金属间化合物在焊接结构中的发展前景

与焊接相关的主要是结构用金属间化合物，最具应用前景的是Ni-Al、Ti-Al、Fe-Al系金属间化合物，如Ni₃Al、NiAl、Ti₃Al、TiAl、Fe₃Al、FeAl等。

近年来在国内外重点研究并取得重大进展的金属间化合物主要为Ti-Al、Ni-Al和Fe-Al三个体系的A₃B和AB型金属间化合物，其中A₃B型金属间化合物主要为Ti₃Al、Ni₃Al和Fe₃Al；AB型金属间化合物主要为TiAl、NiAl和FeAl。几种重要金属间化合物的物理性能见表13-1。

表13-1几种重要金属间化合物的物理性能

Ni-Al、Ti-Al金属间化合物适合用于航空航天材料，具有很好的应用前景，已受到欧、美等发达国家的普遍重视。一些Ni-Al合金已获得应用或试用，如用于柴油机部件、电热元器件、航空航天飞机紧固件等。Ti-Al合金可替代镍基合金制成航空发动机高压涡轮定子支承环、高压压气机匣、发动机燃烧室扩张喷管和喷口等，我国宇航工业正试用这类合金制造发动机热端部件，前景广阔。

Fe₃Al金属间化合物由于具有高的抗氧化性和耐磨性，可以在许多场合代替不锈钢、耐热钢或高温合金，用于制造耐腐蚀件、耐热件和耐磨件，其良好的抗硫化性能，适合于恶劣条件下（如高温腐蚀环境）的应用，如火力发电厂结构件、渗碳炉气氛工作的结构件、化工器件、汽车尾气排气管、石化催化裂化装置、加热炉导轨、高温炉箅等。此外，由于Fe₃Al金属间化合物具有优异的高温抗氧化性和很高的电阻率，有可能开发成新型电热材料。Fe₃Al还可以和WC、TiC、TiB、ZrB等陶瓷材料制成复合结构，具有更加广泛的应用前景。

1.Ti-Al系金属间化合物

在Ti-Al系中有2个金属间化合物（Ti₃Al、TiAl）的研究受到重视。以Ti₃Al金属间化合物为基的合金称为Ti₃Al基合金，以TiAl金属间化合物为基的合金称为γ-TiAl基合金（简称TiAl合金）。Ti-Al系二元相图如图13-1所示。

图13-1 Ti-Al系二元相图

Ti₃Al、TiAl合金与Ti基合金、Ni基合金性能的比较见表13-2。由表可见，Ti₃Al、TiAl基合金具有与Ti基合金相近的密度，与Ni基合金相近的优良的高温性能，是一种极具应用前景的高温结构材料。

表13-2Ti₃Al、TiAl合金与Ti基合金、Ni基合金性能的比较

①双态组织。

②全层片组织。

③无涂层。

④涂层／控制冷却。

Ti₃Al属于密排六方有序DO₁₉超点阵结构，密度较小（4.1～4.7g／cm³），弹性模量较高（100～145GPa）。与镍基高温合金相比质量可减轻40％，高温下（800～850℃）具有良好的高温性能，但室温塑性很低，加工成形困难。解决这些问题的办法是加入β稳定元素，如Nb、V、Mo等进行合金化，其中以Nb的作用最为显著。主要是通过降低马氏体转变点（Ms），细化α₂相，减小滑移长度，另外还能促使形成塑性和强度较高的α₂＋β的两相组织。

TiAl具有面心四方有序L10超点阵结构。除了具有很好的高温强度和抗蠕变性能外，TiAl还具有密度小（3.7～3.9g／cm³）、弹性模量高（160～180GPa）和抗氧化性好等特点，是一种很有吸引力的航空与航天用高温结构材料。

TiAl的室温塑性可以通过合金化和控制微观组织进行改善。含有双相（α₂＋γ）层片状组织的合金，塑性和强度优于单相（γ）组织的合金。对合金元素V、Cr、Mn、Nb、Ta、W、Mo等进行试验表明：在Ti-Al48合金中加入质量分数为1％～3％的V、Mn或Cr时，塑性可以得到改善（断后伸长率≥3％）。提高合金的纯度也有助于提高其塑性，例如当氧的质量分数由0.08％降低至0.03％时，Ti-Al48合金拉伸时的断后伸长率由1.9％提高到2.7％。

合金化是塑化和韧化Ti₃Al的基本途径。添加Nb可以提高Ti₃Al合金的强度、塑性和韧性；V也可使合金的塑性得到改善，但对合金的强度和抗氧化性不利；增加Al、Mo、Ta的含量有利于提高合金的高温强度和抗蠕变性能等。

我国研发的Ti₃Al基合金、Ti₂AlNb基合金的成分见表13-3。其中，用TAC-1B合金制造的零件成功地完成了“神舟号”飞船的飞行，研制的多种航空航天用发动机重要结构件也完成了飞行试验。用TD2合金制作的航空发动机涡轮导风板也经受了发动机试车考验。一些典型Ti₃Al合金的力学性能和高温持久寿命见表13-4。我国宇航工业正在试用这类合金部分替代镍基高温合金制造发动机热端部件。

表13-3Ti₃Al基合金、Ti₂AlNb基合金的成分

2.Ni-Al系金属间化合物

Ni-Al系金属间化合物主要包括Ni₃Al和NiAl。Ni₃Al的熔点为1395℃，在熔点以下具有面心立方有序L12超点阵结构。Ni₃Al具有独特的高温性能，在800℃以前，其屈服强度随温度升高而增加。

表13-4典型Ti₃Al合金的常温力学性能和高温持久寿命

①650℃，380MPa。

Ni-Al二元合金相图如图13-2所示。在Ni-Al二元系中，除了Ni、Al的固溶体外，还存在五种稳定的二元化合物，即Ni₃Al、NiAl、Ni₅Al₃、Al₃Ni₂、Al₃Ni。其中Ni₃Al、Al₃Ni₂、Al₃Ni通过包晶反应形成。Ni₅Al₃是通过包析反应形成的，而NiAl通过匀晶转变形成。除了NiAl单相区存在一个较宽的成分范围45％～60％Ni（摩尔分数）外，其他化合物成分范围较窄，例如低温Ni₃Al相的成分范围为73％～75％Ni（摩尔分数）。

研究表明，在Ni-Al系合金中，只有Ni₃Al和NiAl基合金有作为结构材料应用的潜力，其他三种化合物因熔点很低，无法与高温合金竞争。

Ni₃Al的室温塑性可以通过微合金化得到改善。微量元素B对提高多晶体Ni₃Al室温塑性的作用与Al含量密切相关。只有在Al的摩尔分数小于25％时，B才能有效地改善Ni₃Al的室温塑性，抑制沿晶断裂倾向。

含B量对Ni₃Al的断后伸长率和屈服强度的影响如图13-3所示。在Ni₃Al中添加质量分数为0.02％～0.05％的B元素后，室温断后伸长率由0提高到40％～50％。但当Al的质量分数高于25％后，随着Al含量的增加，塑性急剧下降，并使断裂由穿晶向沿晶转变。

在Ni₃Al基体中加入Fe和Mn，通过置换Ni和Al，改变原子间键结合状态和电荷分布，也可以提高合金的室温塑性。此外，通过固溶强化还可进一步提高Ni₃Al的室温和高温强度，但通常只有那些置换Al亚点阵位置的固溶元素才能产生强化效果。

NiAl金属间化合物熔点较高（1600℃），呈体心立方有序B₂超点阵结构，具有较高的抗氧化性，是一种有应用前景的高温结构材料。影响NiAl金属间化合物实用化的主要问题是室温时独立的滑移系少，塑性很低，并且在500℃以上强度低。

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图13-2 Ni-Al二元合金相图

图13-3 含B量对Ni₃Al的断后伸长率和屈服强度的影响

a）断后伸长率 b）屈服强度

在NiAl中加入Fe，可以通过形成两相组织（Ni，Fe）（Fe，Ni）和（Ni，Fe）3（Fe，Ni）来提高强度和改善塑性，加入Ta或Nb通过析出第二相粒子强化，提高蠕变强度。此外，还可以通过机械合金化加入Al₂O₃、Y₂O₃和ThO₂弥散质点，改善其蠕变强度和高温强度，但室温塑性下降。

3.Fe-Al系金属间化合物

主要包括Fe₃Al和FeAl。Fe₃Al具有单晶DO₃型有序超点阵结构，弹性模量较大，熔点较高，密度小。在室温下是铁磁性的，有序DO₃超点阵结构的饱和磁化强度比无序α相低10％。由于在很低的氧分压下，Fe₃Al能形成致密的氧化铝保护膜，显示了优良的抗高温氧化的能力。Fe-Al二元合金相图如图13-4所示。

铝稳定α-Fe相中Al的摩尔分数在20％以下，室温和高温下为无序α-Fe（Al）固溶体相。Al的摩尔分数为25％～35％时，Fe-Al金属间化合物具有DO₃型有序结构，点阵常数为0.578nm，随着温度和Al含量变化，逐渐向部分有序B₂结构及无序α-Fe（Al）结构转变。DO₃向B₂型结构转变的有序化温度约为550℃；B₂与α-Fe（Al）结构的转变温度约为750℃。Al的摩尔分数为36.5％～50％时，室温下稳定的Fe-Al具有B₂型有序结构，随Al含量及热处理工艺的不同，点阵常数为0.289～0.291nm。

在Fe-Al二元合金相图中，FeAl₂（49.2％～50％Al）、Fe₂Al₅（54.9％～56.2％Al）、FeAl₃（59.2％～59.6％Al）（均为质量分数）这三种脆性金属间化合物的成分范围很窄，而Fe₃Al以及附近的α-Fe（Al）固溶体的成分范围较宽，有利于Fe₃Al性能的稳定。

几种典型Fe₃Al基合金的成分及高温力学性能见表13-5。

图13-4 Fe-Al二元合金相图

表13-5几种典型Fe₃Al基合金的成分及高温力学性能

①试验温度593℃。

Fe₃Al力学性能主要受Al含量的影响，Al的摩尔分数从23％到29％的DO₃结构Fe₃Al的室温力学性能如图13-5所示。Fe-23.7Al和Fe-28.7Al的疲劳强度如图13-6所示。

Fe₃Al的屈服强度在Al的摩尔分数为24％～26％时最高（750MPa），然后迅速下降到350MPa，此时Al的摩尔分数高达30％。Al的摩尔分数为24％～26％时，Fe₃Al合金由于从有序DO₃相中沉淀出无序α相而产生时效强化，所以屈服强度高。更高Al含量的合金由于500℃时的成分在α＋DO₃相区之外，所以没有时效强化。而Fe₃Al合金的断后伸长率随Al含量的增加而增加，由图13-5可以看出Al的摩尔分数由23％增加到29％时，Fe₃Al的断后伸长率由1％提高到5％。

图13-5 不同铝含量对Fe₃Al合金屈服强度和断后伸长率的影响

图13-6 Fe-23.7Al和Fe-28.7Al（摩尔分数）在25℃和500℃时疲劳强度比较

在室温同一应力下，由于位错类型不同，Fe-23.7Al比Fe-28.7Al疲劳寿命长，而500℃时则相反，由于Fe-23.7Al第二相强化作用，Fe-23.7Al比Fe-28.7Al疲劳性能好。金属和合金的屈服强度通常都随温度的升高而降低，但Fe₃Al的屈服强度从300℃开始则随温度升高而增大，在550℃左右达到峰值，以后随温度升高而急剧下降。Fe₃Al屈服强度的这种反常温度关系发生在Al的摩尔分数为23％～32％的Fe₃Al合金中。

改善Fe₃Al室温塑性的有效元素有Cr和Nb。Cr质量分数为2％～6％的Fe-28Al合金的室温屈服强度由279MPa降低到230MPa左右，而断后伸长率由4％上升到8％～10％；600℃时的屈服强度略有上升，塑性稍有改善。断裂类型从穿晶解理断裂变为混晶断裂。

Nb在Fe₃Al中的溶解度低，1300℃时仅为2％（质量分数），随着温度的降低，溶解度迅速下降，700℃的溶解度为0.5％（质量分数）。Fe-25Al-2Nb合金经1300℃淬火后，在700℃时效8h，空冷，获得L₂₁结构共晶相。延长时效时间，则获得固溶Al的C₁₄结构的Fe₂Nb相。从室温到600℃，沉淀强化使屈服强度提高了50％。上述合金再加入质量分数为2％的Ti，明显改善热稳定性。B对Fe₃Al晶粒细化很有效，其他元素如Ce、S、Si、Zr和稀土也有细化作用，Mo元素在高温有阻碍晶粒长大的作用。加入质量分数为0.5％的TiB₂可以控制晶粒尺寸，提高力学性能。Si、Ta和Mo也可以明显提高Fe₃Al的屈服强度，但使Fe₃Al塑性大大降低。

FeAl合金的弹性模量较大，熔点高，比强度较大。低Al含量的FeAl合金有严重的环境脆性，而较高Al含量的FeAl合金由于晶界本质弱，在各种试验条件下都表现出极低的塑性和脆性，即使细化晶粒也很难增加其塑性。

FeAl力学性能受合金元素的影响较大，含有不同合金元素的FeAl合金的力学性能如图13-7所示。FeAl屈服强度和塑性与温度有一定的关系。Fe-40Al合金从室温升高到650℃，强度可保持在270MPa以上，温度高于650℃时强度迅速下降，断后伸长率由室温8％提高到868℃的40％以上。室温下FeAl合金的断裂形式为沿晶断裂，高温下为穿晶解理断裂。粉末冶金压制的Fe-35Al、Fe-40Al合金的屈服强度由室温到600℃的升高而缓慢降低，其中Fe-40Al合金从650MPa降至400MPa，Fe-35Al合金从500MPa降至400MPa，而断后伸长率由室温的7％上升到500℃的25％，但在600℃时出现了塑性降低，同时又变为沿晶断裂。

图13-7 合金元素对FeAl力学性能的影响

a）屈服强度 b）断后伸长率

在B₂结构有序FeAl合金中加入Cr、Mn、Co、Ti等元素能够使FeAl合金产生固溶强化，而Nb、Ta、Hf、Zr等元素也易形成第二相强化。并且，Y、Hf、Ce、La等亲氧元素可以抑制空洞形成，改善FeAl合金的致密性。Hf的强化作用较大，在27～427℃，屈服强度保持在800MPa，室温塑性略有降低，高温塑性大大增加，827℃时FeAl合金断后伸长率高达50％。

采用适当的热加工工艺（包括锻造、挤压、热轧、温轧等）也能提高Fe-Al金属间化合物的性能。在热轧和控温轧制前采用锻造和挤压的中间加工工艺，可达到破坏铸锭中的柱状晶、细化晶粒的目的，改变后续轧制工艺的加工性能。再结晶温度以上的热轧使Fe₃Al金属间化合物的晶粒进一步细化，再结晶温度以下的温轧可以使晶粒成为条状形态，有利于降低氢原子的扩散通道，提高Fe₃Al的室温塑性。不同热加工方法和热处理工艺获得的Fe₃Al的力学性能见表13-6。

热处理工艺对Fe₃Al的力学性能有显著的影响。通过多道控温轧制后再经过低于再结晶温度条件下退火、然后进行淬火的热处理工艺，可使Fe₃Al的力学性能有显著的提高，屈服强度达到700MPa左右，室温断后伸长率由2％～3％提高到12％。

表13-6不同热加工和热处理获得的Fe₃Al的力学性能

机械合金化是制备Fe₃Al的一种新工艺，它是在高能球磨机中进行球磨，形成细微组织的合金，在固相状态下达到合金化的目的。利用机械合金化技术合成的Fe₃ Al基合金，抗拉强度达到690MPa，室温断后伸长率达到10％。