CN1873035A - 高温铝合金 - Google Patents
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Abstract
在此描述了能在大约－420°F(－251℃)至大约650°F(343℃)温度下使用的高温铝合金。这些铝合金包含铝；钪；镍、铁、铬、锰和钴中的至少一种；锆、钆、铪、钇、铌和钒中的至少一种。这些合金包含铝固溶体基体和各种分散质的混合物。这些合金基本上不含镁。
Description
关于联邦资助的研发声明
依照United States Air Force和United Technologies Corporation，Pratt &Whitney的FA8650-05-C-5804号合同以及United States Air Force和DWAAluminum Composites的F04611-03-M-3030号小型商业创新性研究合同(第1阶段)，美国政府对本发明的一些实施方式享有某些权力。
技术领域
本发明一般性涉及铝合金，更具体是涉及在大约-420(-251℃)至大约650(343℃)内应用的铝合金。
背景技术
铝合金因其高强度、高延展性、高断裂韧性以及低密度而用于航空航天领域。然而，铝合金常受限于在低于大约250(121℃)下使用，因为高于此温度大部分铝合金将由于其中强化沉淀物的快速粗化而失去其强度。
为提高铝合金的温度性能已经作了相当多的努力。进行了一些尝试包括使用铝-铁基和铝-铬基的合金，例如Al-Fe-Ce，Al-Fe-V-Si，Al-Fe-Ce-W和Al-Cr-Zr-Mn，包括某些非内聚的分散质。然而，在高温下由于非内聚分散质的粗化这些合金的强度降低。此外，这些合金与其他可商业获得的铝合金相比，延展性和断裂韧性都较低。
其它尝试包括使用如Al-Mg和Al-Ti等铝合金，这些合金由于非内聚的氧化物颗粒而得到强化。虽然这些合金在高温下有理想的强度，但是与其他可商业获得的铝合金相比，延展性和断裂韧性都较低。
还有其它尝试包括使用基于Al-Sc的合金，其包含低体积分数的强化内聚分散质。然而，由于这些AlSc基的合金是被开发用来获得改善的超塑性(这要求在高温下较低的流动应力)，它们不适于在高达大约650(343℃)下提供高温度强度(这要求在高温下高得多的流动应力)。
还有其它尝试包括使用基于Al-Sc的合金，其包含钆和/或锆，同样也优选含镁。虽然这些合金有良好的延展性和断裂韧性，但是它们仅适于在不超过大约573(300℃)下使用。
现有的铝合金缺乏理想的强度、延展性和断裂韧性，而这些在高达大约650(343℃)下的很多应用中都是需要的。因此，需要具有在大约-420(-251℃)至大约650(343℃)内的各种应用所需的理想强度、延展性和断裂韧性的铝合金。
发明内容
因此，本发明的实施方案克服了上述现有铝合金的缺陷，本发明涉及在大约-420(-251℃)至大约650(343℃)内有优异强度、延展性和断裂韧性的铝合金。
本发明的铝合金包含：(a)约0.6-2.9重量％的钪；(b)下列中的至少一种：约1.5-25重量％的镍，约1.5-20重量％的铁，约1-18重量％的铬，约1.5-25重量％的锰，约1-25重量％的钴；(c)下列中的至少一种：约0.4-2.9重量％的锆，约0.4-20重量％的钆，约0.4-30重量％的铪，约0.4-30重量％的钇，约0.3-10重量％的铌，和约0.2-10重量％的钒；和(d)余量基本上全部为铝。
本发明的实施方案还包括铝合金，其包含：(a)约0.6-2.9重量％的钪；(b)约1.5-25重量％的镍；(c)至少一种：约0.4-20重量％的钆，约0.4-2.9重量％的锆，约0.4-30重量％的铪，约0.3-10重量％的铌，约0.2-10重量％的钒，和约0.4-30重量％的钇；和(d)余量基本上为铝。
本发明的实施方案还包括铝合金，其包含：(a)约1-2.9重量％的钪；(b)约6-10重量％的镍；(c)至少一种：约2-10重量％的钆，约0.5-2.9重量％的锆，约6-12重量％的铪，约1-6重量％的铌，约1-5重量％的钒，和约1-8重量％的钇；和(d)余量基本上为铝。
本发明的实施方案还包括铝合金，其包含：(a)约2.15重量％的钪；(b)约8.4重量％的镍；(c)下列中的至少一种：约4.1-8.8重量％的钆，约1.5-2.5重量％的锆，约8.0-11.5重量％的铪，约2.5-5.0重量％的铌，约2.0-3.2重量％的钒，和约2.5-6.5重量％的钇；和(d)余量基本上为铝。
这些合金基本上不含镁，并包含铝固溶体基体和多种分散质。分散质可包括Al3Ni、Al3Fe、Al6Fe、Al7Cr、Al6Mn、Al9Co2和/或Al3X。每一Al3X分散质有L12结构，此处的X包括钪和锆、钆、铪、钇、铌和钒中的至少一种。
随着以下描述，本发明进一步的特征、方面和优点对于本领域技术人员将易于理解，其中参照了阐述本发明的一些优选方案的附图，其中在所有附图中用类似的附图标记标识类似的特征。
附图说明
本发明的实施方案结合不同附图在以下进行描述，其中：
图1示出了Al-Sc的相图；和
图2示出了不同铝合金的强度-温度曲线图；和
图3示出了不同材料的比强度对温度的曲线图。
具体实施方式
为了进一步理解本发明，将参照附图1-3阐述的本发明的一些实施方案并使用具体化的表述来描述这些实施方案。在此使用的术语是为了说明本发明但对本发明不起限定作用。在此公开的具体结构和功能细节也不应理解为限定作用，而仅仅是作为基础以教导本领域技术人员以各种方式实施本发明。如本领域技术人员将会进行的那样，本发明记载的实施方案的任何修改或变化以及对本发明解释说明的原理的进一步应用，都被认为是在本发明所描述和要求保护的范围内。
当涉及数值范围时，这些数值范围包括所述范围的最大值和最小值位置和之间和附近的每一及任一数值和/或其部分。例如，重量百分比约0.1-1.0重量％的元素A的范围包括约0.6重量％、约0.7重量％、约0.8重量％直至并包括约0.98重量％、约0.99重量％、约0.995重量％和1.0重量％等所有中间值。这适用于在此讨论的所有元素和/或组成的数值范围。
本发明中记载的“基本上不含”是指没有将显著量的元素或组成特意加入合金组合物中，可以理解在期望的最终产品中可以包括痕量的非重要元素和/或杂质。
本发明涉及对于在大约-420(-251℃)至大约650(343℃)内的应用有优异强度、延展性和断裂韧性的铝合金。这些铝合金包括的合金元素被选择是因为它们在铝中有低的扩散系数、低的固溶性、能与铝形成有低界面能的分散质。固溶体合金化是有利的，这是因为它提供了附加的强化性和更好的加工硬化性，从而导致破坏应变和韧性的改善。本发明的合金包含铝、钪，至少一种下列元素：镍、铁、铬、锰和钴；和至少一种下列元素：锆、钆、铪、钇、铌和钒。这些合金包含铝固溶体基体，其间包括分散质混合物。这些分散质包括具有L12结构的Al3X分散质，其中X包括钪和至少一种下列元素：锆、钆、铪、钇、铌和钒。这些合金还包括Al3Ni、Al3Fe、Al6Fe、Al7Cr、Al6Mn和/或Al9Co2分散质，这些分散质与L12分散质不同。和很多现有的基于Al-Sc的合金不同，这些合金基本上不含镁，相反包括至少一种下列元素：铁、铬、锰、钴，或更优选镍，以使固溶体强化作用从而在高温下有更好的热稳定性。
本发明的铝合金包含：(a)约0.6-2.9重量％的钪；(b)下列中的至少一种：约1.5-25重量％的镍，约1.5-20重量％的铁，约1-18重量％的铬，约1.5-25重量％的锰，约1-25重量％的钴；(c)下列中的至少一种：约0.4-2.9重量％的锆，约0.4-20重量％的钆，约0.4-30重量％的铪，约0.4-30重量％的钇，约0.3-10重量％的铌，和约0.2-10重量％的钒；和(d)余量基本上为铝。在基本上是铝的余量中还可以包括一些不会显著影响合金基本性质和新颖特性的少量的杂质或其他材料和/或元素。
本发明的一个示例性、非限定性铝合金的例子包含约0.6-2.9重量％的钪、约1.5-25重量％的镍、约0.4-20重量％的钆和约0.4-2.9重量％的锆。除钆和锆之外，或代替钆或锆或两者，该合金还可包含约0.4-30重量％的铪、约0.4-30重量％的钇、约0.3-10重量％的铌、约0.2-10重量％的钒或其组合。而且，约1.5-20重量％的铁、约1-18重量％的铬、约1.5-25重量％的锰或约1.0-25重量％的钴或其组合可用以代替镍或者额外加入。
本发明的另一示例性铝合金包括但并不局限于(以重量百分比表示)：
大约Al-(6-10)Ni-(1-2.9)Sc-(6-10)Gd-(0.5-2.9)Zr；
大约Al-(6-10)Ni-(1-2.9)Sc-(6-10)Gd-(1-4)Y；
大约Al-(6-10)Ni-(1-2.9)Sc-(2-6)Gd-(4-8)Y；
大约Al-(6-10)Ni-(1-2.9)Sc-(6-12)Hf-(0.5-2.9)Zr；
大约Al-(6-10)Ni-(1-2.9)Sc-(6-12)Hf-(3-7)Gd；
大约Al-(6-10)Ni-(1-2.9)Sc-(6-12)Hf-(2-6)Y；
大约Al-(6-10)Ni-(1-2.9)Sc-(4-9)Y-(0.5-2.9)Zr；
大约Al-(6-10)Ni-(1-2.9)Sc-(1-6)Nb-(0.5-2.9)Zr；
大约Al-(6-10)Ni-(1-2.9)Sc-(6-12)Hf-(1-6)Nb；
大约Al-(6-10)Ni-(1-2.9)Sc-(6-12)Hf-(1-5)V；
大约Al-(6-10)Ni-(1-2.9)Sc-(1-6)Nb-(1-5)V；和
大约Al-(6-10)Ni-(1-2.9)Sc-(0.5-2.9)Zr-(1-5)V。
更具体地，本发明的另一示例性铝合金包括但并不局限于(以重量百分比表示)：
大约Al-8.4Ni-2.15Sc-8.8Gd-2.5Zr；
大约Al-8.4Ni-2.15Sc-8.8Gd-1.5Zr；
大约Al-8.4Ni-2.15Sc-4.1Gd-5.4Y；
大约Al-8.4Ni-2.15Sc-8.5Gd-2.5Y；
大约Al-8.4Ni-2.15Sc-11.5Hf-1.5Zr；
大约Al-8.4Ni-2.15Sc-9.8Hf-1.5Zr；
大约Al-8.4Ni-2.15Sc-9.0Hf-4.5Gd；
大约Al-8.4Ni-2.15Sc-8.5Hf-3.0Y；
大约Al-8.4Ni-2.15Sc-6.5Y-1.5Zr；
大约Al-8.4Ni-2.15Sc-5.0Nb-2.1Zr；
大约Al-8.4Ni-2.15Sc-9.5Hf-2.5Nb；
大约Al-8.4Ni-2.15Sc-8.0Hf-2.0V；
大约Al-8.4Ni-2.15Sc-2.5Nb-3.2V；和
大约Al-8.4Ni-2.15Sc-2.5Zr-3.2V。
在铝合金中钪是一种有效的强化物，而且在铝中其扩散率和固溶性都比较低。在铝合金中钪形成AL3Sc分散质。Al3Sc分散质具有规则面心立方结构的L12结构，其中钪原子位于角上，铝原子位于立方体面上。Al3Sc分散质是细小的并与铝基体内聚。铝和Al3Sc的晶格参数非常接近，分别是0.405nm和0.410nm，表明引起Al3Sc分散质生长的驱动力很小或没有。这一低的界面能使得Al3Sc分散质具有热稳定性，而且在直至高达约842(450℃)的温度下不粗化。本发明的合金中，通过添加适当的合金元素，如钆、锆、铪、钇、铌或钒或其组合，可以使这些Al3Sc分散质在升温时得以强化以及增加粗化抗力。
钆在铝中形成Al3Gd分散质，该分散质因其在铝中的低扩散性而在直至高达约842(450℃)的温度下稳定。Al3Gd分散质在平衡条件下具有DO19结构。尽管其有大的原子尺寸，钆在Al3Sc中有相当高的溶度。在Al3Sc中钆能用钪代替，从而形成Al3(Scx，Gd1-x)分散质的规则L12相，导致改善的热稳定性和结构稳定性。
锆在铝中形成Al3Zr分散质，其在亚稳状态下具有L12结构，在平衡条件下具有DO23结构。Al3Zr分散质有低的扩散系数，这使其有热稳定性和高抗粗化性。Al3Zr和Al3Sc分散质本质上的相似性允许这两相之间至少部分互溶，进而形成规则的L12 Al3(Scx，Zr1-x)相。在Al3Sc分散质中以锆代替钪可形成更强化和更热稳定的L12 Al3(Scx，Zr1-x)分散质。
添加钆和锆可以增加Al3Sc分散质的热稳定性和结构稳定性。Al-Sc-Gd-Zr合金形成一规则的具有改善的热稳定性和结构稳定性的L12 Al3(Sc，Gd，Zr)相，这被认为是因为降低了铝基体和分散质之间的晶格错配。此外改进的Al3(Sc，Gd，Zr)分散质比Al3Sc分散质的强度更高，从而改善了合金在大约-420(-251℃)至大约650(343℃)温度范围内的机械性能。
虽然在一些实施方案中优选钆和锆，但是其他元素如铪、钇、钒或铌，无论单独还是组合，都能代替钆或锆或两者，或与其组合使用。一些实施方案可包括钆和锆二者，其它实施方案可包括钆但不包括锆，其它实施方案可包括锆但不包括钆，还有一些实施方案可既不包括钆也不包括锆。
铪在铝中形成Al3Hf分散质，其在亚稳状态下具有L12结构，在平衡条件下具有DO23结构。Al3Hf分散质有低的扩散系数，这使其有热稳定性和高抗粗化性。铪在Al3Sc分散质中的高溶度使其能在Al3Sc分散质中大量代替钪，以形成强度更高和更热稳定的Al3(Scx，Hf1-x)分散质。
钇在铝中形成Al3Y分散质，其在亚稳状态下具有L12结构，在平衡条件下具有DO19结构。Al3Y分散质有低的扩散系数，这使其有热稳定性和高抗粗化性。钇在Al3Sc分散质中的高溶度使其能在Al3Sc分散质中大量代替钪，以形成强度更高和更热稳定的Al3(Scx，Y1-x)分散质。
钒在铝中形成Al3V分散质，其在亚稳状态下具有L12结构，在平衡条件下具有DO22结构。Al3V分散质有低的扩散系数，这使其有热稳定性和高抗粗化性。钒在Al3Sc分散质中的溶度比铪和钇低，这使其能在Al3Sc分散质中代替钪的量比铪或钇相对较少。虽然如此，但因为Al3V分散质是热稳定性的，这使其在降低Al3Sc分散质粗化动力学上非常有效。在Al3Sc分散质中用钒代替钪可以形成强度更高和更热稳定的Al3(Scx，V1-x)分散质。
铌在铝中形成Al3Nb分散质，其在亚稳状态下具有L12结构，在平衡条件下具有DO22结构。铌在Al3Sc分散质中的溶度比铪、钇和钒低，这使其能在Al3Sc分散质中代替钪的量比铪、钇或钒相对较少。虽然如此，但因为Al3Nb分散质是热稳定性的，这使其在降低Al3Sc分散质粗化动力学上非常有效。在Al3Sc分散质中用铌代替钪可以形成更坚固和更热稳定的Al3(Scx，Nb1-x)分散质。
也可以添加合金元素如镍、铁、铬、锰或钴或其组合物以形成在高温下热稳定的分散体和/或固溶体强化作用。在实施方案中，可以添加镍是因其形成热稳定的球形Al3Ni分散质，而且粉状镍可以通过控制粉末加工参数来相对大水平地过冷(与铁、铬、锰和钴相比)。虽然在一些实施方案中优选镍，但是其他元素如铁、铬、锰或钴或其组合可代替镍或额外使用。
镍和铝形成低共熔体，从而导致形成镍在铝中的固溶体和Al3Ni分散质的混合物。在本发明合金中添加镍有两个原因。第一，镍可以促使固溶体强化。第二，Al3Ni分散质有利于分散体强化合金。铝固溶体和Al3Ni分散质是热稳定的，有助于合金的高温强化。镍在铝中的固溶度通过快速凝固处理可以显著提高。
铁在铝中形成Al3Fe分散质和铁在铝中的固溶体。在本发明合金中添加铁有两个原因。第一，铁可以促使固溶体强化。第二，Al3Fe分散质有利于分散体强化合金。铝固溶体和Al3Fe分散质是热稳定的，有助于合金的高温强化。铁在铝中的固溶性通过快速凝固处理可以显著提高。
铬在铝中形成Al7Cr分散质和铬在铝中的固溶体。在本发明合金中添加铬有两个原因。第一，铬可以促使固溶体强化。第二，Al7Cr分散质有利于分散体强化合金。铝固溶体和Al7Cr分散质是热稳定的，有助于合金的高温强化。铬在铝中的固溶度通过快速凝固处理可以显著提高。
锰在铝中形成Al6Mn分散质和锰在铝中的固溶体。在本发明合金中添加锰有两个原因。第一，锰可以促使固溶体强化。第二，Al6Mn分散质有利于分散体强化合金。铝固溶体和Al6Mn分散质是热稳定的，有助于合金的高温强化。锰在铝中的固溶度通过快速凝固处理可以显著提高。
钴在铝中形成Al9Co2分散质和钴在铝中的固溶体。在本发明合金中添加钴有两个原因。第一，钴可以促使固溶体强化。第二，Al9Co2分散质有利于分散体强化合金。铝固溶体和Al9Co2分散质是热稳定的，有助于合金的高温强化。钴在铝中的固溶度通过快速凝固处理可以显著提高。
虽然镍、铁、铬、锰和钴在铝中都有较低的扩散系数，但是镍在一些实施方案中可能是期望的，因其能形成热稳定的球形Al3Ni分散质，能比其他包含Al3Fe、Al6Fe、Al7Cr、Al6Mn和/或Al9Co2分散质的合金提供更优的高温强度和更高的延展性。
本发明合金中的钪的量可以在约0.6重量％和约2.9重量％的范围内变化，这依赖于用于制造材料的加工技术。如附图1中所示，Al-Sc的相图显示在大约1219(659℃)、钪约0.5重量％时发生共晶反应，形成在钪在铝中的固溶体和Al3Sc分散质。相图还显示了一条陡峭的超共晶组合物(即组合物包括大于约0.5重量％的钪)的液相线。这表明可以使用铸造工艺来生成仅包括约0.5重量％或更少钪的钪组合物。对于超共晶组合物，快速凝固技术如熔融纺丝、雾化、喷雾沉积、真空等离子喷镀、冷喷镀、冷磨、高能球磨或其他利用较高冷却速率的技术可用于加工材料。可被接受的钪过饱和量也依赖于冷却速率。理想地，所有钪都保留在固溶体中以避免形成通常是大尺寸因而被认为不利于机械性能的初生颗粒。选择钪的上限为约2.9重量％是因为雾化这一最常用的加工技术仅能提供高达约3重量％的钪在铝中的完全过饱和度。
本发明合金中若包含钆时，其量可以在约0.4重量％和约20重量％的范围内变化。钆的量取决于Al3Sc分散质中钆的溶度。在实施方案中，钆和钪的原子百分比可以相同，以致在Al3(Scx，Gd1-x)分散质中钆能替代高达约50重量％。钆在铝中也能形成钆的固溶体。既然在钆约23重量％时可形成Al-Gd共晶体，加工此类合金时可使用较低的冷却速率加工(即铸造)。然而，在一些实施方案中为了增加钆的过饱和和减小分散质的大小可以优选采用快速凝固技术，从而使合金具有更高的强度。
本发明合金中若包含锆时，其量可以在约0.4重量％和约2.9重量％的范围内变化。在这些合金中，Al3Sc分散质中锆代替钪形成Al3(Scx，Zr1-x)来控制合金的粗化动力学。既然锆在Al3Sc分散质中有高溶度，在Al3(Scx，Zr1-x)分散质中锆能替代高达约50重量％。锆在铝中也能形成锆的固溶体。虽然添加少量锆时可以采用铸造，添加较大量锆时可能更优选快速凝固。然而，为增加锆的过饱和和减小分散质的大小，在一些实施方案中优选采用快速凝固技术，从而使合金具有更高的强度。选择锆的上限为约2.9重量％是因为雾化这一最常用的加工技术仅能提供在铝中不超过约3重量％的锆的完全过饱和度。
本发明合金中若包含铪时，其量可以在约0.4重量％和约30重量％的范围内变化。铪的量取决于Al3Sc分散质中铪的溶度。既然铪在Al3Sc分散质中有高溶度，在Al3(Scx，Hf1-x)分散质中铪能替代高达约50重量％。Al-Hf体系和铝发生转熔反应，形成Al3Hf分散质和铝中的铪固溶体。加工添有铪的合金时可使用较慢的冷却速率技术(即铸造)。然而，为增加铪的过饱和和减小分散质的大小，在一些实施方案中优选采用快速凝固技术，从而给合金提供更高的强度。虽然这些合金中可使用高达约30重量％的铪，实施方案中仅使用高达约10重量％的铪可能是理想的，因为随着铪浓度的增加，液相线温度也会相应急剧提高。
本发明合金中若包含钇的话，其量可以在约0.4重量％和约30重量％的范围内变化。钇的量取决于Al3Sc分散质中钇的溶度。既然钇在Al3Sc分散质中有高溶度，在Al3(Scx，Y1-x)分散质中钇能替代高达约50重量％。Al-Y体系和铝发生共晶反应，形成铝中的钇固溶体和Al3Y分散质。加工添有钇的合金时可使用较慢的冷却速率技术(即铸造)。然而，为增加钇的过饱和和减小分散质的大小，在一些实施方案中优选快速凝固技术，从而给合金提供更高的强度。虽然这些合金中可使用高达约30重量％的钇，实施方案中仅使用高达约20重量％的钇可能是理想的，因为随着钇浓度的增加，液相线温度的相应提高。
本发明合金中若包含钒的话，其量可以在约0.2重量％和约10重量％的范围内变化。钒的量取决于Al3Sc分散质中钒的溶度。钒在Al3Sc分散质中溶度比锆和钇低，因而在Al3(Scx，V1-x)分散质中钒能替代小于50重量％。Al-V体系和铝发生转熔反应，形成Al3V分散质和铝中的钒固溶体。加工添有钒的合金时可使用较慢的冷却速率技术(即铸造)。然而，为增加钒的过饱和和降低分散质的大小，在一些实施方案中优选快速凝固技术，从而给合金提供更高的强度。虽然这些合金中可使用高达约10重量％的钒，实施方案中仅使用高达约4重量％的钒可能是理想的，因为随着钒浓度的增加，液相线温度相应提高。
本发明合金中若包含铌的话，其量可以在约0.3重量％和约10重量％的范围内变化。铌的量取决于Al3Sc分散质中铌的溶度。铌在Al3Sc分散质中溶度比铪、钇和钒低，因而在Al3(Scx，Nb1-x)分散质中铌能替代小于50重量％。Al-Nb体系和铝发生转熔反应，形成Al3Nb分散质和铝中的铌固溶体。加工添有铌的合金时可使用较慢的冷却速率技术(即铸造)。然而，为增加铌的过饱和和降低分散质的大小，在一些实施方案中优选快速凝固技术，从而给合金提供更高的强度。虽然这些合金中可使用高达约10重量％的铌，实施方案中仅使用高达约3重量％的铌可能是理想的，因为随着铌浓度的增加，液相线温度的也会相应急剧提高。
本发明合金中的若包含镍的话，基量可以在约1.5重量％和约25重量％的范围内变化。镍的量取决于铝中镍的溶度。镍在铝中溶度有限，但通过快速凝固技术使其溶度可显著增加。Al-Ni体系和铝发生共晶反应，在铝的镍固溶体中形成Al3Ni分散质。加工添有镍的合金时可使用较慢的冷却速率技术(即铸造)。然而，为增加镍的过饱和和降低分散质的大小，在一些实施方案中优选快速凝固技术，从而给合金提供更高的强度。虽然这些合金中可使用高达约25重量％的镍，实施方案中仅使用高达约15重量％的镍可能是理想的，因为通过快速凝固技术使铝中镍的固溶度可能增加。
本发明合金中的若包含铁的话，其量可以在约1.5重量％和约20重量％的范围内变化。铁的量取决于铝中铁的溶度。铁在铝中溶度有限，但通过快速凝固技术使其溶度可显著增加。Al-Fe体系和铝发生共晶反应，在铝的铁固溶体中形成Al3Fe分散质的混合物。加工添有铁的合金时可使用较慢的冷却速率技术(即铸造)。然而，为增加铁的过饱和和降低分散质的大小，在一些实施方案中优选快速凝固技术，从而给合金提供更高的强度。快速凝固技术通过共晶反应也能形成Al6Fe亚稳相。虽然这些合金中可使用高达约20重量％的铁，实施方案中仅使用高达约15重量％的铁可能是理想的，因为通过快速凝固技术使铝中铁的固溶度可能增加。
本发明合金中的若包含铬的话，其量可以在约1.0重量％和约18重量％的范围内变化。铬的量取决于铝中铬的溶度。铬在铝中溶度有限，但使用快速凝固技术其溶度可显著增加。Al-Cr体系和铝发生转熔反应，液体和Al11Cr2的反应形成Al7Cr分散质和铝中的铬固溶体。加工添有铬的合金时可使用较慢的冷却速率技术(即铸造)。然而，为增加铬的过饱和和降低分散质的大小，在一些实施方案中优选快速凝固技术，从而给合金提供更高的强度。虽然这些合金中可使用高达约18重量％的铬，实施方案中仅使用高达约10重量％的铬可能是理想的，因为通过快速凝固技术使铝中铬的固溶度可能增加。
本发明合金中的若包含锰的话，其量可以在约1.5重量％和约25重量％的范围内变化。锰的量取决于铝中锰的溶度。锰在铝中溶度有限，但使用快速凝固技术使其溶度可显著增加。Al-Mn体系和铝形成共晶体，在铝的锰固溶体中形成Al6Mn分散质。加工添有锰的合金时可使用较慢的冷却速率技术(即铸造)。然而，为增加锰的过饱和和降低分散质的大小，在一些实施方案中优选快速凝固技术，从而给合金提供更高的强度。虽然这些合金中可使用高达约25重量％的锰，实施方案中仅使用高达约15重量％的锰可能是理想的，因为通过快速凝固技术使铝中锰的固溶度可能增加。
本发明合金中若包含钴的话，其量可以在约1.0重量％和约25重量％的范围内变化。钴的量取决于铝中钴的溶度。钴在铝中溶度有限，但使用快速凝固技术使其溶度可显著增加。Al-Co体系和铝形成共晶体，在铝的钴固溶体中形成Al9Co2分散质。加工添有钴的合金时可使用较慢的冷却速率技术(即铸造)。然而，为增加钴的过饱和和降低分散质的大小，在一些实施方案中优选快速凝固技术，从而给合金提供更高的强度。虽然这些合金中可使用高达约25重量％的钴，实施方案中仅使用高达约10重量％的钴可能是理想的，因为通过快速凝固技术使铝中钴的固溶度可能扩大。
实施方案中，可能存在约10-40体积％的Al3X基细分散质，使合金在高达约650(343℃)温度下具有理想的高强度。一些实施方案包括约15-20体积％的Al3X基细分散质。然而，依据分散质的大小，Al3X基分散质可以较高或较低体积百分比存在，使合金在高达约650(343℃)温度下具有平衡的强度和延展性。
这些铝合金可以通过任何可以使元素过饱和的快速凝固技术被制成各种形式(如带状、薄片状、粉末状等等)，这些技术例如但不限于熔融纺丝、薄膜状急冷、喷雾沉积、真空等离子喷镀、冷喷镀、激光熔化、机械合金化、球磨(即在室温下)、冷磨(即在液氮环境下)、旋压成形或雾化。对这些合金来说，任何一项冷却速率等于或高于约103℃/秒的加工技术都被认为是快速凝固技术。因而，虽然更高的冷却速率对于添有较大量合金元素的合金可能是必要的，但处理这些合金的最小的理想冷却速率为约103℃/秒，。倘若合金包含充足的合金化添加物，这些铝合金也可使用不同的铸造工艺制备，例如，模压铸造、拉模铸造、砂模铸造、硬模铸造等等。
这些合金的实施方案中优选的制造技术可以是雾化。雾化是最常用的制造大体积粉末的快速凝固技术之一。雾化过程中经历的冷却速率取决于粉末的大小，通常在约103℃/秒和约105℃/秒之间变化。氦气雾化通常是理想的，因为氦气提供较高的传热系数，导致粉末中较高的冷却速率。微细尺寸的粉末(即约-325目)可能是理想的，这样的粉末使可在粉末加工中沉淀出的合金元素达到最大过饱和。
冷磨可能是进行这些合金制造的其它实施方案的优选技术。冷磨在粉末中引进氧氮化物颗粒从而提高位错上升的临界应力以提供合金在高温下的附加强度。而且，当氮化物颗粒位于晶界时，可通过牵制错位以降低合金中的晶界滑动，导致晶界中位错迁移率降低。
一旦确定了合金组成(如带、薄片、粉末等等)，并且在适当的真空除气后，粉末、带、薄片等等可用任一适宜的方式压实，例如，通过真空热压或深冲模压(压实均通过剪切变形发生)或高温等静压(压实通过扩散蠕变发生)。
合金压实后可被挤压、铸造或辗轧变形，这对于合金获得最佳机械性能来说是重要的。实施方案中，可能理想的挤压比为约10∶1-约22∶1。在一些实施方案中，低的挤压比(即约2∶1-约9∶1)有益的。热真空除气、真空热压和挤压可在任何适宜的温度下如约572-842(300-450℃)完成。
实施例
以下新的合金组成(以重量％表示)的各种实施方案是用各种粉末冶金工艺制备的：大约Al-8.4Ni-2.15Sc-8.8Gd-2.5Zr、大约Al-8.4Ni-2.15Sc-8.8Gd-1.5Zr和大约Al-8.4Ni-2.15Sc-4.1Gd-5.4Y。制备这些合金使用的粉末冶金工艺由锭铁制造、惰性氦气雾化、热真空除气、真空热压和挤压组成。为制备上述组成的锭，合金元素在氩气氛下大约2100-2300(1149-1260℃)温度下混合熔化大约15-60分钟，每一锭的氧含量很低。接着锭在氩气氛下大约2400-2600(1316-1427℃)温度下进一步熔化大约15-60分钟，再通过氦气雾化以形成氧含量也很低的球形粉末。粉末接着被筛至大约-325目。此后，粉末在大约650-750(343-399℃)温度下热真空除气约4-15小时以从中除去湿气和不想要的气体。接下来，粉末在大约650-750(343-399℃)温度下经单向真空热压而压实约1-5小时以产生坯段。接着坯段在大约650-750(343-399℃)温度下使用约5∶1-约25∶1的挤压率挤压5-30分钟，以产生各种大小的圆棒。每一合金的一些非限定实施方案依照以下表I所示的加工参数制备。
表I
| Al-8.4Ni-2.15Sc-8.8Gd-2.5Zr | Al-8.4Ni-2.15Sc-8.8Gd-1.5Zr | Al-8.4Ni-2.15Sc-4.1Gd-5.4Y | |
| 锭制造 | ～2200(1204℃)～30分钟 | ～2200(1204℃)～30分钟 | ～2200(1204℃)～30分钟 |
| 氦气雾化 | ～2500(1371℃)～30分钟 | ～2500(1371℃)～30分钟 | ～2500(1371℃)～30分钟 |
| 热真空除气 | ～750(399℃)～4小时 | ～700(371℃)～15小时 | ～700(371℃)～15小时 |
| 真空热压 | ～650(343℃)～1小时 | ～700(371℃)～5小时 | ～700(371℃)～5小时 |
| 挤压 | ～700(371℃)～30分钟 | ～750(399℃)～5分钟 | ～750(399℃)～5分钟 |
| 挤压率 | 22∶1 | 10∶1和22∶1 | 10∶1和22∶1 |
这些圆棒的各种性能(即最终抗拉强度、屈服强度、伸长百分率、面积降低百分率和模量)在空气中测试。对于一些Al-8.4Ni-2.15Sc-8.8Gd-1.5Zr和Al-8.4Ni-2.15Sc-4.1Gd-5.4Y棒而言，也在高压(即约5ksi)气态氢下测试这些相同的特性。合金Al-8.4Ni-2.15Sc-8.8Gd-1.5Zr和Al-8.4Ni-2.15Sc-4.1Gd-5.4Y在高压气态氢下显示良好的强度和延展性，表明合金在此环境中没有氢脆化。
合金Al-8.4Ni-2.15Sc-8.8Gd-2.5Zr、Al-8.4Ni-2.15Sc-8.8Gd-1.5Zr和Al-8.4Ni-2.15Sc-4.1Gd-5.4Y如附图2-3所示在高达大约650(343℃)的空气温度下显示了很高的强度。如图2中示出，合金Al-8.4Ni-2.15Sc-8.8Gd-2.5Zr、Al-8.4Ni-2.15Sc-8.8Gd-1.5Zr和Al-8.4Ni-2.15Sc-4.1Gd-5.4Y分别为10、11、12，都明显比分别由13、14表示的两种可商业获得的铝合金(7075和6061)强度大。11、12表示的合金Al-8.4Ni-2.15Sc-8.8Gd-1.5Zr和Al-8.4Ni-2.15Sc-4.1Gd-5.4Y的强度比10表示的合金Al-8.4Ni-2.15Sc-8.8Gd-2.5Zr低，因为如表I所示，它们在高温下加工的时间较长。这表明本发明的合金能应用于制造强度更大、重量更轻的航空航天元件。
此外，本发明的合金在空气中还比其他各种非铝合金(比如那些目前用于火箭发动机中的材料)具有高得多的比强度(强度/密度)，如附图3所示。能够看出，至少在高达大约425(218℃)的温度下，分别由10、11、12表示的合金Al-8.4Ni-2.15Sc-8.8Gd-2.5Zr、Al-8.4Ni-2.15Sc-8.8Gd-1.5Zr和Al-8.4Ni-2.15Sc-4.1Gd-5.4Y的比强度都比镍基超耐热合金IN62518、N 40钢20和347不锈钢22大。据信，合金Al-8.4Ni-2.15Sc-8.8Gd-1.5Zr(11)和Al-8.4Ni-2.15Sc-4.1Gd-5.4Y(12)的加工经过进一步的优化可以在高达大约650(343℃)的温度下得到甚至更高的强度。不管怎样，这些结果表明本发明的合金可以用于制造质量明显较轻的火箭和飞行器部件，以改善发动机的推力-重量比和降低飞行成本。
本发明的合金可以单片的形式使用，或可包含连续或非连续增强材料(即第二相)来制备金属基复合物。合适的增强材料包括但不局限于氧化物、碳化物、氮化物、氧氮化物、氧碳氮化物、硅化物、硼化物、硼、石墨、铁合金、钨、钛和/或其混合物。具体的增强材料包括但不局限于SiC、Si3N4、Al2O3、B4C、Y2O3、MgAl2O4、TiC、TiB2和/或其混合物。这些增强材料可以高达大约50体积％，优选大约0.5-50体积％，更优选大约0.5-20体积％的体积分数存在。
本发明的铝合金可以应用于各种火箭和飞行器用途，例如但不局限于火箭发动机的结构夹套、涡轮泵外壳、涡轮转子、涡轮转子外壳、叶轮、阀门、阀门套、喷射头、喷嘴、托架、导管/管路元件和其他结构元件；和喷气机发动机的进气套、定子组件、变速箱、轴承套、石墨密封套、整流罩、盖、叶片和定子。这些合金还可用于喷气机发动机、火箭发动机和汽车在大约-420(-251℃)到大约650(343℃)温度下需要高强度的其它用途。
本发明的各种实施方案已经被描述以满足本发明的各种需要。应该认识到这些实施方案仅仅说明本发明各种实施方案的原理。在不背离本发明的精神和范围的前提下，本领域技术人员可以明显地进行多种更改和修定。因此，也就是说本发明涵盖权利要求书和其等同物的范围内的所有适当的修改和变化。
Claims (46)
1.一种铝合金，包含：
(a)约0.6-2.9重量％的钪；
(b)下列中的至少一种：约1.5-25重量％的镍，约1.5-20重量％的铁，约1-18重量％的铬，约1.5-25重量％的锰，和约1-25重量％的钴；
(c)下列中的至少一种：约0.4-2.9重量％的锆，约0.4-20重量％的钆，约0.4-30重量％的铪，约0.4-30重量％的钇，约0.3-10重量％的铌，和约0.2-10重量％的钒；和
(d)余量基本上为铝。
2.权利要求1的铝合金，其中所述合金包含铝固溶体基体和多种分散质，该分散质包括至少一种下列物质：Al3Ni、Al3Fe、Al6Fe、Al7Cr、Al6Mn、Al9Co2和Al3X，每一Al3X分散质有L12结构，此处的X包括钪和至少一种下列物质：锆、钆、铪、钇、铌和钒。
3.权利要求1的铝合金，其中所述合金基本上不含镁。
4.权利要求1的铝合金，其中所述合金能在大约-420(-251℃)至大约650(343℃)温度下使用。
5.权利要求1的铝合金，其中所述铝合金至少用于飞行器元件、火箭元件和汽车元件中之一种。
6.权利要求5的铝合金，其中所述火箭元件包括结构夹套、涡轮泵外壳、涡轮转子、涡轮转子外壳、叶轮、阀门、阀门套、喷射头、喷嘴、托架、导管、管路元件和结构火箭发动机元件中的至少一种。
7.权利要求5的铝合金，其中所述飞行器元件包括进气口外壳、定子组件、变速箱、轴承套、石墨密封套、整流罩、盖、叶片和定子中的至少一种。
8.权利要求1的铝合金，其中所述合金进一步包含高达约50体积％的增强第二相。
9.权利要求8的铝合金，其中增强第二相包括氧化物、碳化物、氮化物、氧氮化物、氧碳氮化物、硅化物、硼化物、铁合金、硼、石墨、钨、钛、SiC、Si3N4、Al2O3、B4C、Y2O3、MgAl2O4、TiC和TiB2中的至少一种。
10.权利要求1的铝合金，其中所述合金由冷却速率至少为约103℃/秒或更高的快速凝固技术和铸造工艺中的至少一种制造。
11.权利要求10的铝合金，其中所述铸造工艺包括模压铸造、拉模铸造、砂模铸造和硬模铸造中的至少一种。
12.权利要求10的铝合金，其中快速凝固技术包括熔融纺丝、薄膜状急冷、雾化、喷雾沉积、真空等离子喷镀、冷喷镀、激光熔化、机械合金化、冷磨、旋压成形和球磨中的至少一种。
13.权利要求10的铝合金，其中所述快速凝固技术至少包括以下步骤：制备具有预定组成的锭；熔化锭；雾化已熔化的锭以形成粉末；使粉末脱气；将粉末挤压成坯段；将坯段热加工成预定形状。
14.权利要求13的铝合金，其中所述制备步骤在大约1149-1260℃温度的氩气氛下进行约15-60分钟。
15.权利要求13的铝合金，其中所述熔化步骤在大约1316-1427℃温度的氩气氛下进行约15-60分钟。
16.权利要求13的铝合金，其中所述脱气步骤包括在大约343-399℃温度下对粉末热真空脱气约4-15小时。
17.权利要求13的铝合金，其中所述挤压步骤包括在大约343-399℃温度下真空热压粉末约1-5小时。
18.权利要求13的铝合金，其中热加工步骤在大约343-399℃温度下进行约5-30分钟。
19.一种铝合金，包含：
(a)约0.6-2.9重量％的钪；
(b)约1.5-25重量％的镍；
(c)下列中的至少一种：约0.4-20重量％的钆，约0.4-2.9重量％的锆，约0.4-30重量％的铪，约0.3-10重量％的铌，约0.2-10重量％的钒，和约0.4-30重量％的钇；和
(d)余量基本上为铝。
20.权利要求19的铝合金，其中所述铝合金包含铝固溶体基体和Al3Ni与Al3X的分散体，Al3X具有L12结构，此处的X包括钪和至少一种下列物质：锆、钆、铪、钇、铌和钒。
21.权利要求19的铝合金，其中所述合金基本上不含镁。
22.权利要求19的铝合金，其中所述合金能在大约-420(-251℃)至大约650(343℃)温度下使用。
23.权利要求19的铝合金，其中所述铝合金至少用于飞行器元件、火箭元件和汽车元件中之一种。
24.权利要求23的铝合金，其中所述火箭元件包括结构夹套、涡轮泵外壳、涡轮转子、涡轮转子外壳、叶轮、阀门、阀门外壳、喷射头、喷嘴、托架、导管、管路元件和结构火箭元件中的至少一种。
25.权利要求23的铝合金，其中所述飞行器元件包括进气口外壳、定子组件、变速箱、轴承套、石墨密封套、整流罩、盖、叶片和定子中的至少一种。
26.权利要求19的铝合金，包含：
(a)约1-2.9重量％的钪；
(b)约6-10重量％的镍；
(c)下列中的至少一种：约2-10重量％的钆，约0.5-2.9重量％的锆，约6-12重量％的铪，约1-6重量％的铌，约1-5重量％的钒，和约1-8重量％的钇；和
(d)余量基本上为铝。
27.权利要求26的铝合金，包含：
(a)约2.15重量％的钪；
(b)约8.4重量％的镍；
(c)下列中的至少一种：约4.1-8.8重量％的钆，约1.5-2.5重量％的锆，约8-11.5重量％的铪，约2.5-5.0重量％的铌，约2.0-3.2重量％的钒，和约2.5-6.5重量％的钇；和
(d)余量基本上为铝。
28.一种铝合金，至少包括以下一种组成，以重量百分比表示：
大约Al-(6-10)Ni-(1-2.9)Sc-(6-10)Gd-(0.5-2.9)Zr；
大约Al-(6-10)Ni-(1-2.9)Sc-(6-10)Gd-(1-4)Y；
大约Al-(6-10)Ni-(1-2.9)Sc-(2-6)Gd-(4-8)Y；
大约Al-(6-10)Ni-(1-2.9)Sc-(6-12)Hf-(0.5-2.9)Zr；
大约Al-(6-10)Ni-(1-2.9)Sc-(6-12)Hf-(3-7)Gd；
大约Al-(6-10)Ni-(1-2.9)Sc-(6-12)Hf-(2-6)Y；
大约Al-(6-10)Ni-(1-2.9)Sc-(4-9)Y-(0.5-2.9)Zr；
大约Al-(6-10)Ni-(1-2.9)Sc-(1-6)Nb-(0.5-2.9)Zr；
大约Al-(6-10)Ni-(1-2.9)Sc-(6-12)Hf-(1-6)Nb；
大约Al-(6-10)Ni-(1-2.9)Sc-(6-12)Hf-(1-5)V；
大约Al-(6-10)Ni-(1-2.9)Sc-(1-6)Nb-(1-5)V；
大约Al-(6-10)Ni-(1-2.9)Sc-(0.5-2.9)Zr-(1-5)V；
大约Al-8.4Ni-2.15Sc-8.8Gd-1.5Zr；
大约Al-8.4Ni-2.15Sc-8.5Gd-2.5Y；
大约Al-8.4Ni-2.15Sc-4.1Gd-5.4Y；
大约Al-8.4Ni-2.15Sc-11.5Hf-1.5Zr；
大约Al-8.4Ni-2.15Sc-9.8Hf-1.5Zr；
大约Al-8.4Ni-2.15Sc-9.0Hf-4.5Gd；
大约Al-8.4Ni-2.15Sc-8.5Hf-3.0Y；
大约Al-8.4Ni-2.15Sc-6.5Y-1.5Zr；
大约Al-8.4Ni-2.15Sc-5.0Nb-2.1Zr；
大约Al-8.4Ni-2.15Sc-9.5Hf-2.5Nb；
大约Al-8.4Ni-2.15Sc-8.0Hf-2.0V；
大约Al-8.4Ni-2.15Sc-2.5Nb-3.2V；和
大约Al-8.4Ni-2.15Sc-2.5Zr-3.2V。
29.一种铝合金，包括以下组成，以重量百分比表示：大约Al-8.4Ni-2.15Sc-8.8Gd-2.5Zr。
30.权利要求29的铝合金，其中所述铝合金包含铝固溶体基体、多个具有L12结构的Al3(Sc，Gd，Zr)分散质和多个Al3Ni分散质。
31.权利要求29的铝合金，其中所述合金基本上不含镁。
32.权利要求29的铝合金，其中所述合金能在大约-420(-251℃)至大约650(343℃)温度下使用。
33.权利要求29的铝合金，其中所述合金进一步包含高达约50体积％的增强第二相。
34.权利要求33的铝合金，其中增强第二相包括氧化物、碳化物、氮化物、氧氮化物、氧碳氮化物、硅化物、硼化物、铁合金、硼、石墨、钨、钛、SiC、Si3N4、Al2O3、B4C、Y2O3、MgAl2O4、TiC和TiB2中的至少一种。
35.权利要求29的铝合金，其中所述合金由冷却速率至少为约103℃/秒或更高的快速凝固技术和铸造工艺中的至少一种制造。
36.权利要求29的铝合金，其中所述铸造工艺包括模压铸造、拉模铸造、砂模铸造和硬模铸造中的至少一种。
37.权利要求29的铝合金，其中所述快速凝固技术包括熔融纺丝、薄膜状急冷、雾化、喷雾沉积、真空等离子喷镀、冷喷镀、激光熔化、机械合金化、冷磨、旋压成形和球磨中的至少一种。
38.权利要求35的铝合金，其中所述快速凝固技术至少包括以下步骤：制备具有预定组成的锭；熔化锭；雾化已熔化的锭以形成粉末；使粉末脱气；将粉末挤压成坯段；将坯段热加工成预定形状。
39.权利要求38的铝合金，其中所述制备步骤在大约1149-1260℃温度的氩气氛下进行约15-60分钟。
40.权利要求38的铝合金，其中所述熔化步骤在大约1316-1427℃温度的氩气氛下进行约15-60分钟。
41.权利要求38的铝合金，其中所述脱气步骤包括在大约343-399℃温度下对粉末热真空脱气约4-15小时。
42.权利要求38的铝合金，其中所述挤压步骤包括在大约343-399℃温度下对所述粉末真空热压约1-5小时。
43.权利要求38的铝合金，其中所述热加工步骤在大约343-399℃温度下进行约5-30分钟。
44.权利要求29的铝合金，其中所述铝合金至少用于飞行器元件、火箭元件和汽车元件中至少一种。
45.权利要求44的铝合金，其中火箭元件包括结构夹套、涡轮泵外壳、涡轮转子、涡轮转子外壳、叶轮、阀门、阀门外壳、喷射头、喷嘴、托架、导管、管路元件和结构火箭发动机元件中的至少一种。
46.权利要求44的铝合金，其中飞行器元件包括进气口外壳、定子组件、变速箱、轴承套、石墨密封套、整流罩、盖、叶片和定子中的至少一种。
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| C06 | Publication | ||
| PB01 | Publication | ||
| C02 | Deemed withdrawal of patent application after publication (patent law 2001) | ||
| WD01 | Invention patent application deemed withdrawn after publication |