，附带的耐蚀性特别好，其原因是化学成分和显微 结构细化两者的综合作用结果。Al Fe-Mo Z r合金中的钼存在形式比较复杂， 尚难准确确定，但衍射证明钼均匀分布于粉末中。此类合金中由于钼固溶改变了 晶格常数，且在后续的热处理过程中形成大量的A13Z r相，使合金强度提高

22、。屈服强度高达6 50M Pa,极限抗拉强度高达73 0M Pa; 30 0C时的高温强度也比 快凝A 1 Fe V-Si合金高。A1 -Fe-C r Zr 雾化合金存在 A 1 13Cr2,Al3Z r，Al 3（Fe、C r）及 Al 31Fe4金 属间化合物相，合金粉末越细,即冷却速度越高，Al13Cr2越细小，平衡相Al i3Fe4 3越少。其中A l3Cr2, A l3Zr和A l3（Fe、Cr）相具有良好的热稳定性和抗粗化能力， 而Al3Z r相与基体存在共格关系，沉淀强化效果较好，导致该合金具有高的常温 和高温强度及韧性。采用多级雾化热挤压工艺制备的A l-6.8Fe- 3 .7

23、5Cr 1.52Z r 合金常温拉伸强度达46 5 MPa,伸长率5 .0%，而400C时的强度仍保持108 M Pa伸长率升到9.3 %。K1c也保持在1快凝A l-Fe-N 1系耐热合金，由于存在以 AI（FeNi）2为基的三元t相,可有效 地增加合金的模量，同时，T又是剪切时的稳定相，再加上T相与a -Al基体具有 良好的取向关系，使合金强度和热稳定性显著增加。A l-Fe-Ni合金中加入少量 Mo、Cr后，合金中出现Al X M 0 （x表示制造条件不同，化合物的原子组成比不同） 等相，合金在4 80r时极限抗拉强度仍高达 490M Pa,冲击值 2MPa.m 1/2 左右。n ,A 1 4Mn,A,加速含锂相的A 1 -L 1 -Mn Zr雾化及喷射沉积合金中存在第二相：AtM l3Z r, AI3L i和AlLi,其中锰和锆弥散相抑制了再结晶和晶粒长大时效。这类合金常温强度和韧性均较低，但在高温时却保持较高的性能。例 如:250r时仍保持常温8 5 % 9 0%的模量和强度。4 .快凝耐热铝合金的应用及存在的问题开发快凝耐