铝合金强化原理与应用综述.docx

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铝合金强化原理与应用综述

耐热铝合金研究现状及发展趋势

1.前言

耐热铝合金是指在高温下有足够的抗氧化性和在温度和载荷（动态和静态）的长时间作用下，具有抗塑性变形（蠕变）和破坏能力及导热性好和密度低等特点。

在兵器、船舶、航空、航天、汽车等行业得到广泛应用，如坦克装甲车辆发动机的活塞、缸套、连杆、箱体、缸盖，导弹壳体、尾翼、航空发动机汽缸、叶片、飞机蒙皮等。

随着航空、航天和汽车工业的迅速发展，对耐热铝合金的耐热性能也提出了更高的要求。

随着航空、航天工业的发展,人们对铝合金的使用温度提出了更高要求。

特别是20世纪70年代后期,为了满足先进战斗机对材料的需求,各国纷纷把注意力集中于开发在300℃左右的温度下能取代钛合金的铝合金。

近年来,我国电力工业突飞猛进的发展对输电线路提出了大容量、耐高温的要求,从而掀起了耐热铝合金研究的新高潮。

2.耐热铝合金材料

2.1耐热铝合金分类

传统的耐热铝合金根据加工工艺特点不同可分为铸造耐热铝合金和变形耐热铝合金。

铸造耐热铝合金主要分为Al-Si系和Al-Cu系。

Al-Si系合金铸造性能

好，但强度低，往往要添加Cu、Ni、Mn、稀土等元素以提高其的耐热性能。

Al-Cu系合金耐热性好，但铸造工艺性及耐蚀性差。

变形耐热铝合金可分为Al-Cu-Mn系耐热硬铝和Al-Cu-Mg-Fe-Ni系耐热锻铝。

近几年，科研人员又开发了耐热性更好的Al-Cu-Mg-Ag系变形铝合金。

2.2铸造耐热铝合金

主要应用于装甲车辆发动机和汽车发动机以Al-Si-Cu-Mg-Ni系为主，标准牌号有：

美国汽车工程协会SAE390合金、德国马勒公司Mahle124合金。

箱体、缸盖以Al-Si-Cu和Al-Si-Mg系为主，标准牌号有美国的319合金、A380合金以及A356合金等。

随着车辆发动机功率提高，传统活塞材料的高温强度、耐热能力已临近极限状态，不能满足大功率发动机发展的需求。

高性能耐热铝合金材料的研究受到广泛关注，经过多年的探索，2002年，美国航空、航天局（NASA）研制出新型过共晶铝硅合金MSFC-398。

该合金260℃下强度达到215MPa，伸长率为1.3%，布氏硬度为64；315℃下强度达到187MPa，伸长率为2.5%，布氏硬度为50。

其高温强度明显高于ZL109合金。

德国马勒公司开发的Mahle124合金300℃下的强度132MPa，伸长率为0.6%；350℃下的强度为103MPa，伸长率为1%。

德国MTU公司将特殊的合金强化技术用于发动机机体铝合金，使其抗拉强度达到400MPa，伸长率达到5%。

俄罗斯注重缸盖材料的高温性能，300℃时抗拉强度达到230MPa以上，350℃抗拉强度达到190MPa以上。

奥地利AVL公司将HIP技术用于Al-Si7-Cu-Mg合金，使其抗拉强度达到300MPa，伸长率达5%，疲劳强度达到70MPa。

前苏联发动机铸造生产厂家白俄罗斯铸造工艺与设备研究所采用的缸盖材料质量分数为6%~8%Si，0.3%~0.4%Mg，0.17%~0.35%Mn，杂质总量≤1.5%。

采用该材料制造的缸盖抗拉强度Rm为200~240MPa、耐压为1.25MPa。

Feikus等人在A356合金中加入的质量分数为0.5%Cu，使合金的耐热温度提高到150℃。

Hydro公司还在AlSi7Cu0.5的基础上开发了AlSi7CuNiFe合金，它的高温强度、蠕变性能都高于A380合金，可用于高性能发动机箱体。

法国的GerardLaslaz发明了一种Al-Si-Cu耐热合金，该合金中加入的质量分数为3%~4%的Cu，并加入了Hf、Nb、Ta、Cr、Mo等微量元素，使得该合金具有较好的高温性能，250℃保温100h的高温强度约为100MPa，300℃保温100h的高温强度约为65MPa。

M.Garat等人通过Zr、Mn、V、Ti等微量元素对319合金进行改性，新合金在250℃保温100h的抗拉强度可达133MPa。

德国PEAKWerkstoff公司新近开发的ZLB系列高性能缸套铝合金是在AlSi25Mg合金中加入了一定量的Fe、Cu、Ni，合金高温性能（200℃）超过了300MPa，大幅度提升了合金的耐热性能。

铸造耐热铝合金目前主要的合金化元素有Cu、Ni、Fe、Mn，EP1057900、US4336076和WO0071765等专利还介绍了提高材料耐热性和疲劳性能的其他技术途径，如通过添加微量合金元素Mg、Mn、Sc、Ti、B、Zr、

V等实现固溶强化、弥散强化和晶粒细化。

2.3变形耐热铝合金

变形耐热铝合金主要有Al-Cu-Mg-Fe-Ni系列，Al-Cu-Mn系列Al-Cu-Mg-Ag列。

Al-Cu-Mn系耐热铝合金应用较早，可在150~250℃下使用。

俄罗斯VIAM等人向D21合金中添加Ge和Zr，形成的新合金在力学性能方面与Aк4-1相比，提高了20%~30%，更重要的是在断裂韧性上也提高了25%~50%。

HirokiAdachi等人用快速凝固制粉，然后热压的方法制备的Al6.4Cu1.7Mg3.6Mn1.7Zn合金，经T4处理后，弥散分布的亚微米级的Q（Al78.8Mn12Cu8Zn1.2）相强化了合金，使其高温抗拉强度（250℃）和屈服强度分别达到319，266MPa，伸长率达

到了17%。

Al-Cu-Mg-Ag系合金耐热性优于Al-Cu-Mg-Fe-Ni系列，可在200~250℃温度下长期使用。

合金中加入一定量的Ag后，促进了热稳定较好的Ω强化相

生成。

肖代红等人研究的Al-Cu-Mg-Ag合金，在Cu的质量分数达到8%时合金的室温抗拉强度达到559MPa，高温抗拉强度（300℃）达到228MPa，并且其断裂韧性也高于Al-Cu-Mg-Fe-Ni系列。

研究还发现，Er、Ce、Pr、Sc、Ti、Zr、Yb等对合金的耐热性提高具有明显的效果，其中有几种合金室温抗拉强度

均已经超过580MPa，高温抗拉强度（300℃）最高可达290MPa。

Al-Fe系合金美国铝公司（Alcoa）选择Al和Cr、Mn、Fe、Ni、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，Al-Fe-Co和Al-FeCe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-Fe-X（Co、Ni、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。

Al-Fe-V-Si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（AlliedSignal）选择Al-Fe-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SiO2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Al13（Fe,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Al-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。

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&Whitney开发的Al-Fe-Mo-V合金，Pechiney开发的Al-Fe-Mo-Zr合金和Sumitomo开发的Al-Fe-V-Mo-Zr合金。

这类合金主要以Al-Fe和Al-Cr为基础，添加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Ce、Ni等；

（2）Al-Fe-Y（-Y），三元或四元，Y代表铝中包晶形成元素Mo、V、Zr、Ti等；

（3）Al-Fe-Si-Y，Y同样代表铝中包晶形成元素；

（4）Al-Cr-Zr-Mn合金。

2.4耐热铝合金强化机制

1.固溶强化

对耐热铝合金的强化要从基体强化、第二相强化和晶界强化几个方面考虑。

在一定的温度下，铝合金基体将发生软化，导致材料的性能下降。

通过固溶强化，可提高基体的热强性。

为保证固溶强化效果，所加固溶元素首先要不显著降低合金的熔点，使合金具有较高的再结晶温度。

过渡族元素是固溶强化的主要元素，它们与铝多形成包晶系，熔点较高，再结晶温度也较高，如Al-Ti包晶温度为665℃，Al-Zr为660℃，即使形成共晶系，共晶温度也要较高，如Al-Mn系合金的共晶温度为658℃，Al-Fe为655℃，Al-Ni为640℃。

而非过渡族元素大多与铝形成的共晶温度较低，如Al-Mg系为450℃，合金熔点越低，再结晶温度相应的也低，耐热性也越差。

其次，合金元素多元加入有利于固溶体成分的复杂化，增大原子间结合力，减慢原子的扩散过程和固溶体分解速度，提高固溶体高温下的热稳定性。

另外，所加合金元素应具备在铝中扩散速率低，平衡固溶度小的特点。

表1为部分元素在铝基体中的扩散速率和溶解度。

常用的固溶强化元素有Cu、Cr、Mn、Fe、Li以及稀土等。

2.过剩相强化

过剩相强化是铸造耐热铝合金的主要强化方式。

当铝中加入的合金元素含量超过其极限溶解度时，淬火加热时便有一部分不能溶入固溶体的第二相出现，称之为过剩相。

铝合金中过剩相多数为硬而脆的金属间化合物，它们在合金中阻碍晶界滑移和位错运动，使强度、硬度提高，而塑性、韧性下降。

过剩相的熔点越高，成分和结构越复杂，高温下越稳定，强化效果也越好。

过剩相的数量越多，越细小，其强化效果越好。

如过共晶铝硅合金随硅含量的增加过剩相（硅晶体）的数量增多，合金的强度、硬度相应提高。

但过剩相过多时，合金容易变脆而导致强度急剧降低。

铝合金中热稳定较好过剩相有Al2CuMg（S）、Al6Cu3Ni、AlxCu4Mg5Si4（W）、Al2FeSi、Al9FeNi、Al2CuLi、Al6Mn、Al3Ti、Al3Fe、Al4La、Al4Ce等。

3.弥散相强化

弥散强化是快速凝固耐热铝合金和粉末烧结耐热铝合金主要强化方式。

高温下稳定弥散的金属间化合物、非金属质点或纤维增强材料将减小高温晶界流变及基体内的位错运动，从而保证较好的热强性。

弥散相的体积分数越大、半径越小对合金的强化效果越好。

高温下，溶质原子扩散变得更加容易，弥散相容易粗化，使得位错运动阻力减小，晶界易于滑移、攀移，导致材料的性能下降。

因此，为提高第二相的弥散强化效果，一方面要控制合金成分，以获得不易粗化的第二相，另一方面要控制工艺，使得第二相颗粒细小、弥散分布。

4.晶界强化

晶界强化也是提高铝合金耐热性能的重要途径。

添加表面活性元素，吸附在晶界上，提高晶界热力学稳定性，降低晶界能和提高原子间结合力，从而减少晶界

处原子的扩散能力，提高合金的抗蠕变性能。

据报道，Ti、Zr、V、Sc等元素不仅可以细化晶粒，还可以形成弥散的Al3M型强化相，这些相本身比较稳定与

基体错配度低，可与基体保持共格关系，能有效钉扎位错，稳定亚结构，阻止晶界滑移，同时抑制基体再结晶，提高基体再结晶温度。

此外，稀土元素化学活性较强，形成热稳定性良好的稀土化合物，在晶界处呈放射状分布，能有效强化晶界，提高合金的高温性能。

3新型耐热铝合金

新型耐热铝合金是指在快速凝固技术基础上发展起来的耐热铝合金。

此类合金多以Al-Fe、Al-Cr、Al-Ti为基，再适当添加一些V、Mn、Nb、W、Zr、Mo、Ce等具有极小平衡极限固溶度和固态扩散系数的过渡族元素，经快速凝固后产生过饱和固溶体，在随后的热加工过程中，细小弥散的亚稳强化相析出，可延缓晶界的迁移，使得合金具有较好的高温强度。

采用喷射沉积技术制备的高铁铝合金可应用于车辆发动机缸套、连杆，还可以应用于涡轮发动机叶片等。

Al-Fe-V-Si系列合金综合性能良好，高体积分数弥散分布的体心立方Al12（Fe，V）3Si相是该系列合金的主要强化相。

该相高温下不易发生相转变和粗

化，能有效阻碍位错运动，提高合金的高温性能。

FVS0611、FVS0812、FVS1212合金是该系列合金代表，研究发现，经过SiCp晶须增强的FVS0812合金室温

抗拉强度从470MPa提高到535MPa，高温抗拉强度（315℃）从200MPa提高到228MPa。

经TiC颗粒增强的FVS0812合金的高温抗拉强度（350℃）从204MPa提高到224MPa。

除对该系列合金的复合强化研究外，也有学者在新工艺方面做了积极探索。

M.Arhami等人研究了挤压铸造Al-Fe-V-Si的组织性能，研究发现，在挤压铸造状态下合金的主要中间相为汉字状α-Al7（Fe，V）3Si相和针状β-Al18Fe11Si相，β相对合金性能不利，而K.L.Sahoo等人发现Mg元素可以使β相变成纤维状，提高合金的性能。

O.D.Neikov等人采用高压水雾化法制备了Al-Fe-Ce系列耐热铝合金，所得雾化颗粒尺寸在5~100μm范围内，其室温、高温抗拉强度（300℃）分别可达500~550MPa、270~300MPa。

K.S.Dunnett等人采用粉末烧结的方法制备了Al-15Ni-5Cu-1Mg合金，其屈服强度明显优于同种工艺制备的AC2014合金，快速凝固耐热铝合金以其优异的耐热性能，吸引了众多学者的关注。

该系列合金进一步提高了铝合金的耐热温度，扩大了耐热铝合金的应用范围如表一。

3.1制备快速凝固耐热铝合金的新工艺

3.1.1机械化合法

机械合金化（Mechanicalalloying,简称MA）是一种制备合金粉末的高新技术。

它是在高能球磨的条件下,利用金属粉末混合物的反复变形、断裂、焊合、原子间相互扩散或发生固态反应形成合金粉末。

粉末表面的氧化膜彻底破碎成弥散的Al2O3质点。

纯铝粉还可与球磨控制剂（有机物）反应生成弥散的Al4C3质点。

这些弥散质点的尺寸一般在100nm以下,对基体位错起钉扎作用,所以用该方法制备的耐热铝合金也常被称为弥散强化耐热铝合金。

目前已利用机械合金化工艺成功制备了Al-Fe、A-lTi、A-lMn等系列耐热铝合金。

其中,T.T.Sasaki等利用机械合金化结合火花等离子烧结制备了A-l5Fe合金,其抗压屈服强度高达1GPa、塑性应变达0.3，并具有良好的高温性能。

分析认为，该工艺制备的压块致密度高，能有效阻止晶粒粗化从而改善其高温性能。

但机械合金化球磨过程中,很难直接生成Al13Fe4、A13Ti等强化相。

为了控制合金中强化相的析出,相关文献提出用两步机械合金化工艺生产耐热Al-Fe合金,其工艺流程为:

铝粉+铁粉第一次球磨保护性气氛下热处理第二次球磨。

在热处理过程中生成了粗大的Al13Fe4金属间化合物（尺寸为5~10μm）,但通过第二次球磨可使Al13Fe4相细化，在最终的挤压样品中均匀分布着细小的Al13Fe4粒子（0.1~0.6μm）,同时还有大量的弥散质点Al4C3和Al2O3（30~40μm）。

用这种方法生产的A-l8Fe合金的室温和高温强度都超过了A-l6.7Fe-6.0Ce合金。

3.1.2喷射成形工艺

当前已投入使用的A-lFe-V-Si等耐热铝合金大都是通过传统的RS/PM工艺生产,存在制备工艺复杂、材料中的含氧量不易控制、成本较高等缺点,限制了该合金应用范围的进一步扩大。

喷射成形是起源于20世纪70年代、并于90年代在国际上大规模发展起来的直接制备金属材料坯料或半成品的一种先进材料制备技术,其最主要的特点是可从液态金属直接制取具有快速凝固组织特征的沉积坯件,并可有效缩短材料制备工艺流程、控制材料中的含氧量,因此近年来利用喷射成形技术制备耐热铝合金的发展十分迅速。

QiqiYan等采用喷射成形工艺制备了FVS0812耐热铝合金。

示。

采用喷射成形工艺制备的FVS0812耐热铝

合金薄板在540℃、100h退火后硬度值下降不大,具有优越的热稳定性。

3.1.3多层喷射沉积工艺

为了克服喷射成形冷却速度相对较低、制备大尺寸坯件困难等缺点,陈振华等对传统喷射沉积工艺进行了深入研究并发明了新的多层喷射沉积工艺。

传统的喷射沉积工艺在制备板、管坯时一般加热坩埚不移动,沉积坯一次喷射成形。

在喷射大型板坯和棒坯时采用V型喷嘴和摇动（扫描）喷嘴或采用多个喷嘴。

新型的喷射沉积工艺在制备板、管坯时采用移动的加热坩埚,坯体为多次沉积而成。

国内已用多层喷射沉积工艺制备了外径280mm、内径124mm的Al8.5Fe1.3V2Si沉积坯管,经挤压后形成了外径171mm、内径123mm的挤压管。

对这些挤压管采用热旋压工艺旋出了外径153mm的耐热铝合金管,变薄量最高达77%，经检测发现各性能指标均基本达到技术指标要求,其高温性能也是别的铝合金所不能达到的。

但是与美国的0812合金相比仍有差距,其主要原因仍是冷速问题。

用平面流铸造方法制备的材料,冷速高（104~106K/s）,Al12（FeV）3Si析出量多,体积分数达24%~37%,尺寸在40~50nm。

而用多层喷射沉积虽提高了冷

速,但与平面流铸造比仍较低,因此析出相的尺寸要大得多。

另外,在材料的成分控制、熔炼、脱气、除渣等方面也有差距。

因此该工艺还有待改进和提高。

3.2快凝耐热铝合金的应用及存在的问题及发展展望

虽然经过了近二十年的研究,但在耐热铝合金的发展中仍存在一些问题。

1.首先在合金成分方面,耐热铝合金中加入的过渡族金属元素都和铝的熔点差别较大,随着合金元素在铝中含量的增加,合金的液相线温度增加很快,某些元素很难在合金中形成足够的过饱和度而得到所需体积分数的析出相,采用多种元素同时加入的方法以保证足够的弥散相析出,但弥散相的结构不易控制,合金的强度和耐热性都得到提高,室温强度可达860MPa,而伸长率却不到1%。

2.制备工艺方面,合金可用的冷却速度范围小,给生产带来一定的难度,并对新工艺的采用带来限制。

采用粉末冶金工艺的快凝耐热铝合金，虽然性能比熔铸合金优越，但制造成本偏高却成了该合金面临的挑战。

耐热铝合金研究前景和展望

（1）对现有的耐热铝合金材料进行合金成分优化设计,采用快速凝固和其它工艺方法（如球磨）相结合,进一步改善合金的综合性能;

（2）应用先进的生产工艺,降低生产成本,开发适合于不同用途的耐热铝合金,以增强快速凝固耐热铝合金材料的竞争能力,拓宽其应用范围。

参考文献

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2.李慧中,张新明,陈明安,稀土钇对2519合金组织及耐热性能的影响[J].材料科学工程学报,2005,23

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3.刘克明，陆德平，杨滨，陆磊，陈志宝，快速凝固耐热铝合金的现状与进展[J].材料导报.2008（02）；

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5.贾祥磊，朱秀荣，陈大辉，费良军，耐热铝合金研究进展[J].兵器材料科学与工程，2010

耐热铝合金的研究现状和发展趋势

姓名：

徐玉召

学号：

1400733

；