【引用格式】
肖昌焱，林冲，谭纬文，等. 耐热Al-Ce合金的组织和力学性能［J］. 特种铸造及有色合金，2024，44（2）：222-227.
Citation:XIAO C Y，LIN C，TAN W W，et al. Microstructure and mechanical properties of heat-resistant Al-Ce alloy［J］. Special Casting & Nonferrous Alloys，2024，44（2）：222-227.
随着发动机制造技术的快速发展，对耐热铝合金材料的性能提出了更高的要求。目前工业上常用的耐热铸造铝合金主要有Al-Si和Al-Cu合金。Al-Si合金相较于Al-Cu合金具有更好的流动性与铸造性能，应用较多的有Al-Si-Mg和Al-Si-Cu合金。Al-Si-Mg合金的主要强化相是Mg2Si，但其热稳定温度较低，超过180 ℃就会粗化溶解造成力学性能下降，因此Al-Si-Mg合金耐热性能有限；Al-Si-Cu合金主要依靠Al2Cu相的析出来获得一定的高温力学性能。Al2Cu相的热稳定性略高于Mg2Si相，然而Al-Si-Cu合金的服役温度也不超过250 ℃。Al-Cu合金比Al-Si合金耐热性能更好，但铸造性能较差，热裂倾向严重，多用于制造发动机中体积小、形状简单的零件，其应用范围有限。因此，亟需开发新型合金体系，以满足发动机制造领域对耐热铸造铝合金的需求。
Ce与其他贵*土稀**元素相比经济性更高，且能够净化熔体、改善合金流动性，是一种优秀的合金化元素。现有研究表明，Al-Ce合金具有足以媲美Al-Si合金的流动性与铸造性能；Ce在Al中发生共晶反应生成的共晶Al11Ce3相具有优良的高温稳定性，即使经过500 ℃×168 h加热后，Al11Ce3相也仅有轻微球化现象，相较于A380铝合金，Al-Ce合金在300~400 ℃范围内有着更高的屈服强度保持率，且Ce含量越高合金的高温性能越好。
综上所述，Al-Ce合金优良的铸造性能与高温稳定性使其具有巨大的发展潜力，而目前关于Al-Ce合金的相关研究报道还较少。
武汉工程大学/华中科技大学研究团队在2024年第44卷第2期《特种铸造及有色合金》期刊上发表了题为“耐热Al-Ce合金的组织和力学性能”。作者采用光学显微镜、扫描电镜、X射线衍射、能谱仪等手段，研究了Al-xCe （x=6，8，10，12，%，质量分数，下同） 和Al-8Ce-yNi （y=2，3，4，5，6，%） 合金的组织和力学性能。结果表明，随着Ce含量增加，Al-Ce二元合金中α-Al枝晶显著细化，共晶Al11Ce3相体积分数增大；当Ce含量为12%时，生成了粗大的初生Al11Ce3相。随着Ni含量增加，Al-8Ce-yNi合金固液两相区变窄，α-Al晶体固液界面成分过冷程度增加，晶体分枝加快，这导致了α-Al枝晶尺寸明显减小，同时合金中出现了由Al3Ni和Al11Ce3相构成的三元共晶团网状结构。Al-8Ce-yNi合金室温和350 ℃高温抗拉强度均随着Ni含量的增加而增大。当Ni含量为6%时，合金室温和350 ℃高温下抗拉强度均达到最大值，分别为189 MPa和72 MPa。
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【研究方法】
试验采用纯Al（99.9%，质量分数，下同）、Al-20Ce、Al-10Ni中间合金配制不同Ce和Ni含量的Al-Ce合金。合金的名义化学成分见表1。
熔炼设备采用带温控器的SG2-5-2型石墨坩埚井式电阻炉，首先将电阻炉升温至600 ℃，加入预先配制好的合金原料，然后继续升温至800 ℃并保温至合金原料充分熔化，随后降温至750 ℃，通入99.999%高纯氩气旋转除气10 min，扒渣后静置，浇入已预热至200 ℃的金属型中，制得直径为ϕ8 mm的标准拉伸试棒。在试棒上取样、镶嵌、磨光和抛光后，用体积分数为5%的NaOH溶液腐蚀，通过Leica MC170型金相显微镜观察合金金相组织；采用带能谱仪的ZEISS Gemini SEM 300型场发射扫描电镜分析合金组织。用本课题组开发的定量金相分析软件，对不同条件下的析出相晶粒尺寸进行分析。采用D8 ADVANCE型X射线衍射仪分析试样的物相组成；采用STA449F3型同步热分析仪分析合金试样的熔化及主要相变潜热的吸收过程，加热速率为10 ℃/min。在AG-IC100KN岛津万能材料试验机上进行室温和高温（350 ℃）拉伸试验，拉伸速率为1 mm/min，每种成分测试3组试棒取平均值。
【研究结果】
根据Al-Ce二元合金相图，Al-Ce合金共晶点处Ce含量为10%左右，亚共晶Al-Ce合金凝固过程中首先析出初生α-Al，然后在621 ℃通过反应L→α-Al+ Al11Ce3生成Al11Ce3共晶组织。过共晶Al-Ce合金则首先生成初生Al11Ce3相，然后再生成Al11Ce3共晶组织。图1为不同Ce含量下铸态Al-Ce合金的显微组织。可以看出，在Al-6Ce合金中，初生α-Al呈枝晶状，Al11Ce3共晶组织分布在初生α-Al枝晶间。当Ce含量增至8%时，合金中的Al11Ce3共晶组织体积分数明显增多，枝晶状初生α-Al体积分数则明显降低。当Ce含量达到10%时，枝晶状初生α-Al相进一步减少，合金呈现出近共晶组织形态。当Ce含量增至12%时，合金中出现粗大初生Al11Ce3相。这种初生Al11Ce3相呈中间带有孔洞的平行四边形状，见图1d，这与CZERWINSKI F等的研究结果一致。图2为铸态Al-8Ce合金显微组织的电子背散射照片，表2为图2中对应点的能谱分析结果。从图2中可以观察到非常细小且互相连接的白色Al11Ce3相。由于Ce在Al中的固溶度极低（小于0.05%），在α-Al晶体长大的过程中Ce元素不断被排出，富集在固液界面前沿，造成成分过冷，成分过冷程度随着合金中Ce含量的增加而增加，导致α-Al晶体分枝加快，因此随着Ce含量的增加初生α-Al枝晶尺寸明显减小。
图1 铸态下不同Ce含量Al-xCe合金显微组织
图2 铸态Al-8Ce合金显微组织电子背散射照片
图3 铸态下不同Ce含量Al-xCe二元合金室温力学性能
图4 铸态下不同Ni含量Al-8Ce合金试样XRD图谱
图5 铸态Al-8Ce-6Ni合金电子背散射照片
图6 不同Ni含量Al-8Ce-yNi合金铸态显微组织
图7 不同Ni含量Al-8Ce合金升温过程DSC曲线
图8 不同Ni含量Al-8Ce-yNi合金铸态室温力学性能
图9 Al-8Ce-yNi合金在350 ℃下的力学性能
图10 Al-8Ce和Al-8Ce-6Ni合金共晶组织二次电子照片
【研究结论】
（1）当Ce含量不大于10%时，Al-xCe合金组织由α-Al和不规则层片状共晶Al11Ce3相构成。当Ce含量为12%时合金中生成了块状初生Al11Ce3相。Al-Ce合金的室温抗拉强度随着Ce含量的增加而增大，当Ce含量为12%时，抗拉强度达到141 MPa，伸长率则随Ce含量的增加而降低。
（2）随着Ni含量增加，Al-8Ce-yNi （y=2，3，4，5，6，%）合金的液相线温度降低，固液两相区变窄，Ni元素的加入改变了合金的凝固特性；凝固过程中α-Al晶体固液界面成分过冷程度随着Ni含量的增加而增加，这导致了α-Al晶体分枝加快。这两者使得合金组织中α-Al枝晶尺寸随着Ni含量的增加而明显减小。
（3）Al-8Ce-yNi （y=2，3，4，5，6，%）合金的室温和350 ℃下的高温抗拉强度均随着Ni含量的增加而增大。当Ni含量为6%时，合金的室温和高温抗拉强度均达到最大值，分别为189 MPa和72 MPa，伸长率则随着Ni含量的增加而降低。
（4）Al-8Ce合金中加入Ni后，会生成由不规则层片状Al11Ce3相和纤维状Al3Ni相交错生长构成的网状三元共晶团，这种网状结构具有优良的高温稳定性，提高了合金的耐热性能。