李沛勇

（1.中國(guó)航發(fā)北京航空材料研究院，北京 100095；2.北京市先進(jìn)鋁合金材料及應(yīng)用工程技術(shù)研究中心，北京 100095；3.先進(jìn)復(fù)合材料重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，北京 100095）

快速凝固（Rapid solidification，RS）是指冷卻速率達(dá)104℃/s以上的凝固過(guò)程[1]，其冷卻速率是傳統(tǒng)的鑄錠冶金（Ingot metallurgy，IM）工藝的1000倍以上?？焖倌痰膬?yōu)點(diǎn)包括[1–3]：（1）增大溶質(zhì)元素的固溶度；（2）細(xì)化晶粒和強(qiáng)化相；（3）減小或消除成分偏析；（4）形成過(guò)渡相；（5）形成非晶和納米晶；（6）形成準(zhǔn)晶。

自20世紀(jì)50年代以來(lái)已出現(xiàn)了許多快速凝固工藝，其中霧化和熔體快淬工藝已進(jìn)入實(shí)際應(yīng)用。近30多年來(lái)，快速凝固（RS）與粉末冶金（Powder metallurgy，PM）結(jié)合的工藝（RS/PM）已成功用于制備高溫合金、

鈦合金和鋁合金等金屬結(jié)構(gòu)材料。鋁合金作為一種輕質(zhì)金屬材料，具有比強(qiáng)度高、成本低等特點(diǎn)，廣泛應(yīng)用于航空航天和交通領(lǐng)域。但用作結(jié)構(gòu)材料的傳統(tǒng)鋁合金（主要包括2XXX、6XXX系和7XXX系）耐熱溫度（長(zhǎng)期工作溫度）不超過(guò)120～150℃[4]。因?yàn)槌^(guò)該溫度，會(huì)導(dǎo)致過(guò)時(shí)效，出現(xiàn)合金中的過(guò)渡強(qiáng)化相粗化或向其平衡相[θ（Al2Cu）、S（Al2CuMg）、β（Mg2Si）、η（MgZn2）]轉(zhuǎn)變，最終導(dǎo)致合金的強(qiáng)度明顯下降。鈦合金的耐熱溫度可達(dá)到400～550℃[4]，但鈦合金的密度比鋁合金大30%～35%。目前在200～400℃長(zhǎng)時(shí)間應(yīng)用領(lǐng)域，因傳統(tǒng)鋁合金耐熱性能不能滿足要求而仍然選用鈦合金。

為滿足航空航天和汽車(chē)領(lǐng)域?qū)δ蜔釡囟葹?00～400℃的輕質(zhì)金屬材料的需求，自20世紀(jì)80年代開(kāi)始，借助快速凝固技術(shù)，國(guó)內(nèi)外開(kāi)發(fā)了一系列的高性能高溫鋁合金，這些高溫鋁合金的耐熱溫度達(dá)到350℃左右[4]，通常包含了過(guò)渡族（TM）或/和稀土（RE）元素，且合金元素含量高。不同于傳統(tǒng)鋁合金，高溫鋁合金不能采用IM工藝制備，而只適合采用快速凝固或機(jī)械合金化工藝制備。為進(jìn)一步改善高溫鋁合金高溫下的持久性能、抗蠕變性能和模量，滿足應(yīng)用需求，國(guó)內(nèi)外也通過(guò)加入增強(qiáng)顆?；蚓ы氈苽湟愿邷劁X合金為基體的耐熱鋁基復(fù)合材料。

本文主要總結(jié)了快速凝固/粉末冶金制備的高性能高溫鋁合金及鋁基復(fù)合材料的研究進(jìn)展。先介紹典型的快速凝固和粉末冶金工藝，接著總結(jié)已出現(xiàn)的主要高性能高溫鋁合金及其復(fù)合材料的成分、組織和性能，然后歸納潛在應(yīng)用，最后討論存在的問(wèn)題和未來(lái)研究方向。

1 工藝

圖1 典型快速凝固工藝的分類Fig.1 Types of typical rapid solidification processes

迄今，研究和應(yīng)用最廣泛的用于鋁合金的快速凝固工藝主要包括霧化和熔體快淬，如圖1所示[2,5–11]。霧化工藝采用氣體或水作冷卻介質(zhì)，而熔體快淬工藝則采用銅輥冷卻。圖1中的超音速氣體霧化、高壓氣體霧化、高壓水霧化、平流鑄造、自由流鑄造等方法均已獲得應(yīng)用，用于制備塊體材料所需的粉末或薄帶。表1對(duì)比了這幾種快速凝固工藝[8,9,11–15]。其中，目前已實(shí)現(xiàn)工業(yè)化生產(chǎn)的快速凝固工藝包括超音速氣體霧化（Ultrasonic gas atomization，USGA）和平流鑄造（Planar flow casting，PFC）。

USGA工藝如圖2所示[14]，是指采用惰性氣體（如氮?dú)釴2、氬氣Ar 或氦氣He）作為霧化介質(zhì)，通過(guò)霧化器以超音速噴出霧化氣體，將通過(guò)導(dǎo)液管流出鋁合金熔體沖擊破碎成液滴，液滴在霧化介質(zhì)中冷卻成粉末的過(guò)程。超音速氣體霧化的冷卻速率為104～105℃/s，獲得的粉末較細(xì)，其平均粒徑為30～40μm 左右[9,14]。

PFC工藝如圖3所示[5]，是指鋁合金熔體出口縫隙水冷卻的銅輥之間的距離保持恒定，熔體在氬氣壓力下通過(guò)出口縫隙噴出，在高速旋轉(zhuǎn)的水冷銅輥冷卻下迅速凝固，形成薄帶。平流鑄造冷卻速率為～106℃/s[5]。獲得的薄帶的典型厚度為20μm，寬度為25mm[15]。接觸銅輥的表面比其自由表面（與空氣接觸的表面）的組織更為細(xì)小。

圖2 超音速氣體霧化示意圖Fig.2 Schematic of ultrasonic gas atomization

表1 典型快速凝固工藝的比較Table1 Comparison of typical rapid solidification processes

除了上述兩種快速凝固工藝外，還出現(xiàn)了機(jī)械合金化（Mechanical alloying，MA）和增材制造（Additive manufacturing，AM）工藝。MA工藝采用氣體霧化純?cè)胤勰┗驓怏w霧化預(yù)合金粉末，通過(guò)冷壓、焊合、破碎等機(jī)制，使溶質(zhì)元素溶于鋁基體中并細(xì)化晶粒，獲得與上述快速凝固相似的效果，實(shí)現(xiàn)對(duì)合金的進(jìn)一步改性等[16]。AM工藝包括激光選區(qū)熔化成形（Selective laser melting，SLM）和電子束熔化成形（Electron beam melting，EBM），也都屬于快速凝固。其中，對(duì)SLM 制備單層厚度為50μm的鋁合金，其冷卻速率為9×105～2×106℃/s[17–18]，該冷卻速率比USGA工藝快，與PFC工藝的冷卻速率相近。

除AM 外，采用其他快速凝固方法制備的鋁合金粉末或薄帶，通常需要采用PM工藝才能制備成塊體材料或制件。圖4為鋁合金及其復(fù)合材料的典型粉末冶金工藝的流程圖[15,19–22]。制備高溫鋁合金及其復(fù)合材料時(shí)，采用霧化工藝制備的高溫鋁合金粉末或采用熔體快淬薄帶經(jīng)過(guò)粉碎制備的高溫鋁合金粉末，經(jīng)機(jī)械篩分或氣流分級(jí)處理后，選擇合適粒徑的合金粉末，用于制備粉末鋁合金制件，或者與SiC 等顆?；蚓ы毣旌虾笾苽渲萍?。單一的高溫鋁合金粉末，或者與SiC 等顆?；蚓ы毣旌系膹?fù)合粉末，可采用裝包套–真空除氣–熱壓/熱等靜壓的路線，也可采用冷等靜壓–熱壓/熱等靜壓的路線，還可采用冷等靜壓–真空除氣–熱壓/熱等靜壓的路線。其中，裝包套–真空除氣–熱壓的路線具有較低的成本。制備的坯錠采用擠壓、軋制和鍛造等變形鋁合金熱加工設(shè)備成形，可以制成所需要的棒材、型材、板材和鍛件。 由于粉末高溫鋁合金及鋁基復(fù)合材料往往屬于難變形材料，其變形工藝參數(shù)窗口窄，對(duì)變形溫度和變形速率很敏感，因此，通常需要采用等溫、慢速的變形工藝。

為降低鋁合金粉末的氧含量，日本Tohoku 大學(xué)建立了封閉系統(tǒng)的HPGA PM工藝[22]。該封閉系統(tǒng)中，合金霧化、粉末處理和坯料制備全過(guò)程均處于真空或氬氣保護(hù)中，其中真空或氬氣中的氧和水氣的含量低于1×10–6[23]。這種封閉系統(tǒng)可降低霧化過(guò)程高溫鋁合金粉末的氧含量，也可防止其在粉末處理過(guò)程中的進(jìn)一步氧化。這種封閉系統(tǒng)除有利于提高高溫鋁合金的塑性外[24]，也有利于保證產(chǎn)品的質(zhì)量穩(wěn)定性，同時(shí)滿足生產(chǎn)的安全性和環(huán)保要求。

圖3 平流鑄造示意圖Fig.3 Schematic of planar flow casting

2 成分

高性能高溫鋁合金按組成元素可分為兩類，即Al–TM（過(guò)渡族元素）–TM（過(guò)渡族元素）和Al–TM（過(guò)渡族元素）–RE（稀土元素）。其中選擇的TM和RE元素在鋁中的固溶度和擴(kuò)散系數(shù)均很低（表2[2,3,5–7,25]）。強(qiáng)化相組成的元素在鋁中低的固溶度和擴(kuò)散系數(shù)有利于降低強(qiáng)化相的粗化長(zhǎng)大速率，從而提升合金的高溫性能及其熱穩(wěn)定性。

表3匯總了典型的高性能高溫鋁合金及其復(fù)合材料的成分[19,22–23,26–36]。這些高溫鋁合金均包括含量較高，但在鋁中固溶度很低的TM 或/和RE 合金元素，因此只能采用快速凝固或機(jī)械合金化工藝制備。按主要合金元素的不同，這些高溫鋁合金可分為Al–Cr系、Al–Fe系、Al–Ni系、Al–Ti系。以這些高溫鋁合金為基體的鋁基復(fù)合材料的外加增強(qiáng)相通常為SiC、Al2O3、TiB2、Si3N4等的顆?；蚓ы?，其體積分?jǐn)?shù)為5%～15%。

3 組織

圖4 鋁合金及其復(fù)合材料典型的粉末冶金工藝流程圖Fig.4 Flow chart of typical powder metallurgy processes for elevated-temperature aluminum alloys and their composites

快速凝固/粉末冶金高性能高溫鋁合金的組織主要由α–Al 晶粒和分布于晶粒內(nèi)部或/和晶界的彌散強(qiáng)化相組成；其中的彌散強(qiáng)化相可分為L(zhǎng)12相、準(zhǔn)晶相、Al12(Fe,X)3Si（X=V，Mo）相等亞穩(wěn)相及金屬間化合物平衡相。

3.1 L12相

L12相主要出現(xiàn)在包含Zr、Ti 等的高溫鋁合金中，如Al–Ti–Fe、Al–Zr–V 等。典型的L12相為L(zhǎng)12–Al3M（M為T(mén)i、V、Cr、Zr、Nb 等元素中的一種或幾種）相，呈球形，與基體基本共格（錯(cuò)配度很小，僅～0.3%）。與鎳基合金類似，包含L12相的高溫鋁合金的耐熱溫度也可達(dá)到的0.75Tm（Tm為合金的熔點(diǎn)對(duì)應(yīng)的絕對(duì)溫度），即425℃[36–39]。L12相的尺寸很小（<10nm），其體積分?jǐn)?shù)通常也很小。例如，美國(guó)西北大學(xué)研制的Al–1.16Zr–1.76V（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）合金中的L12–Al3(Zr0.25V0.75)相的體積分?jǐn)?shù)均僅～5%[36–39]。小體積分?jǐn)?shù)的強(qiáng)化相導(dǎo)致高溫鋁合金強(qiáng)度不高，難以達(dá)到應(yīng)用要求。為提高L12相的體積分?jǐn)?shù)，出現(xiàn)了先采用MA 先制備包含L12相的Al97Zr3（原子分?jǐn)?shù)）合金，然后再用20%～40%（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）包含L12相的粉末與純鋁粉末混合的方法制備包含高體積分?jǐn)?shù)的L12相的高溫鋁合金[40]。這為制備包含高體積分?jǐn)?shù)L12相的高溫鋁合金提供了一種新途徑。

3.2 準(zhǔn)晶相

準(zhǔn)晶相主要出現(xiàn)在包含F(xiàn)e、Cr、V 等元素的高溫鋁合金中。這些合金在快速凝固和機(jī)械合金化過(guò)程中會(huì)形成二十面體準(zhǔn)晶相（I 相）。I 相呈球形（或O 形），尺寸通常為100～300nm。例如，對(duì)Al–Fe–V合金，其PFC組織由α–Al和I相組成。I 相為偽二元相，由鋁及（Fe，V）固溶體組成。在該合金中加入Si，會(huì)降低I 相的熱穩(wěn)定性，其相變溫度以25℃/%Si（原子分?jǐn)?shù)）的比例下降[41]。對(duì)Al–6Cr–2Fe–1Si（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同）合金，準(zhǔn)晶相包括Al84.6Cr15.4、Al95Fe4Cr和Al74Cr20Si6。對(duì)Al–6Cr–2Fe–1.5Ti–1Si 合金，準(zhǔn)晶相包括Al84.6Cr15.4、Al82Fe18、Al95Fe4Cr和Al74Cr20Si6[42]。對(duì)Al–5.5Cr–3Fe–1Ti–1Ce 合金，準(zhǔn)晶相包括Al80(Cr,Fe)20、Al13Cr2和Al74Cr20Ce[43]。這些準(zhǔn)晶相在～350℃是穩(wěn)定的，但在450～500℃這些準(zhǔn)晶相轉(zhuǎn)變?yōu)榻饘匍g化合物平衡相[42–43]。美國(guó)Pratt & Whitney公司和Connecticut 大學(xué)[35]采用HPGA PM工藝研制的Al93.8Cr2.6Co1.6Mn1.5Zr0.5（原子分?jǐn)?shù)）合金也主要由α–Al和I 相組成，其中I 相的尺寸為50～100nm。該合金采用熱壓和鍛造溫度分別為300℃和260～315℃。這表明，在該熱加工溫度下，合金中的準(zhǔn)晶相是穩(wěn)定的。

迄今研究較多的包含準(zhǔn)晶的高溫鋁合金是Al93Fe3Cr2Z2（Z=Ti，V，Nb，Ta）系合金[44]。其中，日本Tohoku 大學(xué)研制的Al93Fe3Cr2Ti2合金MS 薄帶組織主要由尺寸為～100nm的I 相準(zhǔn)晶顆粒和α–Al 組成，另外還包含少量的L12–Al3Ti和D022–Al3Ti[45]。該合金通過(guò)在Al93Fe4.2Cr2.8三元合金基礎(chǔ)上加入Ti 元素，使其中的準(zhǔn)晶明顯細(xì)化，且I 相分解溫度由三元合金的463℃提高至500～550℃，從而提高了合金的熱穩(wěn)定性[45–46]。

表2 一些TM和RE元素在鋁中的固溶度和擴(kuò)散系數(shù)Table2 Solid solubility and diffusivity of some TM and RE elements

3.3 Al12(Fe,X)3Si（X=V，Mo）相

Al12（Fe,X）3Si 主要出現(xiàn)在Al–Fe–X–Si（X=V，Mo）系合金中。Al12(Fe,X)3Si為納米尺寸的亞穩(wěn)相，呈球形，屬于bbc 結(jié)構(gòu)的α 相，其晶格常數(shù)為1.259～1.264nm[47]。冷卻速度影響到該相的形成。以美國(guó)Allied-Signal公司研制的Al–Fe–V–Si系合金為例，采用PFC工藝制成厚度為20μm 薄帶，銅輥表面?zhèn)冉M織為α–Al12(Fe,V)3Si+α–Al；自由表面（空氣）側(cè)為α–Al12(Fe,V)3Si+α–Al+球狀顆粒（O 形相）。O 形相屬于準(zhǔn)晶（I 相），其晶面指數(shù)與α–(Fe,V)3Si的相近。O 形相可轉(zhuǎn)化為α-Al12(Fe,V)3Si 顆粒[47–48]。冷速快時(shí)，形成a-Al12(Fe,V)3Si；冷速慢時(shí)，形成準(zhǔn)晶[49–50]。在273℃發(fā)生轉(zhuǎn)變：α–Al+I+α–Al12(Fe,V)3Si→a–Al+a–Al12(Fe,V)3Si。另外，加入稀土元素會(huì)抑制Al12(Fe,X)3Si的形成，降低合金的熱穩(wěn)定性。例如，在Al93.3Fe4.3V0.7Si1.7合金中加入稀土1% Nd（原子分?jǐn)?shù)），會(huì)優(yōu)先形成Al8Fe4Nd，而導(dǎo)致熔體中Fe的濃度下降，從而減少Al12(Fe,V)3Si 相[51]。對(duì)于添加混合稀土（Mm）元素的Al–Fe–V–Si–Mm 合金也存在類似的現(xiàn)象[52]。Al87.3Fe4.3V0.7Si1.7Mm6.0合金薄帶的組織轉(zhuǎn)變過(guò)程為[53]：Am（非晶）→α–Al →(α–Al)+Al11(La,Ce)+I →(α–Al)+Al11(La,Ce)+I+I'。對(duì)應(yīng)這3個(gè)過(guò)程的轉(zhuǎn)變溫度分別為～240℃、～330℃和～430℃。這一結(jié)果表明，加入Mm 也抑制了Al12(Fe,V)3Si 相的形成。對(duì)Al–Fe–V–Si系合金，采用PFC/RC PM工藝，在～400℃進(jìn)行熱加工變形后，其強(qiáng)化相主要為Al12(Fe,X)3Si。例如，對(duì)Al–Fe–V–Si系合金擠壓棒材后，其組織由～50nm的α–Al 相和0.5～2μm的Al12(Fe,V)3Si相組成[15,54]。8009 合金軋制板材中，Al12(Fe,V)3Si的尺寸為80nm，α–Al 晶粒的尺寸為0.5μm，存在α 纖維織構(gòu)；在560℃下熱暴露至1000h時(shí)，該合金的織構(gòu)無(wú)明顯變化，未出現(xiàn)再結(jié)晶組織[55]。這表明，Al–Fe–V–Si系合金組織具有很好的熱穩(wěn)定性。

表3 典型的高性能高溫鋁合金及其復(fù)合材料的成分Table3 Compositions of typical high-performance elevated-temperature aluminum alloys and their composites

北京航空材料研究院采用USGA PM工藝制備的Al–Fe–Mo–Si 合金系的組織與PFC/RC PM Al–Fe–V–Si系合金的組織類似。Al–Fe–Mo–Si系合金擠壓棒材組織由Al12(Fe,Mo)3Si 彌散強(qiáng)化相和α–Al 相組成。其細(xì)粉中（≤10μm）的強(qiáng)化相約為6～80nm，粗粉中的強(qiáng)化相約為300nm。對(duì)FMS 0918和FMS 1224 合金，粗粉中出現(xiàn)了大量細(xì)小Al12(Fe,Mo)3Si 與鋁組成的團(tuán)聚體。團(tuán)聚體的尺寸為630μm，其中包含的Al12(Fe,Mo)3Si 顆粒尺寸為30～50nm[28]。

3.4 金屬間化合物平衡相

金屬間化合物主要出現(xiàn)在包含過(guò)渡族元素或/和稀土元素的鋁合金。這些合金的DSC 曲線上往往出現(xiàn)2 或3個(gè)典型的放熱峰，分別對(duì)應(yīng)非晶轉(zhuǎn)化為納米晶和金屬間化合物平衡相的析出。例如，Al90Fe7Nb、Al87Fe10Nb3、Al87Fe9Nb 合金的組織在287～367℃由非晶轉(zhuǎn)變?yōu)榧{米晶，在427～487℃析出金屬間化合物平衡相[56]。Al93Ni10Ce6合金采用MS 制備的薄帶最初為非晶態(tài)，在297℃出現(xiàn)納米鋁晶粒，在330℃和370℃析出Al3Ni、Al4Ce和Al11Ce 金屬間化合物[31]。X8019（Al–Fe–Ce系）合金的霧化粉末中形成過(guò)渡相顆粒，當(dāng)溫度達(dá)到315℃以上時(shí)，這些過(guò)渡相轉(zhuǎn)變?yōu)锳l6Fe、Al8Fe4Ce、Al10Fe2Ce 等金屬間化合物的平衡相[17]。這些高溫鋁合金的熔體快淬或氣體霧化制備的粉末后續(xù)均需采用熱壓或擠壓等熱加工成形；而熱加工成形溫度通常達(dá)到300～400℃以上。因此，經(jīng)過(guò)熱加工后的合金組織都轉(zhuǎn)變?yōu)棣哩CAl 晶粒和金屬間化合物平衡相。例如，Al–5Cr–2Zr和Al–5Cr–2Zr–1Mn 經(jīng)過(guò)擠壓或鍛造后，其組織由α–Al和細(xì)小的Al3Zr、Al13Cr2金屬間化合物顆粒組成[57]。Al89.7Ni8Mm1.5Zr0.8（原子分?jǐn)?shù)）擠壓態(tài)組織由α–Al、Al3Ni、Al11Mm和Al3Zr 組成，尺寸分別為80nm、50nm、50nm和10nm[58]。Al89Ni3Gd7Fe1擠 壓態(tài)組織由α–Al 晶粒和納米尺寸的金屬間化合物顆粒組成。α–Al 晶粒尺寸為～200nm，金屬間化合物呈棒狀（長(zhǎng)～160nm，寬～30nm）和等軸狀（～80nm），大部分位于晶界[59]。01489 合金（Al–Fe–Cr–Zr–Mo）的組織也由α–Al和金屬間化合物組成。這些金屬間化合物可以阻止晶粒長(zhǎng)大[34]。

上述高溫鋁合金中的彌散強(qiáng)化相的粗化速率按L12相>Al12(Fe,X)3Si 相>準(zhǔn)晶相>金屬間化合物平衡相的順序遞增。表4匯總了一些高溫鋁合金中強(qiáng)化相在高溫下的粗化速率[30,37,60–62]?？梢钥闯觯?25℃左右，L12相的粗化速率最小，為10–29～10–28m3/h，其次為Al12(Fe,V)3Si 相，其粗化速率為10–27～10–26m3/h。而金屬間化合物平衡相的粗化速率最大，約為10–23m3/h，分別是L12相和Al12(Fe,V)3Si 相的105和103倍。

高溫鋁合金的理想彌散強(qiáng)化特征包括[36]：（1）合金元素在鋁中低的擴(kuò)散系數(shù)；（2）合金元素在鋁中低的固溶度；（3）低的彌散相/鋁的界面能；（4）在使用溫度下粗化速率小，且不發(fā)生相變。為獲得更好的高溫性能，也出現(xiàn)了在高溫鋁合金中加入SiC、Al2O3、Si3N4等增強(qiáng)顆?；蚓ы氈瞥蓮?fù)合材料；這些增強(qiáng)相的加入可進(jìn)一步細(xì)化晶粒和阻礙晶粒長(zhǎng)大。高性能高溫鋁合金及其復(fù)合材料理想的組織為：由細(xì)小的晶粒和在晶粒內(nèi)部及晶界存在較高體積分?jǐn)?shù)、細(xì)小的、界面能小、粗化速率小且熱穩(wěn)定性好的球狀彌散相或/和外加的增強(qiáng)相組成。上述包含L12相、Al12(Fe,X)3Si(X=V、Mo)相和準(zhǔn)晶相的高溫鋁合金及其復(fù)合材料具備這樣的組織特征。

表4 一些高溫鋁合金中彌散強(qiáng)化相的粗化速率Table4 Coarsening rates of dispersoids in some elevated aluminum alloys

4 性能

采用RS PM 制備的高溫鋁合金及其復(fù)合材料因其獨(dú)特的組織特征，顯示比傳統(tǒng)I/M 鋁合金更好的高溫拉伸、疲勞、持久、阻尼等性能。

4.1 拉伸性能

在拉伸性能方面，迄今有關(guān)RS PM 高溫鋁合金的研究較多，而有關(guān)其復(fù)合材料的研究較少。表5歸納了一些典型的高性能高溫合金及其復(fù)合材料（包含準(zhǔn)晶、Al12（Fe，X）3Si（X=V、Mo）相和金屬間化合物及其復(fù)合材料的性能）的拉伸性能和拉伸彈性模量[19–20,22–23,27–29,34–35,58,63–64]。包 含L12相的高溫鋁合金因其體積分?jǐn)?shù)小，其強(qiáng)度偏低且尚未達(dá)到應(yīng)用水平，相關(guān)的性能數(shù)據(jù)也尚未見(jiàn)報(bào)道。而包含金屬間化合物平衡相的Al–Ni–RE系合金的室溫強(qiáng)度是最高的，這與其組織中存在納米晶有關(guān)。但高溫下，該系列合金的強(qiáng)度下降明顯，這與高溫下納米晶長(zhǎng)大、而其中的金屬間化合平衡相粗化速率大有關(guān)。包含準(zhǔn)晶顆粒的Al–Fe–Cr–Ti系和Al–Cr–Co–Mn–Zr系合金，包含Al12(Fe，X)3Si（X=V、Mo）相的FVS和FMS系合金的高溫性能均優(yōu)于Al–Ni–RE系和Al–Fe–Ce系合金。相比較，Al–Fe–Cr–Ti系合金和Al–Cr–Co–Mn–Zr系合金的延伸率比FVS和FMS系合金的略高，且Al–Cr–Co–Mn–Zr系合金的室溫和315℃高溫拉伸綜合性能較好。在Al–Fe–X–Si 合金中加入稀土元素可進(jìn)一步改善合金的性能。例如，加Mm可形成納米晶合金，顯示出比Al–Fe–V–Si 合金更高的室溫強(qiáng)度[65]；加Er可改變FVS0812合金的韌性[66]。為改善塑性，也出現(xiàn)了加入純鋁復(fù)合的方法[67]。例如，Al93Fe3Cr2Ti2（原子分?jǐn)?shù)）合金加入10% Al（體積分?jǐn)?shù)），其室溫抗拉強(qiáng)度由650MPa 下降至600MPa，而延伸率由6.5%增大至7.5%[67]。另外，通過(guò)采用封閉系統(tǒng)HPGA PM 制備，降低氫含量和氧含量，Al93.1Ti2.3Fe2.3Cr2.3的抗拉強(qiáng)度和延伸率均得到改善[24]。對(duì)以高溫鋁合金為基體的SiC 顆粒增強(qiáng)的鋁基復(fù)合材料，如8009/SiC/11p，與對(duì)應(yīng)的基體合金相比，其室溫強(qiáng)度有一定改善，但延伸率下降明顯；但其高溫強(qiáng)度改善不明顯。

表5 典型高性能高溫鋁合金及其復(fù)合材料的拉伸性能（縱向）Table5 Tensile properties of typical high-performance elevated-temperature aluminum alloys and their composites (longitudinal direction)

續(xù)表

圖5對(duì)比了快速凝固/粉末冶金制備的FVS和FMS系高溫鋁合金和傳統(tǒng)鋁合金的抗拉強(qiáng)度隨溫度的變化[28]?？梢钥闯?，采用USGA PM工藝制備的Al–Fe–Mo–Si（FMS）系與采用PFC/RC PM工藝制備的Al–Fe–V–Si（FVS）系的性能相近，這兩種系列的高溫鋁合金的200～400℃抗拉強(qiáng)度均明顯優(yōu)于2024、2219、2618 等傳統(tǒng)鋁合金。

4.2 中溫脆性

圖5 快速凝固/粉末冶金FVS/FMS系列高溫鋁合金和一些傳統(tǒng) 鋁合金抗拉強(qiáng)度隨溫度的變化Fig.5 Temperature dependence of ultimate tensile strength of RS/PM FVS/FMS series elevated temperature alloys and some conventional aluminum alloys

對(duì)Al–Fe系高溫鋁合金，會(huì)出現(xiàn)隨溫度升高，在～150℃左右出現(xiàn)延伸率下降至最低值的中溫脆性（Intermediate temperature embrittlement，ITE）現(xiàn)象。圖6展示了PM 純鋁和FVS系高溫鋁合金的延伸率隨溫度的變化[10,20]?？梢钥闯?，Al–Fe–V–Si系的8009和FVS1212 合金的中溫脆性明顯，PM 純鋁的延伸率隨溫度升高持續(xù)下降，而Al–12Ti的延伸率隨溫度升高而逐漸增大。這預(yù)示著Al–Fe系高溫鋁合金的延伸率隨溫度的變化與原始粉末顆粒邊界（Prior powder boundaries，PPBs）狀態(tài)和高Fe 合金化元素有關(guān)。

Al–Fe–V–Si系高溫鋁合金的中溫脆性（ITE）現(xiàn)象還存在以下特點(diǎn)[56,68–70]：

（1）在應(yīng)變敏感系數(shù)–溫度關(guān)系圖上約100℃出現(xiàn)下降；

（2）～175℃蠕變裂紋生長(zhǎng)速率增加；

（3）～175℃斷裂韌度下降；

（4）疲勞裂紋擴(kuò)展速率的時(shí)間相關(guān)增強(qiáng)；

（5）應(yīng)變速率降低，中溫脆性現(xiàn)象更為明顯。

上述中溫脆性現(xiàn)象可能的產(chǎn)生機(jī)制包括[56,71–72]：

（1）Fe 等溶質(zhì)元素的析出導(dǎo)致了動(dòng)態(tài)應(yīng)變時(shí)效（Dynamic strain aging，DSA），即溶質(zhì)元素和位錯(cuò)交互作用；

（2）粉末顆粒邊界（PPBs）結(jié)合強(qiáng)度變化；

（3）細(xì)小的晶粒。

圖6 PM純鋁和一些高溫鋁合金延伸率隨溫度的變化Fig.6 Temperature dependence of elongation of PM pure aluminum and some elevated-temperature aluminum alloys

對(duì)Al–Fe–V–Si系中的8009 合金，其斷口的PPBs分層現(xiàn)象在175℃最明顯[71]，這表明，中溫脆性與PPBs的結(jié)合有關(guān)。因除氣溫度低（通常為～400℃），表面氧化膜中氧、水分解不完全[72]，可能會(huì)導(dǎo)致PPBs 結(jié)合不佳。隨溫度升至100～200℃時(shí)，氫和氧的析出，導(dǎo)致PPBs 結(jié)合減弱，引起延伸率下降；后續(xù)升溫導(dǎo)致氫和氧溶解于基體，PPBs 結(jié)合增強(qiáng)，則延伸率增大。對(duì)含混合稀土的Al–Ni–Mm(–Zr)系合金（屬非晶/納米晶合金），其延伸率隨溫度升高而增大，而不出現(xiàn)中溫脆性（表5）。這表明中溫脆性與晶粒尺寸無(wú)關(guān)[59]。這可能與稀土元素改變了粉末表面氧化膜的狀態(tài)有關(guān)。要減小Al–Fe系高溫鋁合金的中溫脆性，可以通過(guò)改進(jìn)擠壓、增加軋制等變形，改善PPBs的結(jié)合，從而改善材料的延伸率；也可以通過(guò)加入稀土元素微合金化或SiC 顆粒，改善PPBs的結(jié)合狀態(tài)，從而減小中溫脆性。

4.3 疲勞性能

有關(guān)RS/PM 高溫鋁合金及其復(fù)合材料的疲勞性能報(bào)道較少。表6列出了一些高性能高溫鋁合金及其復(fù)合材料的光滑試樣的疲勞極限[19,22,27,35,65,73–74]。當(dāng)R=–1，2XXX系和7XXX系等傳統(tǒng)鋁合金光滑試樣的室溫疲勞極限為150～170MPa，200℃下，因過(guò)時(shí)效其疲勞極限明顯下降[2]。對(duì)包含X8019、8009 高溫鋁合金及其復(fù)合材料，其室溫疲勞極限與傳統(tǒng)鋁合金的相當(dāng)；而在200℃左右，這些合金和復(fù)合材料的高周疲勞極限（對(duì)應(yīng)R=0.1）和旋轉(zhuǎn)彎曲疲勞極限（對(duì)應(yīng)R=–1）均下降不大，明顯優(yōu)于傳統(tǒng)變形鋁合金。對(duì)包含準(zhǔn)晶的Al93Fe3Cr2Ti和Al93.8Cr2.6Co1.6Mn1.5Zr0.5、包含納米晶和金屬間化合物的Al88.5Ni8Mm3.5，其室溫和200℃左右的疲勞極限比X8019、8009及其復(fù)合材料的分別高50～80MPa。

表6 一些高性能高溫鋁合金及其復(fù)合材料的疲勞性能（縱向）Fig.6 Fatigue properties of some high-performance elevated-temperature aluminum alloys and their composites (longitudinal direction)

表7 Al89Ni3Gd7Fe1合金的斷裂韌度Table7 Fracture toughness of Al89Ni3Gd7Fe1

4.4 斷裂韌度

高溫鋁合金及其復(fù)合材料的斷裂韌度隨合金元素含量增大、彌散強(qiáng)化相或/外加增強(qiáng)物的體積分?jǐn)?shù)增大而減小。Fe 含量為～8%（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）、彌散相體積分?jǐn)?shù)為27%的8009 合金的室溫?cái)嗔秧g度達(dá)到31MPa·m1/2，與傳統(tǒng)鋁合金相當(dāng)。而Fe 含量為～12%（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）、彌散相體積分?jǐn)?shù)為36%的FVS1212的斷裂韌度僅為11MPa·m1/2[75]；X8019/SiC/12.5p的斷裂韌度為10MPa·m1/2[63]。另一方面，高溫合金的斷裂韌度隨試樣開(kāi)口半徑的增大和試驗(yàn)溫度的升高而增大。表7給出了Al89Ni3Gd7Fe1的不同開(kāi)口半徑和不同溫度下的斷裂韌度[76]。當(dāng)開(kāi)口半徑大于100μm，室溫和225℃的斷裂韌度均大于25MPa·m1/2。這對(duì)其在高溫下使用是有利的。

4.5 持久性能

因具有更好的高溫強(qiáng)度和組織熱穩(wěn)定性，高溫鋁合金及其復(fù)合材料顯示出比傳統(tǒng)鋁合金更好的持久性能。表8對(duì)比了一些高溫鋁合金及鋁基復(fù)合材料與傳統(tǒng)鋁合金的高溫持久性能[2,28,77]?？梢钥闯?，8009、FMS0918合金的高溫持久性能相當(dāng)，二者均明顯優(yōu)于傳統(tǒng)變形鋁合金。而加入SiC 顆粒的復(fù)合材料具有更好的高溫持久性能。例如，對(duì)8009/SiC/11p，其316℃的在150MPa和170MPa 下持久壽命分別是8009 合金的12.5倍和20倍[77]。

表8 一些高溫鋁合金及鋁基復(fù)合材料的持久性能與傳統(tǒng)鋁合金的對(duì)比Table8 Comparison of stress-rupture properties of some elevated-temperature aluminum alloys,their composites and conventional aluminum alloys

4.6 蠕變性能

高溫鋁合金及其復(fù)合材料表現(xiàn)出較大的高溫蠕變應(yīng)力指數(shù)（n）和高的蠕變激活能（Q）。例如，8009 合金的n和Q分別為14～18、296kJ/mol[78]。FVS1212/SiC/5p的n和Q分別為13.4～20.8、768kJ/mol[79]。對(duì)8009/Si3N4/15w，n為12（500℃）、11（550℃），Q為321kJ/mol（500℃）[80]。純鋁的n和Q分別為3～5、142kJ/mol，其蠕變與鋁中晶格自擴(kuò)散有關(guān)；對(duì)彌散強(qiáng)化的高溫鋁合金及其復(fù)合材料（n≥7），其蠕變與基體與高剛度彌散相之間的相互作用和位錯(cuò)脫離彌散顆粒有關(guān)[78,80–82]。通過(guò)外加陶瓷晶須可更明顯地改善高溫鋁合金的抗蠕變性能。例如，對(duì)8009/SiC/15p 復(fù)合材料，其蠕變抗力與基體合金的相近[83]；而對(duì)8009/SiC/14.5w和8009/Al18B4O33/15w 復(fù)合材料（晶須直徑0.5～1μm，長(zhǎng)度10～30μm）的蠕變速率比基體合金（8009）小2個(gè)數(shù)量級(jí)[84–85]。這與加入陶瓷晶須，可明顯減小鋁晶粒尺寸，從而增加蠕變抗力有關(guān)。

4.7 阻尼性能

高溫鋁合金具有另外一個(gè)獨(dú)特的性能，即良好的阻尼性能。這與其細(xì)小的晶粒和彌散強(qiáng)化相有關(guān)，主要來(lái)自于其中的晶界、彌散強(qiáng)化相/α–Al、PPBs 等界面阻尼的貢獻(xiàn)。例如，以FMS系列高溫鋁合金為例，當(dāng)頻率為1Hz時(shí)，室溫和250℃阻尼性能分別為（6～10）×10–3和（17.5～40）×10–3，是傳統(tǒng)的2618–T61 鋁合金（其室溫阻尼性能小于3×10–3，250℃阻尼性能小于8×10–3）的2倍以上。其中，F(xiàn)MS0612、FMS0918、FMS1224 合金經(jīng)過(guò)425℃/100h 熱暴露后的阻尼性能與熱暴露前的相比無(wú)明顯變化，這也表明這些合金在425℃下具有良好的組織穩(wěn)定性[28]。另外，高溫鋁合金也可用作基體來(lái)研制高阻尼的鋁基復(fù)合材料[86]。良好的阻尼性能賦予高溫鋁合金及其復(fù)合材料較好的減振性能，可滿足高溫和振動(dòng)環(huán)境下的應(yīng)用需求。

4.8 密度

因包含中等或高合金含量的TM、RE 等密度較大的元素，高溫鋁合金的密度比傳統(tǒng)鋁合金的略大。FVS、FMS系列高溫鋁合金密度為2.83～3.02g/cm3[19,27,63]。高溫鋁合金的密度隨合金元素含量和外加的SiC 等增強(qiáng)相的加入量的增大而增大（為兼顧材料的塑性和韌性，對(duì)中等合金含量，外加增強(qiáng)相的體積分?jǐn)?shù)通常不超過(guò)15%；對(duì)高合金含量，外加增強(qiáng)相的體積分?jǐn)?shù)通常不超過(guò)5%），但其最大密度通常不超過(guò)3.1g/cm3。同鈦合金（密度～4.5g/cm3）相比，采用高性能高溫鋁合金及鋁基復(fù)合材料可獲得30%～35%的減重效果。

5 應(yīng)用

RS/PM 高性能高溫鋁合金及鋁基復(fù)合材料因其合金中的彌散相的不同顯示出不同的耐熱性。包含金屬間化合物平衡相的Al–TM–RE 型高溫鋁合金及其鋁基復(fù)合材料的耐熱溫度為250～300℃。例如，X8019 合金在不超過(guò)260℃熱暴露1000h，屈服強(qiáng)度無(wú)明顯變化；但超過(guò)260℃熱暴露后，屈服強(qiáng)度開(kāi)始出現(xiàn)明顯下降[1]。而包含準(zhǔn)晶相和Al12(Fe,X)3Si 相為強(qiáng)化相的高溫鋁合金的Al–TM–TM 型高溫鋁合金及其復(fù)合材料比傳統(tǒng)鋁合金具有更好的高溫性能（包括高溫拉伸強(qiáng)度、疲勞極限、持久和蠕變性能等）和熱穩(wěn)定性。迄今已經(jīng)達(dá)到工程化階段的包含球狀A(yù)l12(Fe,V)3Si 或Al12(Fe,Mo)3Si 等納米相的Al–Fe–V–Si系、Al–Fe–Mo–Si系高溫鋁合金及其復(fù)合材料，以及研究較多的包含準(zhǔn)晶相的Al–Fe–Cr–Ti系等高溫鋁合金及其復(fù)合材料和鋁基復(fù)合材料，其耐熱溫度均可達(dá)到300～400℃。例如，F(xiàn)VS0812、FVS1212合金在425℃/1000h 退火，拉伸性能保持穩(wěn)定[25,61,70]；在482℃/100h 熱暴露后，才會(huì)析出針狀A(yù)l13Fe4或Al3Fe，導(dǎo)致斷裂韌度和延伸率下降[87]。采用HPGA PM 制備的包含準(zhǔn)晶的Al–Ti–Fe–X（X=V，Zr，Cr，Mo）合金，其室溫抗拉強(qiáng)度與Al–Ti–Fe的相當(dāng)，而高溫性能優(yōu)于Al–Ti–Fe，且在350℃/1000h和400℃/100h 熱暴露后顯示出良好的熱穩(wěn)定性，抗拉強(qiáng)度無(wú)明顯下降[88]。這種良好的耐熱性能與這些高溫鋁合金中的Al12(Fe，X)3Si（X=V，Mo）相或準(zhǔn)晶相，呈球形、尺寸小、與鋁基體之間的界面能小、粗化速率小，且向平衡相轉(zhuǎn)變的溫度高有關(guān)。

傳統(tǒng)鋁合金的耐熱溫度不超過(guò)200℃，鈦合金的耐熱溫度在400℃以上，而高性能高溫鋁合金及鋁基復(fù)合材料的耐熱溫度范圍可達(dá)300～400℃，正好填補(bǔ)了傳統(tǒng)鋁合金與鈦合金的耐熱溫度范圍，可應(yīng)用于超音速飛機(jī)及航天飛行器、航空發(fā)動(dòng)機(jī)、汽車(chē)發(fā)動(dòng)機(jī)等需求耐熱輕質(zhì)金屬結(jié)構(gòu)材料領(lǐng)域。表9匯總了高溫鋁合金及鋁基復(fù)合材料的潛在應(yīng)用[4,27,32,69,89]。對(duì)航空或航天飛行器，當(dāng)速度達(dá)到Ma=0.8時(shí)，表面溫度達(dá)到100℃；當(dāng)速度達(dá)到Ma=3.0時(shí)，表面溫度達(dá)到288℃[32]。對(duì)航空發(fā)動(dòng)機(jī)、風(fēng)扇葉片和低壓壓氣機(jī)葉片等工作溫度可達(dá)150～350℃。對(duì)汽車(chē)和地面交通工具，發(fā)動(dòng)機(jī)葉輪、剎車(chē)輪等的工作溫度可達(dá)120～400℃，這些領(lǐng)域均可應(yīng)用到高性能高溫鋁合金及鋁基復(fù)合材料。溫度超過(guò)200℃時(shí)，高性能高溫鋁合金及鋁基復(fù)合材料強(qiáng)度優(yōu)于傳統(tǒng)變形鋁合金；在352℃以內(nèi)，其比強(qiáng)度、比剛度可以與鈦合金相比擬[69]。采用高性能高溫鋁合金及鋁基復(fù)合材料替代鈦合金，可實(shí)現(xiàn)減重30%左右，從而滿足未來(lái)航空航天和汽車(chē)領(lǐng)域發(fā)展對(duì)結(jié)構(gòu)減重的需求。

6 存在問(wèn)題

目前已出現(xiàn)了多種系列的高性能高溫鋁合金及其復(fù)合材料，但針對(duì)應(yīng)用需求，還存在一些亟待解決的問(wèn)題。

（1）塑性、韌性偏低。

高溫鋁合金均包含了高含量的TM和RE 元素。這些元素可與鋁形成亞穩(wěn)相彌散顆粒、準(zhǔn)晶相顆?；蚪饘匍g化合物平衡相顆粒。合金中這些顆粒的體積分?jǐn)?shù)達(dá)到27%～36%，另外，這些合金也通常加入5%～15%（體積分?jǐn)?shù)）的SiC 顆粒或晶須等增強(qiáng)相，進(jìn)一步改善合金的高溫強(qiáng)度。這些導(dǎo)致高溫鋁合金及其復(fù)合材料的延伸率和斷裂韌度均偏低。例如，對(duì)高合金化的高溫鋁合金及其鋁基復(fù)合材料，其室溫的延伸率僅為1%～3%，斷裂韌度為～10MPa·m1/2[63,75]。而作為結(jié)構(gòu)材料，通常要求其延伸率大于3%，斷裂韌度大于15MPa·m1/2。

（2）中溫脆性。

對(duì)于高Fe 含量的高溫鋁合金，如Al–Fe–Ce系、Al–Fe–V–Si系等及其復(fù)合材料，均出現(xiàn)當(dāng)溫度升溫至150℃左右時(shí)延伸率降低的中溫脆性現(xiàn)象。這一現(xiàn)象與粉末結(jié)合表面狀態(tài)及動(dòng)態(tài)應(yīng)變時(shí)效有關(guān)。由于除氣溫度和熱擠壓溫度大多數(shù)為400℃左右，粉末除氣并達(dá)到理想狀態(tài)、后續(xù)熱加工時(shí)粉末表面氧化膜的破碎和結(jié)合不理想會(huì)影響粉末之間的結(jié)合。

（3）熱加工成形困難。

不同于傳統(tǒng)的2XXX系、7XXX系等熱處理強(qiáng)化的鋁合金，隨溫度的升高，高溫鋁合金中的彌散強(qiáng)化相的組成元素在鋁中的固溶度很小，熱加工過(guò)程中強(qiáng)化相只會(huì)粗化，不能回溶于基體中，因此，高溫鋁合金及其復(fù)合材料的變形抗力很大，同時(shí)高溫下的延伸率較低。因此高溫鋁合金熱加工需求的設(shè)備噸位比傳統(tǒng)鋁合金的大，同時(shí)熱加工成形容易出現(xiàn)開(kāi)裂問(wèn)題。

（4）性能數(shù)據(jù)積累不足、應(yīng)用偏少。

目前高溫鋁合金及其復(fù)合材料的性能數(shù)據(jù)主要為拉伸性能，有關(guān)其疲勞、疲勞裂紋擴(kuò)展、斷裂韌度、高溫持久和蠕變等性能數(shù)據(jù)少。同時(shí)，目前的性能數(shù)據(jù)主要來(lái)源于小規(guī)格的擠壓棒材或軋制板材，而有關(guān)工程化的大規(guī)格制件及其性能數(shù)據(jù)少，相關(guān)應(yīng)用的報(bào)道也很少。

表9 高溫鋁合金及基復(fù)合材料的潛在應(yīng)用Table9 Potential applications for elevated-temperature aluminum alloys and their composites

（5）成本高。

若采用氣體霧化制粉，高溫鋁合金的霧化溫度高，霧化難度更大，制粉和粉末處理成本高；若采用平流鑄造/薄帶制粉，因增加了薄帶粉碎工序，成本也很高；若要制備成鋁基復(fù)合材料，則成本更高。這在一定程度上阻礙了高溫鋁合金及其復(fù)合材料的應(yīng)用。

7 結(jié)論

經(jīng)過(guò)30多年的研究，有關(guān)高溫鋁合金及其復(fù)合材料的快速凝固技術(shù)和粉末冶金工藝已建立起來(lái)，迄今已成功研制出了Al–Fe–V–Si、Al–Fe–Mo–Si、Al–Fe–Cr–Ti等系列的高性能高溫鋁合金及其復(fù)合材料。這些材料以球形的納米L12、Al(Fe,X)Si（X=V，Si）或準(zhǔn)晶顆粒，或/和SiC、Al2O3、Si3N4等的顆?；蚓ы氉鳛閺?qiáng)化相，可用于部分替代傳統(tǒng)鋁合金和鈦合金，應(yīng)用于航空航天和汽車(chē)領(lǐng)域等需要減重和耐熱（300～400℃）的場(chǎng)合。但這些高溫鋁合金及其復(fù)合材料還存在塑性和韌性低、熱加工難度大、性能數(shù)據(jù)不足、應(yīng)用偏少、成本偏高等問(wèn)題。為促進(jìn)高溫鋁合金及其復(fù)合材料的應(yīng)用，未來(lái)還需開(kāi)展以下研究：

（1）進(jìn)一步優(yōu)化性能，尤其是高溫強(qiáng)度和韌性?，F(xiàn)有中等合金含量的高溫鋁合金的塑性、韌性較好，但高溫強(qiáng)度偏低；高合金含量的高溫鋁合金及鋁基復(fù)合材料的高溫強(qiáng)度和蠕變性能較好，但塑性、韌性偏低。未來(lái)的方向是通過(guò)微合金化、成分優(yōu)化、采用封閉系統(tǒng)降低粉末氧含量、機(jī)械合金化和熱加工工藝優(yōu)化合金中的彌散強(qiáng)化相的顆粒尺寸和形狀、改善粉末之間結(jié)合，進(jìn)一步提升合金的高溫性能，改善塑性和韌性。其中，引入機(jī)械合金化制備包含高體積分?jǐn)?shù)的球形L12相或準(zhǔn)晶顆粒的高溫鋁合金、外加納米顆?；蚓ы毜囊愿邷劁X合金為基體的復(fù)合材料是未來(lái)開(kāi)發(fā)更高強(qiáng)度和更高耐熱溫度的高溫鋁合金及鋁基復(fù)合材料的一個(gè)重要方向。

（2）加強(qiáng)熱加工成形工藝研究。由于高溫鋁合金及其復(fù)合材料屬于彌散強(qiáng)化材料，高溫塑性和韌性偏低，變形抗力大且容易開(kāi)裂，熱加工成形難度大。未來(lái)需要開(kāi)發(fā)高溫鋁合金及鋁基復(fù)合材料等溫（擠壓、鍛造和軋制）和包套成形專用成形工藝。在提高熱加工成形工藝成熟度的基礎(chǔ)上，進(jìn)行制件工程化試制，推動(dòng)比較成熟的高溫鋁合金及鋁基復(fù)合材料實(shí)現(xiàn)應(yīng)用。解決高溫鋁合金及鋁基復(fù)合材料成形困難的另外一個(gè)新的途徑是借助微合金化改善其打印工藝性能，探索適合增材制造以及增材制造加原位熱加工成形的工藝。這些工藝可以充分利用增材制造的快速凝固工藝特點(diǎn)和適應(yīng)高溫鋁合金及鋁基復(fù)合材料的不可熱處理強(qiáng)化的特點(diǎn)，同時(shí)也可節(jié)省粉末用量和減少成形工序。

（3）加強(qiáng)性能數(shù)據(jù)積累和應(yīng)用研究。迄今，有關(guān)高溫鋁合金及其復(fù)合材料的品種主要為小規(guī)格的擠壓棒材、少量的板材和鍛件，相關(guān)的性能數(shù)據(jù)偏少且很分散。同時(shí)，高溫鋁合金及其復(fù)合材料的性能數(shù)據(jù)主要集中在室溫和高溫拉伸，而高溫疲勞、高溫持久和蠕變及斷裂韌度等性能數(shù)據(jù)還很少。未來(lái)應(yīng)根據(jù)應(yīng)用需求，建立起工程化制件的全套性能數(shù)據(jù)，以滿足設(shè)計(jì)需求；同時(shí)開(kāi)展一些典型件的應(yīng)用驗(yàn)證，以加快實(shí)際應(yīng)用。

（4）降低材料和工藝成本。因原材料和制粉成本高，工序復(fù)雜，目前高溫鋁合金及其復(fù)合材料的成本仍然較高，與鈦合金相比，無(wú)明顯的成本優(yōu)勢(shì)。未來(lái)需要從原材料至最終制件進(jìn)行全流程的精益設(shè)計(jì)和管理，實(shí)現(xiàn)精益制造，同時(shí)引入粗粉循環(huán)利用、粉末直接（擠壓、鍛造、軋制）成形和增材制造等措施降低成本。通過(guò)在保持性能不下降的前提下降低成本，將有助于推動(dòng)高溫鋁合金及其復(fù)合材料的工程化研制，加快實(shí)現(xiàn)其在航空、航天和汽車(chē)領(lǐng)域的應(yīng)用。