高强耐热铝合金制备及其组织性能研究

1 绪论
1.1 引言
铝占地壳总量的8.3%，比铁的含量多一倍，是地壳中分布最广、储量最多的金属元素。铝合金质量轻、比强度高和高韧耐腐蚀、易加工成型等特点，使其在现代高端装备制造业中有着其他金属不可替代的作用。当前，铝合金已经成为航天器及飞机轻量化的重要材料。直到2012 年，民用飞机的铝化率约占75%，在新型的B777 客机上，铝合金占机体结构质量的70%，表1.1示出了一些干线客机各种材料结构比例。数据显示，每减少1磅航空航天材料，商用飞机的费用可减少300美元，另外，在节约成本的同时，还可大大减少惯性，提高飞行性能，由此可见材料的轻量化将会带来巨大的减重效益。
表1.1 一些民用干线飞机用材结构比例（%）
机型 铝合金 钢铁 钛合金 复合材料
铝合金按成分、组织和制造工艺特点，可分为变形铝合金和铸造铝合金。由于铸造铝合金在实现材料轻量化、降低能源消耗以及减少环境污染等方面具有显著效果，因此，开展铸造铝合金的相关研究成为世界性的热点课题。
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，具有抵抗塑性变形（蠕变）和破坏能力及导热性好和密度低等特点的铝合金。传统铸造铝合金材料的高温强度、耐热疲劳能力等已临近极限状态，不能满足当今制造业的发展需求。例如，近二十年汽车发动机升功率提高了一倍多，活塞作为发动机燃烧室的关键零部件之一，工作负荷大大增加，活塞铝合金的强度和性能随着服役时间的延长而大幅度下降，限制了其应用范围。在保证室温强度的基础上提高铝合金的高温性能，是耐热铝合金研究中要解决的重要问题。
1.2 耐热铝合金的研究现状
1.2.1 铸造耐热铝合金
铸造耐热铝合金是指经过熔炼铸造的方法制备而无需进行后续变形加工制备的铝合金，具有较好的热稳定性，合金中第二相沿着晶界呈网状骨架分布，可以有效阻碍合金元素扩散过程和位错运动，不发生明显的再结晶和长大现象，但缺点在于其组织粗大且分布不均匀，往往有偏析、气孔和夹杂等缺陷，塑性和强度一般比变形耐热铝合金低。目前研究和应用最多的是Al-Si系和Al-Cu系合金。
1.2.1.1 Al-Si系铸造耐热合金

图1.1 Al-Si二元相图
Al-Si二元合金属于简单共晶型合金，共晶点为12.6wt.%Si，二元相图如图1.1所示。合金的铸造性能（如流动性和热裂倾向等）会随着合金中Si含量的增加而提高，在共晶成分附近达到最优。铸造Al-Si合金中Si量一般在4%~20%之间。低Si合金（亚共晶Al-Si合金）的强度较高且塑性也相对较好，而高Si合金（Si含量≥14 wt.%）的热膨胀系数

较低且耐磨性较高。
Al-Si系铸造耐热铝合金主要包括以下两类：（1）Al-Si-Mg系和Al-Si-Cu系铸造铝合金，主要应用于发动机缸体和缸盖等，代表牌号有319、A380（美国），AC4B、AC8B（日本）等；（2）Al-Si-Cu-Mg系铸造铝合金，主要应用于发动机活塞中，代表牌号有M124、M142（德国），ZL117、YL117（中国），A390、A393（美国）等。具有代表性的Al-Si系合金牌号及化学成分见表1.2，其室温和高温性能见表1.3。
表1.2 Al-Si系合金牌号及化学成分（wt.%，余量为Al）
表1.3 Al-Si系合金室温和高温力学性能
合金牌号 铸造方法 热处理状态 室温 高温
抗拉强度/MPa 屈服强度/MPa 伸长率/% 温度/℃ 抗拉强度/MPa 伸长率/%
1.2.1.2 Al-Cu系铸造耐热合金

图1.2 Al-Cu二元相图
Al-Cu二元相图如图1.2所示。共晶温度下Cu在Al中最大溶解度为5.7wt.%，在半连续铸造（特点是冷却速度较快）条件下的溶解度仅为1~3wt.%。合金的力学性能随着Cu含量的增加而提高，在5.0wt.%附近达到最优。铸造Al-Cu合金中Cu含量为3%~11%，可热处理强化，有较好的室温机械性能和热稳定性，常用于制造服役温度在300℃~350℃之间形状简单的铸件。但是铸造充型和抗热裂性能不好，耐蚀性也比其他铸造铝合金差，线膨胀系数较大。Al-Cu系铸造耐热铝合金中ZL205A、ZL208（中国）以及RR350（英国），A201.0、206.0（美国）等牌号均已用于发动机部件的铸造，如汽缸、活塞和缸盖等。具有代表性的Al-Cu系合金牌号及化学成分见表1.4，其室温和高温性能见表1.5。
表1.4 Al-Cu系合金牌号及化学成分（wt.%，余量为Al）
表1.5 Al-Cu系合金室温和高温力学性能
合金牌号 铸造方法 热处理状态 室温 高温
抗拉强度/MPa 屈服强度/MPa 伸长率/% 温度/℃ 抗拉强度/MPa 伸长率/%
在Al-Cu系铸造铝合金的发展中，A-U5GT由法国人于20世纪初研制成功并投入生产，历史悠久、应用广泛，已列入法国国家标准和法国宇航标准。20世纪70年代，美国铝业协会牌号A201.0和206都是在A-U5GT基础上改进而成的。201.0力学性能和抗应力腐蚀能力良好，但含有0.4~1.0%的Ag，提高了材料成本，主要用于军事领域，限制了其使用范围。我国在Al-Cu系合金方面的研究也取得了瞩目的成绩。20世纪60年代，北京航空材料研究院成功研制了ZL205A合金，以Al-Cu-Mn系合金为基础，以微量合金化元素Ti、B等调整成分，保证较高强度的同时，使合金具备良好的韧性。而ZL208隶属于Al-Cu-Ni系，能在200~300℃环境下长时间使用，在杠杆支架盖、机匣等航空发动机部件上均有广泛应用。
1.2.2 变形耐热铝合金
变形耐热铝合金是指经过熔炼铸造成铸锭后经过轧制或者挤压等后续工艺加工成所需要的半成品，

满足不同需要的铝合金。为保证足够的塑性变形能力，合金的组织主要为固溶体，另外合金中应包含少量第二相以提高其耐热强度。主要体系有Al-Cu-Mg-Fe-Ni系耐热锻铝和Al-Cu-Mn系耐热硬铝，近些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。目前变形耐热铝合金在航空、航天上应用较多，如火箭和导弹壳体、导弹尾翼、超音速飞机蒙皮、飞机机翼等[6]。
Al-Cu-Mg-Fe-Ni系耐热铝合金是在Al-Cu-Mg系合金中等量地添加Fe和Ni元素，以生成在基体内不易溶解和扩散的异相不均匀组成物Al9FeNi相，使合金的高温性能提高20~40Mpa，合金的主要组成相为α(Al)、S(Al2CuMg)、Al9FeNi及少量的Mg2Si相。代表牌号例如美国的2618合金，被广泛运用于150~225℃环境下需要较高强度的的重要承力构件，如超高音速战斗机的座舱中央地板、横梁、接头肋、新型“斯贝”发动机的机壳等。
Al-Cu-Mn系耐热铝合金一般在人工时效状态下使用，主要强化相为θ(Al2Cu)，在淬火加热过程中同时进行两个过程：θ相溶入基体，而T(Al12CuMn2)相从基体析出，并成点状弥散分布，二者均有助于增加合金的高温强度[1]。
Al-Cu-Mg-Ag系合金耐热性优于Al-Cu-Mg-Fe-Ni系列，随着Ag含量的增加，合金的时效硬化过程加快，促进了热稳定性较好的Ω强化相生成，合金耐晶间腐蚀和剥落腐蚀性能增强。目前肖代红等人研究的Al-Cu-Mg-Ag系合金可实现在200~250℃温度下长期使用。
1.2.3 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，延缓晶界的迁移，使得合金具有较好的高温强度。
在现有的耐热铝合金中，Al-Fe-V-Si系列合金综合性能良好，其使用温度可达350℃，FVS0812合金是该系列合金代表。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，在高温下不易发生相转变和粗化[8]，有效阻碍位错运动，提高合金的高温性能。另外，学者还在新工艺方面对该合金进行了积极探索。在挤压铸造状态下，研究发现[9]Al8Fe1.4V8S合金的主要中间相为α-Al7(Fe，V)3Si相和针状β-Al18Fe11Si相；而Mg元素可以使对合金性能不利的β相变成纤维状[10]，提高合金的性能。采用高压水雾化法制备的Al-Fe-Ce系列耐热铝合金，其室温、高温（300℃）抗拉强度分别可达500~550MPa、270~300 MPa[11]。
1.3 耐热铝合金的强化机理
1.3.1 固溶强化
铝合金基体在高温下发生软化，导致材料性能下降

，通过固溶强化，可提高基体的热强性。加入的固溶元素不能使合金熔点显著降低，熔点高，相应地再结晶温度也高，合金耐热性就越好。过渡族元素一般作为强化的主要元素，与铝形成熔点较高的包晶组织，如Al-Zr系包晶反应温度为660℃；即使形成共晶系，共晶温度也较高，如Al-Mn系和Al-Ni系共晶反应温度分别为658℃和640℃。非过渡族元素大多与铝发生共晶反应，且反应温度较低。另外，固溶元素的添加应遵循“多元少量”原则，使得固溶体成分复杂化，原子间结合力增大，原子的扩散和固溶体的分解速度减慢，从而提高其在高温下的热稳定性[13]。
1.3.2 过剩相强化
过剩相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超过其极限溶解度时，淬火加热时便有部分不能溶入固溶体的第二项出现，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，他们在合金中阻碍晶界滑移和位错运动，使强度和硬度提高，而塑形和韧性下降。过剩相的熔点越高，成分和结构越复杂，高温下越稳定，强化效果越好。过剩相增多，细小，强化效果越好。但当过剩相过多或形成网状时，由于基体被分割包围，无从发挥其变形能力，晶界区的应力集中难以松弛，合金的塑性大大降低，强度也随之下降[12]。
1.3.3 弥散强化
弥散强化是快速凝固耐热铝合金和粉末烧结耐热铝合金的主要强化方式[14]。当高温下稳定的金属间化合物、非金属质点或纤维增强材料弥散、均匀分布时，会以Orowan强化机制为主导，弥散相硬度高可以防止弥散相与基体的共面滑移，使材料滑移变形行为均匀化；弥散相热稳定性高、高温下扩散系数小可以减小高温晶界流变及基体内的位错攀移，抵抗晶粒的软化，从而保证较好的热强性。在一定限度内，弥散相的硬度、强度越高，强化效果越好。另外，弥散相的分布、数量、尺寸以及形态也影响着弥散强化的效果。沿晶界分布或呈针状的弥散相会加重合金的脆化倾向，降低强度。
1.3.4 晶界强化
添加表面活性元素，吸附在晶界上，提高晶界热力学稳定性，降低晶界能并提高原子间结合力，从而减少晶界处原子的扩散能力，改善合金的抗蠕变性能[15]。如Ti、Zr、V、Sc等元素不仅可以细化晶粒，还可以形成弥散的Al3M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[16]。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[17]。
1.3.5 高温