吳國(guó)華 ， 孫江偉 ， 張亮 ， 丁文江

（1.上海交通大學(xué)，a.輕合金精密成型國(guó)家工程研究中心；b.金屬基復(fù)合材料國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，上海 200240）

1 鋁鋰合金發(fā)展歷程與應(yīng)用現(xiàn)狀

輕量化是航空航天領(lǐng)域追求的永恒目標(biāo)，作為一種輕質(zhì)金屬，鋁合金滿足了不同時(shí)代飛機(jī)和尖端裝備的發(fā)展需求.隨著飛機(jī)設(shè)計(jì)思想的不斷創(chuàng)新，先進(jìn)飛機(jī)的構(gòu)件制造對(duì)鋁合金提出了越來(lái)越高的要求，因而不同系列不同牌號(hào)的鋁合金也應(yīng)運(yùn)而生.鋁鋰合金是一類(lèi)含有鋰元素的鋁合金，鋰（Li）的密度僅為0.534 g/cm3，在鋁合金中添加1%的鋰，可使合金密度下降3%，彈性模量增加6%[1].相較于其它商用鋁合金，鋁鋰合金具有更高的比強(qiáng)度和比剛度，用鋁鋰合金取代常規(guī)2XXX、7XXX等系列鋁合金可使航空航天零部件與結(jié)構(gòu)質(zhì)量減輕10%～20%，剛度提高15%～20%，鋁鋰合金也于2009年被納入美國(guó)航天材料標(biāo)準(zhǔn)[1].加工成本方面，鋁鋰合金僅為碳纖維增強(qiáng)復(fù)合材料的10%.而且相較于復(fù)合材料，鋁鋰合金易于回收，維修成本也更低.因此，發(fā)展新型鋁鋰合金是支撐新一代航空航天工業(yè)發(fā)展的重要手段.然而我國(guó)鋁鋰合金的研究起步較晚，在鋁鋰合金產(chǎn)業(yè)和具體應(yīng)用方面與國(guó)外存有明顯差距.

1.1 國(guó)外鋁鋰合金的發(fā)展及其應(yīng)用

自1924年德國(guó)科研工作者最先在Al-Zn-Cu-Mn系合金中添加少量Li（0.1%，指質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同），成功研發(fā)出第1個(gè)含Li的鋁合金——Scleron合金以來(lái)，鋁鋰合金的發(fā)展已歷經(jīng)90余年.目前，第3代鋁鋰合金已實(shí)現(xiàn)規(guī)?；I(yè)生產(chǎn)，美國(guó)Alcoa公司的新一代鋁鋰合金（Al-Li-S4）研發(fā)已有了新成果.

第1代鋁鋰合金發(fā)展的時(shí)間跨度大約為20世紀(jì)50年代至20世紀(jì)60年代.1957年美國(guó)Alcoa公司研發(fā)了牌號(hào)為2020的Al-Cu-Li合金，并工業(yè)化生產(chǎn)出其合金板材.2020合金具有較高的強(qiáng)度，并且在150～200℃表現(xiàn)出良好的抗蠕變性.美軍用其制造海軍RA-5C軍用預(yù)警飛機(jī)的主翼、下蒙皮以及垂直機(jī)翼安定面，服役期超過(guò)20年.隨后1961年蘇聯(lián)開(kāi)發(fā)出成分類(lèi)似于2020合金的BAЛ23合金.但是20世紀(jì)60年代2020合金的商業(yè)化應(yīng)用并沒(méi)成功，原因在于這類(lèi)合金的斷裂韌性低，疲勞裂紋速度擴(kuò)展快，對(duì)缺口敏感.另外一個(gè)原因是由于技術(shù)先進(jìn)性不夠，2020合金中含有較高的Si和Fe，熔體中生成難溶解的 Al12-（FeMn）3Si和 Al7Cu2Fe相，變形加工過(guò)程中容易發(fā)生開(kāi)裂[2].除了BAЛ23合金外，蘇聯(lián)還開(kāi)發(fā)了牌號(hào)為1420和1421的Al-Mg-Li合金[3].1420是密度最低的Al-Li合金，具有良好的焊接性、耐蝕性和較高的比剛度，但是強(qiáng)度和韌性較差，不能滿足現(xiàn)代航空航天的要求.

第2階段的發(fā)展時(shí)間跨度為20世紀(jì)70年代至20世紀(jì)80年代后期，這一時(shí)期爆發(fā)的石油能源危機(jī)給航空工業(yè)帶來(lái)了巨大壓力，迫使航空工業(yè)降低飛行器重量以節(jié)約能源消耗.此外，科研工作者也找到了降低熔體中的Fe和Si含量的方法，提高合金的塑性和強(qiáng)韌性.在這一時(shí)期，西方各國(guó)研制成功了低密度和中強(qiáng)耐損傷性等一系列成熟的Al-Li合金產(chǎn)品.Alcoa公司開(kāi)發(fā)了高強(qiáng)可焊的2090-T86擠壓棒和2090-T83、2090-T81板材替代7075-T6合金.法國(guó)Pechiney公司開(kāi)發(fā)了能夠替代2024-T3合金的2091-T8X鋁鋰合金.英國(guó)航空公司用8090-T81板材替代了2024-T3合金并用于制造Atlas載荷艙，使構(gòu)件重量減少了182 kg[4].20世紀(jì)80年代，蘇聯(lián)也自主開(kāi)發(fā)了幾種成分的第2代鋁鋰合金，牌號(hào)分別為：01460（成分和 2090 相近）、01430（成分和 2091相近）和01440（成分和8090相近）.由于第2代鋁鋰合金的Li含量較高（1.9%～2.7%），Cu含量低于3%，因此具有低的密度和高的彈性模量.采用第2代鋁鋰合金替代傳統(tǒng)的2XXX和7XXX合金可使構(gòu)件重量減輕7%～10%，剛度提高10%～16%.但是第2代鋁鋰合金仍存在以下問(wèn)題[5]：①各向異性嚴(yán)重；②焊接性差；③塑韌性低；④加工制備困難，生產(chǎn)成本高；⑤熱穩(wěn)定性差.因此第2代鋁鋰合金仍難以與傳統(tǒng)高強(qiáng)7XXX鋁合金競(jìng)爭(zhēng).

針對(duì)第2代鋁鋰合金存在的上述問(wèn)題，20世紀(jì)90年代，各國(guó)開(kāi)展了第3代鋁鋰合金的研究.和第2代Al-Li合金相比，第3代Al-Li合金主要降低了合金中的Li含量，提高合金中的Cu含量，并通過(guò)一些微合金化元素進(jìn)一步改善合金的力學(xué)性能，合金的各向異性大大降低，強(qiáng)韌性有了顯著提高.典型的第3代鋁鋰合金的牌號(hào)有 2195、2198、2199、2099、2065 和2297等.各國(guó)還開(kāi)發(fā)了一些具有特殊性能優(yōu)勢(shì)的Al-Li合金，其中包括美國(guó)Martin Maritta公司與Reyonds公司合作開(kāi)發(fā)的高強(qiáng)可焊Weldalite系列合金.Alcoa公司聯(lián)合Dayton大學(xué)共同研制的低各向異性AF/C-489及AF/C-458鋁鋰合金.美國(guó)Alcoa公司研制的高抗疲勞裂紋C-155合金，抗疲勞性能高于2024-T351和7075-T651合金.由于其性能能夠滿足大部分航空工業(yè)減重以及降低維修成本的要求，第3代Al-Li合金成功替代了諸多傳統(tǒng)鋁合金構(gòu)件.這其中，2195合金的應(yīng)用最引人注目，美國(guó)于1997年采用2195替代2219鋁合金制造了航天飛機(jī)的外掛燃料外貯箱，大大提高了飛機(jī)的運(yùn)載能力[6].NASA航天工程“星座計(jì)劃”中的戰(zhàn)神-I火箭上面級(jí)和芯級(jí)的液氫、液氧貯箱將全部采用2195合金制造[6].2199-T8E79板材和2199-T8薄板分別用于制造飛機(jī)翅膀和機(jī)身蒙皮.

近年來(lái)Alcoa公司開(kāi)發(fā)了面向大型客機(jī)的新一代鋁鋰合金 （Al-Li-S4）.相較第3代鋁鋰合金，Al-Li-S4合金的Li含量更低，一般低于1%.Al-Li-S4各向異性更低，具有優(yōu)異的綜合力學(xué)性能，但是這類(lèi)合金的生產(chǎn)工藝參數(shù)目前處于保密狀態(tài).目前已知的Al-Li-S4合金的牌號(hào)有，Alcoa公司于2011年和2012年分別開(kāi)發(fā)的2050、2055和2060[7].中國(guó)自主設(shè)計(jì)的大飛機(jī)C919便大量使用了Alcoa公司生產(chǎn)的Al-Li-S4合金[8].

部分牌號(hào)鋁鋰合金的成分，密度和剛度情況見(jiàn)表1.

表1 部分牌號(hào)鋁鋰合金的成分、密度和剛度[1,10]Table 1 Densities，elasticity modulus and compositions of Al-Li alloys[1,10]

1.2 國(guó)內(nèi)鋁鋰合金的發(fā)展及其應(yīng)用

我國(guó)鋁鋰合金的研究始于“七五”期間，由國(guó)家立項(xiàng)，西南鋁業(yè)、中南大學(xué)、東北大學(xué)、航天703所等單位聯(lián)合開(kāi)展了仿2091中強(qiáng)型鋁鋰合金的研究.北京航空工程制造研究所利用超塑性成形2091鋁鋰合金成功制造出某國(guó)產(chǎn)型號(hào)殲擊機(jī)前機(jī)身酒精箱口蓋內(nèi)蒙皮零件，構(gòu)件較之前減重15%，成本降低20%.“八五”期間國(guó)內(nèi)眾多高校和科研院所開(kāi)展了廣泛的Al-Li合金研究，并取得較大研究進(jìn)展[9].在此期間開(kāi)發(fā)試制了1420、2090鋁鋰合金，生產(chǎn)出了較小規(guī)格的型材和板材.西南鋁業(yè)建立了1 t級(jí)Al-Li合金半連鑄機(jī)組，為我國(guó)鋁鋰合金的工業(yè)化生產(chǎn)奠定了基礎(chǔ).“九五”期間，根據(jù)國(guó)家航天發(fā)展規(guī)劃要求，提出了“高強(qiáng)鋁鋰合金研究”的科技攻關(guān)任務(wù).由中南大學(xué)和西南鋁業(yè)聯(lián)合承擔(dān)，瞄準(zhǔn)美國(guó)航天飛機(jī)液氫/液氧貯箱材料2195合金.解決了2195合金工業(yè)生產(chǎn)的關(guān)鍵工藝問(wèn)題，成功制備了大規(guī)格薄壁擠壓管材和板材[9]，性能和美國(guó)Alcoa公司的2195合金相當(dāng).應(yīng)用方面，長(zhǎng)征2號(hào)F火箭的二級(jí)艙體、某型號(hào)導(dǎo)彈殼體采用了5A90鋁鋰合金板材；C919國(guó)產(chǎn)商用大飛機(jī)大量采用了美國(guó)Alcoa公司生產(chǎn)的第4代鋁鋰合金（成分見(jiàn)表2）[8]，有效降低結(jié)構(gòu)重量，碳排放量較同類(lèi)飛機(jī)有望降低50%.

表2 國(guó)產(chǎn)大飛機(jī)使用鋁鋰合金的成分[8]Table 2 Compositions of Al-Li alloy used by C919[8]

雖然，在國(guó)家3個(gè)五年計(jì)劃的大力支持下，我國(guó)鋁鋰合金應(yīng)用和研發(fā)都取得較大進(jìn)步，但在鋁鋰合金產(chǎn)能、產(chǎn)品品質(zhì)、研發(fā)能力上與國(guó)外相比仍具有不小差距.目前，國(guó)內(nèi)只有西南鋁業(yè)公司具備大規(guī)格變形鋁鋰合板材、薄壁型材以及鍛件的能力，且未見(jiàn)國(guó)產(chǎn)鋁鋰合金具體應(yīng)用的相關(guān)報(bào)道.美國(guó)鋁鋰合金生產(chǎn)能力約10萬(wàn)t/a，其中美國(guó)鋁業(yè)（Alcoa）公司生產(chǎn)能力達(dá)到約5.5萬(wàn)t/a，居全球首位.為了滿足未來(lái)航空工業(yè)對(duì)鋁鋰合金的需求，Alcoa除了加強(qiáng)研發(fā)外，對(duì)在全世界的鋁鋰合金生產(chǎn)線進(jìn)行大規(guī)模的改擴(kuò)建.其中Alcoa的拉斐特廠是世界最大的鋁鋰合金材料供應(yīng)商，空客A380與A350、波音787、灣流G650飛機(jī)上的鋁鋰合金部件都來(lái)自于該廠.為PW100G Pure-Power航空發(fā)動(dòng)機(jī)提供了世界首批鋁鋰合金前風(fēng)扇葉片.美國(guó)肯聯(lián)鋁業(yè)公司（Constellium）將研發(fā)出的一類(lèi)含有Cu、Mg、Li、Ag等元素的合金，命名為“AIRWARE” 鋁鋰合金，2195、2198 等合金都屬于AIRWARE鋁鋰合金.AIRWARE相比傳統(tǒng)的鋁合金具有4大優(yōu)勢(shì)：①質(zhì)量輕；②良好的耐蝕性和抗疲勞性；③可100%循環(huán)再利用；④可用于制造航空器的所有零部件.目前，AIRWARE系列鋁鋰合金在新一代飛機(jī)制造中已經(jīng)取得應(yīng)用.俄羅斯也具有很強(qiáng)的鋁鋰合金生產(chǎn)與研發(fā)能力，特別是在Al-Mg-Li合金的研發(fā)生產(chǎn)方面，前蘇聯(lián)開(kāi)發(fā)的1420合金仍是目前俄羅斯航空航天器的主要鋁鋰合金材料.

2 變形鋁鋰合金的研究現(xiàn)狀

變形鋁鋰合金可通過(guò)時(shí)效熱處理析出強(qiáng)化相，改善力學(xué)性能.析出相的種類(lèi)主要取決于時(shí)效工藝和合金成分.此外作為結(jié)構(gòu)材料，合金的腐蝕性和焊接性也尤為重要.下面將從：析出相、熱處理、焊接性、腐蝕性4個(gè)方面介紹變形鋁鋰合金的研究現(xiàn)狀.

2.1 析出相

鋁鋰合金的主要強(qiáng)化相包括：δ′相 （Al3Li）、δ 相（AlLi）、T1 相 （Al2CuLi）、θ′相 （Al2Cu）、GP 區(qū)、S′相（Al2CuMg）、β′（Al3Zr）、Al3（Zr,Sc）復(fù)合粒子等.此外還有在晶間析出的脆性相 T2（Al6CuLi3）和 TB（Al7.5Cu4Li）等相.析出相的種類(lèi)、分布和相互作用決定了Al-Li合金的力學(xué)性能.圖1給出了各種強(qiáng)化相的形貌和分布[10].表3給出了各種強(qiáng)化相的晶體結(jié)構(gòu)、晶格參數(shù)和取向關(guān)系[11].

2.1.1 δ′相

圖1 Al-Cu-Li合金主要析出相的形貌和分布示意圖[10]Fig.1 A simplified explanation of precipitates microstructural in Al-Li alloys[10]

δ′相（Al3Li）是鋁鋰合金的主要強(qiáng)化相之一.δ′相具有較高的固有彈性模量，是Li加入鋁提高合金的彈性模量的主要原因[10].圖2所示為δ′相[100]a晶帶軸的暗場(chǎng)像形貌及洐射斑點(diǎn).其析出序列為：過(guò)飽和固溶體 （SSS）→δ′相→δ 相.δ′相具有L12長(zhǎng)程有序結(jié)構(gòu)，晶格常數(shù)a=0.401nm和基體的點(diǎn)陣常數(shù)（0.404nm）相近，與基體的錯(cuò)配度非常小為0.08%[19].δ′粒子的形態(tài)為球形，變形過(guò)程中位錯(cuò)容易切過(guò)，造成有效截面積減少，為后續(xù)位錯(cuò)連續(xù)切過(guò)該晶面提供有利條件，容易造成共面滑移.共面滑移使得位錯(cuò)大量塞積，引起應(yīng)力集中，產(chǎn)生裂紋并擴(kuò)展造成脆性斷裂.第1代和第2代鋁鋰合金塑性差的原因便在于Li含量較高，時(shí)效析出大量的δ′相.熱暴露后δ′相尺寸增大是第2代鋁鋰合金熱穩(wěn)定性差的原因[19].

表3 鋁鋰合金主要析出相的晶體結(jié)構(gòu)[11]Table 3 Phases encountered in Al-Cu-Li alloy systems[11]

圖2 δ′相[100]α晶帶軸的暗場(chǎng)像形貌和衍射斑點(diǎn)[20]Fig.2 Selected area diffraction （SAED） pattern and dark field images of δ′phases taken along[100]zone axis[20]

2.1.2 θ′相

θ′相是2XXX系A(chǔ)l-Cu合金的常見(jiàn)強(qiáng)化相，是一種亞穩(wěn)相，具有正方結(jié)構(gòu)，θ′相的析出序列為S SS→GP 區(qū)→θ′→θ′.一般認(rèn)為 Al-Cu-Li合金中的 θ′相晶格參數(shù)和Al-Cu二元合金相同，即a=0.404 nm，c=0.580 nm[15].Yoshimura等[21]的高分辨率電鏡結(jié)果表明低Li含量Al-Cu-Li合金θ′相的晶格參數(shù)確實(shí)與Al-Cu二元合金相同，而在Li含量較高的Al-3.2Cu-2.4Li合金中，θ′相晶格參數(shù)為a=0.400 nm，c=0.640 nm.θ′相與基體呈半共格關(guān)系，在{100}α面上以針狀或板條狀析出[22].與基體的位向關(guān)系為（100）θ′//（100）α,[110]θ′//[001]α.在[100]α晶帶軸的衍射花樣中，θ′相的衍射斑點(diǎn)是相互垂直的芒線，此外δ′相還會(huì)圍繞在θ′相周?chē)龀鲂纬梢环Nδ′/θ′雙相復(fù)合結(jié)構(gòu)如圖3（b）所示.

2.1.3 T1相

T1（Al2CuLi）相是 Al-Cu-Li合金中最具強(qiáng)化效應(yīng)的相.Hardy和Silcock首次通過(guò)粉末X射線衍射確定T1是一種屬于P6/mmm空間點(diǎn)群的密排六方結(jié)構(gòu).T1相在{111}α慣析面上呈片狀或盤(pán)狀析出，高分辨率電鏡觀察顯示Al基體中單層T1相的厚度即一個(gè)單胞的尺寸為1.3 nm[24].通過(guò)了解T1相的形核過(guò)程和晶體結(jié)構(gòu)，可以控制時(shí)效過(guò)程中T1相的析出，從而為開(kāi)發(fā)更高性能的合金提供理論依據(jù).眾多學(xué)者針對(duì)T1相的晶體結(jié)構(gòu)進(jìn)行了研究，并提出了相關(guān)模型[25].然而目前關(guān)于T1相的晶體結(jié)構(gòu)尚存爭(zhēng)議.較為普遍接受的是Huang等[14]提出的模型.如圖4所示，單個(gè)T1相晶胞是由4層{111}α密排面堆疊而成，T1相的晶體結(jié)構(gòu)為密排六方，晶格參數(shù)為a=0.496 nm，c=0.935 nm≈4×0.233 nm.2005年Wang等[26]指出，在已有的幾種模型中只有Huang的模型與Hardy和Silcock的粉末X射線衍射峰相符.然而最近Kyoungdoc通過(guò)第一性原理計(jì)算結(jié)果表明，已有的5種T1相結(jié)構(gòu)模型都非最穩(wěn)定狀態(tài).由此他們通過(guò)第一性原理計(jì)算提出了一種新的T1相結(jié)構(gòu)[25]，但是目前并沒(méi)有相關(guān)的實(shí)驗(yàn)結(jié)果支撐該結(jié)論.

圖3 θ′相[100]α晶帶軸的暗場(chǎng)像形貌和衍射斑點(diǎn)Fig.3 SAED pattern and dark field images of θ′phases taken along[100]zone axis

圖4 Huang等[14,25]提出的T1相原子排列模型Fig.4 Atomic models for T1phase of Huang et al[14,25]

圖5 T1相[110]α晶帶軸衍射斑點(diǎn)和明場(chǎng)像形貌[30]Fig.5 SAED pattern and dark field images of T1 phase taken along[110]zone axis[30]

如圖5所示，T1相在 [110]α晶帶軸的衍射花樣中是以 1/3＜220＞α及 1/3＜113＞α處衍射斑點(diǎn)和沿＜111＞α方向的衍射條紋顯示出來(lái)的[21,27].當(dāng)合金中存在大量位錯(cuò)時(shí)T1相的析出密度將顯著增加[28]，這是由于T1相能在位錯(cuò)處非均勻形核.因此通常都對(duì)合金進(jìn)行T8處理（預(yù)變形+時(shí)效），以提高基體T1相的析出密度進(jìn)而改善力學(xué)性能.在位錯(cuò)密度較低的合金中，T1相以GP區(qū)和基體的界面形核，或者以a/6＜112＞肖克來(lái)不全位錯(cuò)間的層錯(cuò)形核.因此添加能夠降低合金層錯(cuò)能的元素將促進(jìn)T1相的析出，鄭子樵等[29]認(rèn)為Mg、Ag的添加能促進(jìn)T1相析出的原因之一便在于降低了合金的層錯(cuò)能.在含Zr的合金中，T1相還能以β′相與基體的界面交界處形核.欠時(shí)效時(shí)T1相以消耗δ′粒子的方式長(zhǎng)大，過(guò)時(shí)效時(shí)，T1相則消耗δ相和θ′相長(zhǎng)大[30].

2.1.4 S′相

S′相（Al2CuMg）是一種斜方結(jié)構(gòu)相，晶格參數(shù)為a=0.401 nm，b=0.923 nm，c=0.714 nm，與鋁基體呈半共格關(guān)系，在 {012}α慣析面上沿＜100＞α方向析出.和基體具有以下取向關(guān)系[16]：[100]s′//＜100＞α,[010]s′//＜012＞α.S′相能促進(jìn)位錯(cuò)的交滑移，并減少共面滑移.因而能夠起到分散位錯(cuò)滑移的作用，提高合金強(qiáng)度的同時(shí)還能改善合金的塑性[31].

2.2 變形鋁鋰合金的熱處理

對(duì)于航空航天構(gòu)件來(lái)說(shuō)，強(qiáng)度和斷裂韌性是極其重要的性能指標(biāo).材料的強(qiáng)度和斷裂韌性與微觀組織緊密聯(lián)系.鋁鋰合金是可時(shí)效熱處理強(qiáng)化的合金，合理的時(shí)效制度可以改變強(qiáng)化相如δ′相、T1相、θ′相、GP區(qū)、S′相的尺寸和分布.因此通過(guò)合適的時(shí)效制度，可有效改變鋁鋰合金的微觀組織，進(jìn)而獲得優(yōu)異的力學(xué)性能，對(duì)鋁鋰合金的實(shí)際應(yīng)用具有重要意義.目前已有的文獻(xiàn)報(bào)道中，關(guān)于鋁鋰合金的熱處理方法，主要有：?jiǎn)渭?jí)時(shí)效、雙級(jí)時(shí)效、預(yù)變形+時(shí)效處理（T8 處理）、回歸時(shí)效（RRS）、重固溶再時(shí)效.

2.2.1 單級(jí)時(shí)效

時(shí)效溫度和時(shí)效時(shí)間是單級(jí)時(shí)效2個(gè)重要的工藝參數(shù).對(duì)2198合金進(jìn)行150～180℃溫度范圍不同溫度保溫14 h的時(shí)效微觀組織表征，結(jié)果表明：較低溫度時(shí)效合金的強(qiáng)化相以δ′為主并伴有少量的T1相；隨著時(shí)效溫度的升高，基體中析出的強(qiáng)化相為大量板條狀的T1相，同時(shí)也觀察到少量的θ′相[30].隨著時(shí)效溫度的升高，合金的抗拉和屈服強(qiáng)度增大，在170℃維氏硬度達(dá)到最大值，進(jìn)一步升高時(shí)效溫度合金硬度下降.根據(jù)時(shí)效時(shí)間的長(zhǎng)短，鋁鋰合金的時(shí)效狀態(tài)可分為：欠時(shí)效、峰時(shí)效、過(guò)時(shí)效3個(gè)狀態(tài).時(shí)效初期主要析出相為δ′相，隨著時(shí)效進(jìn)行T1相以消耗δ′相的方式生長(zhǎng)；過(guò)時(shí)效態(tài)下，T1相以消耗θ′相的方式生長(zhǎng)[30]，并發(fā)生粗化.隨著時(shí)效的延長(zhǎng)還伴隨著晶界附近無(wú)沉淀區(qū)（PFZ）的形成及長(zhǎng)大，由于PFZ相對(duì)較軟，裂紋容易在PFZ中擴(kuò)展，促使合金發(fā)生沿晶斷裂，降低合金的塑性和韌性.

2.2.2 雙級(jí)時(shí)效

雙級(jí)時(shí)效一般指先在較低的溫度對(duì)合金進(jìn)行預(yù)時(shí)效，然后再在較高的溫度進(jìn)行保溫時(shí)效.對(duì)鋁鋰合金進(jìn)行低溫預(yù)時(shí)效有利于促進(jìn)溶質(zhì)原子團(tuán)簇的形成[32]，增加δ′相和T1相的形核核心，隨后高溫時(shí)效強(qiáng)化相進(jìn)一步長(zhǎng)大，獲得更為細(xì)小彌散均勻分布的δ′相和T1相，從而改善了合金的力學(xué)性能[33].此外在鋁鋰合金中，T1相在在晶界和亞晶界析出是影響合金斷裂韌性的主要原因[34].雙級(jí)時(shí)效促進(jìn)T1相在晶內(nèi)析出，因而還能有效改善合金的斷裂韌性.

2.2.3 T8熱處理

T8處理（預(yù)變形+時(shí)效）是鋁鋰合金工業(yè)生產(chǎn)中常用的熱處理手段.Al-Cu-Li合金的主要強(qiáng)化相T1相以位錯(cuò)為形核核心，時(shí)效前對(duì)合金進(jìn)行預(yù)變形能夠促進(jìn)T1相的析出.時(shí)效溫度、時(shí)效時(shí)間、預(yù)變形量是T8處理重要的3個(gè)工藝參數(shù).研究預(yù)變形量對(duì)AA2195微觀組織和力學(xué)性能發(fā)現(xiàn)，預(yù)變形量越大，T1相尺寸越細(xì)[27,35].根據(jù)Dorin提出的模型，T1相尺寸越細(xì)，對(duì)基體的強(qiáng)化效果貢獻(xiàn)越弱[36]，因而隨著預(yù)變形量增大，合金的力學(xué)性能提升幅度逐漸減小.T8狀態(tài)下，提高時(shí)效溫度可加速合金的時(shí)效響應(yīng)速度.較低溫度時(shí)效時(shí)，時(shí)效早期基體中可能有δ′相、θ′相、GP區(qū)和T1相等強(qiáng)化相，隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，基體的主要析出相為T(mén)1相和θ′相；較高溫度時(shí)效時(shí)，時(shí)效早期基體中一般觀察不到δ′相，主要為θ′相、GP區(qū)和T1相等強(qiáng)化相[37].

2.2.4 回歸再時(shí)效

回歸再時(shí)效 （Retogression and reaging，RRA）又稱T77處理，在7XXX系鋁合金熱處理中較為常見(jiàn)，通過(guò)RRA處理能提高合金的抗應(yīng)力腐蝕和耐晶間腐蝕性.RRA處理一般包含3個(gè)階段[38]：①T6峰時(shí)效；②在高于T6處理溫度低于固溶處理的溫度下進(jìn)行短時(shí)加熱，經(jīng)過(guò)此階段處理，晶內(nèi)的一部分強(qiáng)化相溶解，晶界的強(qiáng)化相合并聚集不再連續(xù)分布，這種晶界組織改善了合金的抗應(yīng)力腐蝕和抗剝離腐蝕性能，但合金的強(qiáng)度大大降低；③再次進(jìn)行T6熱處理，使晶內(nèi)重新析出細(xì)小彌散的強(qiáng)化相.經(jīng)過(guò)RRA處理后，晶粒內(nèi)部形成了T6態(tài)組織，晶界與過(guò)時(shí)效態(tài)相似，因此保證了合金強(qiáng)度的同時(shí)還提高了合金的耐蝕性[38].對(duì)X2A66鋁鋰合金采用165℃×32 h+225℃×40 min+165℃×24 h的RRA處理后，晶內(nèi)的析出強(qiáng)化相與T6態(tài)無(wú)異，晶界斷續(xù)分布尺寸較小的針狀和板條狀析出相[39].對(duì)8090合金進(jìn)行RRA處理后，合金的力學(xué)性能和T8處理態(tài)相當(dāng)，抗應(yīng)力腐蝕性得到顯著提高[40].

2.2.5 重固溶再時(shí)效

對(duì)于時(shí)效強(qiáng)化型鋁合金，如果由于時(shí)效制度選擇不當(dāng)而導(dǎo)致合金性能差異，可采用重固溶+再時(shí)效這一可逆熱處理進(jìn)行性能調(diào)整.目前在7XXX系鋁合金中研究較多.對(duì)2195-T8鋁鋰合金進(jìn)行508℃重固溶后，再次進(jìn)行4.5%預(yù)變形，再于不同溫度時(shí)效.重固溶再時(shí)效后可獲得和原始2195-T8合金相當(dāng)?shù)牧W(xué)性能[6].因此對(duì)于時(shí)效制度選擇不當(dāng)?shù)牡?代鋁鋰合金，可通過(guò)重固溶再時(shí)效手段進(jìn)行力學(xué)性能調(diào)整.

2.3 鋁鋰合金的焊接性研究現(xiàn)狀

Al-Li焊接性能的研究可以追溯到20世紀(jì)60年代末.當(dāng)時(shí)前蘇聯(lián)研制以Al-Li-Mg-Zr為基礎(chǔ)，開(kāi)發(fā)的 1420、1421、1423、1424 等一系列合金， 除了比2020合金密度更低、更高的彈性模量外，還具有優(yōu)良的焊接性能，可以采用電子束焊、電阻焊、離子焊和氬弧焊進(jìn)行焊接，省去緊固件和密封后又減重12%.另外，在1420的基礎(chǔ)之上改進(jìn)開(kāi)發(fā)的1421、1423、1424合金擁有更好的抗腐蝕性能以及焊接性能[41].到了20世紀(jì)90年代左右前蘇聯(lián)又研制了1430、1440、1450、1460高強(qiáng)可焊Al-Li合金.在同一時(shí)期美國(guó)Reynods公司和Martin Maritta公司合作開(kāi)發(fā)了高強(qiáng)可焊Weldalite-049和Weldalite-210等Al-Li合金.

近20年也有很多的研究者探究不同焊接方法的研究.LEE等[42]在比較了前人電子束焊（EBW）8090薄板，另行探究了激光焊接（LBW）8090薄板，發(fā)現(xiàn)不同保護(hù)氣體、激光功率、樣品移動(dòng)速率以及離焦量參數(shù)對(duì)焊接質(zhì)量有很大的影響.而且相比于EBW結(jié)果，LBW有更高的深寬比的熔化帶、更高冷卻速度，而且有著更低的溶質(zhì)損失和焊后拉伸應(yīng)變.Yan等[43]研究發(fā)現(xiàn)，1420合金薄板經(jīng)CO2氣體保護(hù)激光復(fù)合焊條件下，融化帶有明顯的粗大晶粒，經(jīng)熱處理后從樹(shù)枝晶轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S晶，力學(xué)性能可達(dá)到母材的60%左右.羅昆等[44]以 2A97（底板）/2099（筋板）T 型接頭，采用ER5356鎂鋁焊絲進(jìn)行激光填絲焊接，得到抗拉強(qiáng)度高達(dá)425 MPa（母材的93%）.Zhang等[45]利用AlSi12填絲探究2060鋁鋰合金的激光焊接，掃描端口分析認(rèn)為在枝晶和晶粒間產(chǎn)生的AlSiLi、Al2Cu相和少量的Mg2Si相，削弱了晶粒內(nèi)的沉淀特性，融化帶產(chǎn)生局部硬度降低并且伴有局部?jī)?nèi)應(yīng)力產(chǎn)生.連接接頭抗拉強(qiáng)度為416 MPa，延伸率為1.6%，Si加入形成的含Si相是提升連接處力學(xué)性能的關(guān)鍵.

現(xiàn)階段在鋁合金焊接中應(yīng)用了大量的攪拌摩擦焊（FSW），Al-Li合金也不例外.Al-Li合金進(jìn)行熔焊工藝連接時(shí)，在熔化和凝固過(guò)程中容易出現(xiàn)氣孔和熱裂紋等缺陷，而且Li元素容易燒損.攪拌摩擦焊是一種新型的固態(tài)連接技術(shù)，可以有效地解決上述問(wèn)題，同時(shí)還能減少畸變和內(nèi)應(yīng)力、簡(jiǎn)化焊接工藝和降低生產(chǎn)成本.焊接參數(shù)對(duì)接頭機(jī)械性能有著很大的影響，國(guó)內(nèi)外有部分研究者對(duì)攪拌摩擦焊的不同工藝參數(shù)對(duì)Al-Li合金的界面結(jié)構(gòu)和力學(xué)性能影響進(jìn)行了探究.疲勞性能差是焊接接頭普遍存在的問(wèn)題[8]，如James等[46]研究發(fā)現(xiàn)2種Al-Mg-Li合金的疲勞性能與攪拌摩擦焊焊接速度呈函數(shù)關(guān)系.

2.4 鋁鋰合金的腐蝕性

由于含有化學(xué)性質(zhì)活潑的Li，鋁鋰合金在嚴(yán)苛復(fù)雜的環(huán)境下的腐蝕敏感性增加，因此鋁鋰合金的腐蝕性問(wèn)題一直以來(lái)備受關(guān)注.關(guān)于第1代鋁鋰合金腐蝕性的研究缺乏相關(guān)數(shù)據(jù)，但學(xué)者們對(duì)第2代和第3代鋁鋰合金的腐蝕性進(jìn)行了大量研究，并表明時(shí)效階段析出的非均勻第2相是鋁鋰合金發(fā)生局部腐蝕的主要原因[47].一般認(rèn)為，T1相和θ′相對(duì)鋁鋰合金的晶間腐蝕行為有重要影響[47]，T1相的電位為-1.089 VSCE，低于純鋁的電位 （-0.746 VSCE）；θ′相的電位為-0.612VSCE高于純鋁的電位.T1相與PFZ間的電位差，造成晶間T1相的優(yōu)先溶解，T1相中活潑的Li原子優(yōu)先溶解.隨著溶解的進(jìn)行Li原子逐漸減少，T1相的電位升高，造成θ′相與PFZ形成的晶界腐蝕微電池中PFZ電位較負(fù)，發(fā)生優(yōu)先溶解并形成腐蝕溶解通道，從而導(dǎo)致晶間腐蝕的發(fā)生.此外晶粒的取向也是影響鋁鋰合金腐蝕性的重要因素，沿?cái)D壓方向的晶界更容易發(fā)生腐蝕，施密特因子較大的晶粒變形過(guò)程中發(fā)生的塑性變形量更大，因此也更容易發(fā)生腐蝕[48].通過(guò)合金化和熱處理，可以改變析出相的種類(lèi)和分布，從而改善合金的腐蝕敏感性.

諸多研究表明，Zn能有效改善鋁鋰合金的腐蝕性能.高分辨率透射電鏡結(jié)果表明Zn能替代T1相中的 Cu 原子，形成 Al2（Cu,Zn）Li結(jié)構(gòu)，提高了 T1相的腐蝕電位，從而改善了Al-Cu-Li合金的耐蝕性[49].但也有研究表明，Zn對(duì)Cu/Li比較低合金的晶間腐蝕提升效果比較顯著，對(duì)高Cu/Li比合金的腐蝕性能提升效果很微小[50].含Sr和Sc的2099合金的晶間腐蝕性能顯著高于AA2024-T6合金，原因在于Zr、Sc及Sr元素的添加細(xì)化了合金晶粒，抑制了再結(jié)晶和晶粒長(zhǎng)大.同時(shí)添加Mg和Ag的合金晶間腐蝕敏感性增加，這是由于Ag的加入促使晶界出現(xiàn)了連續(xù)的T1相，成為腐蝕通道.含Mn的2099合金還能形成Al-Fe-Cu-Mn相[51]，這些粗大第二相顆粒一方面破壞了合金表面鈍化膜的完整性，另一方面能與合金基體形成微電池，成為合金局部腐蝕發(fā)生的主要萌生部位.

一般來(lái)說(shuō)，隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，Al-Cu-Li合金發(fā)生腐蝕順序?yàn)椋壕植烤чg腐蝕→全面晶間腐蝕→坑蝕→坑蝕+晶間腐蝕[52].合金時(shí)效過(guò)程中晶間腐蝕敏感性的提高和晶界連續(xù)析出的T1相有關(guān)，隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，晶界處T1相發(fā)生粗化，T1相之間的距離增大，合金由晶間腐蝕轉(zhuǎn)化為坑蝕.此外，提高時(shí)效溫度能夠加速上述腐蝕的發(fā)生[52].時(shí)效前的預(yù)變形可引入位錯(cuò)，增加T1相在晶內(nèi)的形核點(diǎn)，減少T1相在晶界的析出從而改善了合金耐蝕性能.對(duì)軋制變形的2050合金固溶前進(jìn)行短時(shí)的去應(yīng)力退火，能夠減少晶間腐蝕的深度[53].回歸再時(shí)效（RRA），也是改善鋁鋰合金腐蝕性的有效手段[39]，通過(guò)該處理能夠減少合金晶界連續(xù)析出相的同時(shí)還能保證峰時(shí)效態(tài)的強(qiáng)度[40].

3 鑄造鋁鋰合金

和變形鋁鋰合金相比，鑄造鋁鋰合金不存在各向異性的問(wèn)題，Li含量可更高因而合金密度更低，而且一些零件如大型復(fù)雜薄壁鑄件難以通過(guò)變形加工的方式成形.因而進(jìn)行鑄造鋁鋰合金的開(kāi)發(fā)研究將進(jìn)一步擴(kuò)大其應(yīng)用范圍.自20世紀(jì)80年代以來(lái)，科研工作者們也逐步開(kāi)展了大量鑄造鋁鋰合金研制工作，并在航空航天領(lǐng)域進(jìn)行了推廣應(yīng)用.國(guó)內(nèi)上海交大等單位近年來(lái)也開(kāi)展了新型鑄造鋁鋰合金的開(kāi)發(fā)研究，通過(guò)優(yōu)化合金成分結(jié)合熱處理，開(kāi)發(fā)了具有低密度高剛度的新型高強(qiáng)鑄造鋁鋰合金，在航空航天等領(lǐng)域具有廣闊的應(yīng)用前景.

3.1 鑄造鋁鋰合金的發(fā)展及其應(yīng)用

國(guó)外鋁鋰合金鑄件大多用于航空航天等武器裝備，由于涉及國(guó)防安全和軍事機(jī)密，因此國(guó)外針對(duì)鑄造鋁鋰合金研究的文獻(xiàn)和資料報(bào)道相對(duì)較少.德國(guó)20世紀(jì)80年代研制出了具有兩相顯微組織的Al-Si-Li鑄造合金.Rex.Precision Product公司生產(chǎn)了牌號(hào)為PPPX的鋁鋰合金熔模鑄件，鑄件最薄處僅為1.52 mm.在航空領(lǐng)域，Howmet Corp公司將鋁鋰合金熔模鑄件應(yīng)用于飛機(jī)的附件上，飛機(jī)整體重量降低5%；英國(guó)在意大利生產(chǎn)的EH101新型直升機(jī)是第1架在主體結(jié)構(gòu)中使用鑄造鋁鋰合金的飛機(jī)，每架飛機(jī)重量減輕20 kg；空客生產(chǎn)的A320、A330和A340的整流罩也采用了鋁鋰合金鑄件；俄羅斯在諸多型號(hào)的直升機(jī)、艦載機(jī)、殲擊機(jī)上都使用了鋁鋰合金鑄件.在航天領(lǐng)域，俄羅斯制造的鋁鋰合金液氧儲(chǔ)箱支架鑄件用在了X-33運(yùn)載火箭驗(yàn)證機(jī)DC-AX上，減重12 kg[54]；美國(guó)“奮進(jìn)號(hào)”航天飛機(jī)外貯箱、日本建設(shè)的國(guó)際空間站研究艙都采用了鋁鋰合金鑄件[55].目前國(guó)內(nèi)還沒(méi)有鑄造鋁鋰合金相關(guān)應(yīng)用的報(bào)道.

3.2 合金元素對(duì)鑄造鋁鋰合金組織和性能的影響

3.2.1 Cu和Li元素的影響

和變形鋁鋰合金相比，鑄造鋁鋰合金的Li含量可更高，最高可達(dá)4.2%（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同）左右，因此鑄造鋁鋰合金可獲得更低的密度.Al-Li二元合金的主要時(shí)效強(qiáng)化相為δ′相，δ′相易造成共面滑移，大大降低合金的塑韌性.通常添加Cu、Mg等合金元素以促進(jìn)T1、θ′和S′相的析出，改善合金的強(qiáng)韌性.然而Cu含量過(guò)高必然會(huì)增加合金的密度，綜合考慮合金的強(qiáng)韌性和密度，Cu含量的優(yōu)化顯得尤為重要.俄羅斯學(xué)者S.L.Nikitin等[56]研究了經(jīng)540℃固溶10 h及165℃時(shí)效8 h處理，Cu含量（0.5%～2.5%）Li含量高于3%和低于3%鑄造Al-Cu-Li合金的力學(xué)性能，當(dāng)Li含量低于3%時(shí)，合金的抗拉強(qiáng)度隨Cu含量的增加而提高，當(dāng)Li含量高于3%時(shí)，過(guò)高的Cu含量會(huì)降低合金力學(xué)性能.韓建德等[57]研究了鑄造Al-（2.7%～3.6%）Li-（0.9%～1.5%）Cu 三元合金的組織及性能，結(jié)果表明合金晶粒尺寸偏大，Cu存在嚴(yán)重偏析，鑄造合金經(jīng)熱處理后抗拉強(qiáng)度330 MPa，延伸率僅為1%.合金的晶粒組織粗大和偏析可能和合金鑄造制備過(guò)程以及缺乏晶粒細(xì)化元素有關(guān).

作者所在課題組以Al-3Li-0.2Zr為基合金，研究了不同Cu含量（0～3%）對(duì)其微觀組織和力學(xué)性能的影響[58].結(jié)果表明Cu具有輕微細(xì)化晶粒的作用，Cu能加快Al-3Li-xCu-0.2Zr合金的時(shí)效進(jìn)程，在時(shí)效過(guò)程中隨著Cu含量增加T1相逐漸增多.如圖6所示，綜合強(qiáng)度和塑性指標(biāo)，2Cu合金具有最優(yōu)的力學(xué)性能，經(jīng)175℃時(shí)效32 h后屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和延伸率分別為338 MPa，415 MPa和2.7%.

3.2.2 Mg元素的影響

在變形鋁鋰合金中，諸多研究表明Mg能促進(jìn)T1相的析出，還能與Cu形成S′強(qiáng)化相.變形合金中可能存在位錯(cuò)和層錯(cuò)等缺陷，T1相和S′相容易在這些缺陷處形核析出.而在鑄造合金中，基體中的位錯(cuò)等缺陷較少，關(guān)于Mg的添加對(duì)鑄造鋁鋰合金T1相和S′相析出的影響目前未見(jiàn)報(bào)道.本文作者所在課題組以Al-2Li-2Cu-0.2Zr為基合金，研究了不同Mg含量（x=0,0.5%,1.0%,1.5%,2.0%）對(duì)合金力學(xué)性能和微觀組織的影響[11].結(jié)果表明，Mg能加速合金的時(shí)效響應(yīng)并減少合金達(dá)到峰時(shí)效所需的時(shí)間.圖7的TEM結(jié)果表明，添加0.5%Mg能有效改善合金峰時(shí)效態(tài)下的強(qiáng)韌性，0.5 Mg合金峰時(shí)效態(tài)屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和延伸率分別為366 MPa，443 MPa和4.5%，進(jìn)一步提高M(jìn)g含量，合金力學(xué)性能下降.峰時(shí)效態(tài)TEM結(jié)果顯示，加入0.5 Mg能促進(jìn)時(shí)效過(guò)程中T1相和S′相的析出，并抑制θ′相的析出，當(dāng)Mg含量升高至1%時(shí)，合金中析出了粗大不均勻分布的S′相，T1相析出量也減少，合金的力學(xué)性能因此下降.

3.2.3 Mn元素的影響

在Al-Cu-Li中添加Mn元素有以下幾個(gè)優(yōu)點(diǎn)：①在均勻化過(guò)程中會(huì)析出Al20Cu2Mn3彌散相[59]，這種彌散相難以被位錯(cuò)切過(guò)，從而能夠分散滑移提高塑性；②Al20Cu2Mn3彌散相還能阻礙合金晶粒均勻化時(shí)在高溫階段保溫的長(zhǎng)大[59]；③制備鋁鋰合金使用的工業(yè)純鋁不可避免的含有雜質(zhì)元素Fe，F(xiàn)e容易在晶界形成富Fe相，損害合金力學(xué)性能；作為一種工業(yè)用的除Fe劑，Mn能改善晶界富Fe相的形貌，降低其對(duì)力學(xué)性能的危害[60].綜上，Mn的添加有望能改善鑄造Al-Cu-Li合金的強(qiáng)韌性.然而當(dāng)合金中Mn含量超出一定范圍時(shí)，在凝固過(guò)程中將生成粗大難溶的Al20Cu2Mn3初生相，降低合金的塑性；此外Al20Cu2Mn3彌散相在形成過(guò)程中將不可避免的消耗Cu原子，減少含Cu強(qiáng)化相的析出，降低合金的強(qiáng)度.因此有必要優(yōu)化Al-Cu-Li合金中的Cu含量，作者所在課題組研究了5種不同Mn含量 （x=0,0.3%,0.5%,0.8%,1.2%），Al-3Li-2Cu-0.2Zr合金的微觀組織和力學(xué)性能，如圖8所示[61].隨著Mn含量的增加，鑄態(tài)合金的晶粒尺寸逐漸減小，合金時(shí)效析出的T1相量逐漸減少，在0.8Mn和1.2Mn合金中觀察到了難溶的Al20Cu2Mn3初生相；綜合考慮合金的塑性和強(qiáng)度性能指標(biāo)，Al-3Li-2Cu-0.2Zr合金最優(yōu)Mn含量為0.3%.

3.2.4 Sc元素的影響

根據(jù)Hall-Petch公式，晶粒細(xì)化是提高鑄造鋁鋰合金綜合力學(xué)性能的有效途徑.鋁合金中常用的晶粒細(xì)化元素有Ti、Zr、Sc、V等，但是添加Al-Ti-B細(xì)化劑到含Zr、V等元素的熔體中會(huì)產(chǎn)生 “毒化”現(xiàn)象，細(xì)化效果大大降低[62].在變形鋁鋰合金中，研究表明，Zr和Sc的添加能夠顯著細(xì)化晶粒、抑制再結(jié)晶的發(fā)生，還能形成Al3（Li,Zr,Sc）復(fù)合粒子釘扎位錯(cuò)分散共面滑移從而改善合金塑性.作者所在課題組，研究了Sc的添加對(duì)Al-3Li-1.5Cu-0.15Zr力學(xué)性能和微觀組織的影響[63].圖9[63]所示的金相結(jié)果表明，0.15%Sc的添加能將合金的鑄態(tài)組織由粗大的樹(shù)枝晶轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)小的等軸晶，時(shí)效過(guò)程中含Sc合金析出的δ′相尺寸更小同時(shí)還析出了Al3（Li,Zr,Sc)復(fù)合粒子，合金的力學(xué)性能得到大大改善.研究了不同Sc含量（x=0,0.1%,0.2%,0.3%）Al-2Li-2Cu-0.5Mg-0.2Zr合金的力學(xué)性能和微觀組織[64].結(jié)果表明：0.2Sc合金具有較優(yōu)的力學(xué)性能，進(jìn)一步提高Sc含量至0.3%時(shí)，合金鑄態(tài)組織中存在粗大難溶的Al3（Zr,Sc)初生相，降低了合金的塑性；經(jīng)175℃時(shí)效32 h后，0.2Sc合金的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和延伸率分別為408 MPa，481 MPa和6.0%，是目前已有報(bào)道中強(qiáng)度最高的鑄造鋁鋰合金；此外TEM結(jié)果還表明Sc能在一定程度上細(xì)化S′相.

圖7 鑄造Al-2Li-2Cu-0.2Zr-xMg合金經(jīng)175℃時(shí)效32h后[110]α晶帶軸的衍射斑點(diǎn)和形貌[11]Fig.7 TEM images of cast Al-2Li-2Cu-0.2Zr-xMg aged at 175℃for 32 h[11]

3.3 鑄造鋁鋰合金的熱處理

與變形鋁鋰合金相比，鑄造鋁鋰合金無(wú)熱機(jī)械加工過(guò)程，因此無(wú)法通過(guò)預(yù)變形引入位錯(cuò)加時(shí)效熱處理促進(jìn)T1相析出來(lái)提高合金強(qiáng)度，從而導(dǎo)致鑄造鋁鋰合金的力學(xué)性能遠(yuǎn)低于變形合金.鑄造鋁鋰合金主要通過(guò)時(shí)效析出強(qiáng)化相強(qiáng)化基體，因此為了獲得良好的力學(xué)性能，選擇合適的熱處理制度尤為重要.

圖8 鑄造Al-3Li-2Cu-0.2Zr-xMn合金[110]α晶帶軸的衍射斑點(diǎn)和形貌[61]Fig.8 TEM microstructures of cast Al-3Li-2Cu-0.2Zr-xMn at 175℃for 32 h[61]

3.3.1 固溶處理

固溶處理是熱處理第1步，也是熱處理過(guò)程中關(guān)鍵的一步，因?yàn)橥ㄟ^(guò)固溶處理可將凝固過(guò)程中產(chǎn)生的非平衡第2相溶入基體，獲得過(guò)飽和固溶體組織，有利于后續(xù)時(shí)效析出強(qiáng)化相.固溶溫度和時(shí)間是鑄造鋁鋰合金固溶處理2個(gè)關(guān)鍵的工藝參數(shù).固溶溫度過(guò)低即使延長(zhǎng)固溶時(shí)間也無(wú)法充分溶解第2相，固溶溫度過(guò)高合金容易發(fā)生過(guò)燒[65].經(jīng)DSC檢測(cè)Al-3LixCu-0.2Zr合金富Cu相的溶解溫度在520℃附近，為了防止富Cu第2相固溶處理過(guò)程中發(fā)生過(guò)燒而又盡可能多的溶解晶間的非平衡凝固第2相，作者所在課題組開(kāi)發(fā)了鑄造Al-3Li-xCu-0.2Zr合金的二級(jí)固溶處理工藝[58,66].Dorward[67]建立了化學(xué)成分為Al-（2.0%～2.7%）Li-（0.5%～2.8%）Cu-（0～1.5%）Mg范圍內(nèi)合金固溶溫度的選取參考準(zhǔn)則，其與合金元素含量的關(guān)系如式（1）所示：

圖9 合金鑄態(tài)金相組織[63]Fig.9 Typical micrographs of as-cast alloys[63]

參考上述公式（1），可大致確定該成分范圍內(nèi)鋁鋰合金的固溶處理和均勻化處理工藝溫度.

3.3.2 時(shí)效處理

鑄造鋁鋰合金的主要強(qiáng)化相有 δ′相、θ′相、β′相、S′相和T1相等，含Zr、Sc元素的合金還能析出Al3（Li,Zr,Sc）復(fù)合粒子.和變形合金不同的是，鑄造合金時(shí)效初期幾乎觀察不到GP區(qū)，時(shí)效初期主要的析出相為 δ′相、β′相、θ′相和少量的 T1相； 隨著時(shí)效的進(jìn)行T1相分別以消耗 δ′相和 θ′相中的 Cu原子、Li原子析出和長(zhǎng)大；在過(guò)時(shí)效狀態(tài)下隨著時(shí)效時(shí)間延長(zhǎng) δ′相、S′相和 T1相粗化并伴隨著 PFZ的寬化，合金力學(xué)性能降低[68].

Mg和Cu能夠加速Al-Cu-Li合金的時(shí)效響應(yīng)，添加0.5%Mg能將Al-2Li-2Cu-0.2Zr合金175℃保溫達(dá)到峰時(shí)效所需時(shí)間由128 h減少至32 h[11].此外Mg和Sc還能降低時(shí)效過(guò)程中δ′相的生長(zhǎng)速率，含Mg和Sc的鑄造Al-Cu-Li合金的PFZ寬化速率也顯著降低[11,64].鑄造鋁鋰合金的Li含量較高，因此時(shí)效能析出更多的δ′相，熱暴露過(guò)程中δ′相的長(zhǎng)大是第二代鋁鋰合金熱穩(wěn)定性差的原因，而鑄造合金的組織與變形合金有較大差異，因此熱暴露過(guò)程中組織演變可能與變形合金有所不同.Al-3Li-2Cu-0.2Zr合金150℃時(shí)效24 h后分別于70℃和100℃熱暴露1 000 h后強(qiáng)度提高塑性降低.70℃熱暴露后δ′相尺寸無(wú)明顯長(zhǎng)大，而且還析出更多的δ′粒子；100℃熱暴露后，基體內(nèi)析出大量細(xì)小的θ′相，晶界析出少量T1相，詳見(jiàn)圖10.

圖10 鑄造Al-2Li-2Cu-0.2Zr-0.5Mg合金和鑄造Al-2Li-2Cu-0.2Zr合金PFZ寬度隨時(shí)效時(shí)間的變化[11]Fig.10 Measured δ′-PFZs half widths in the Al-2Li-2Cu-0.2Zr and Al-2Li-2Cu-0.2Zr-0.5Mg alloys plotted as a function of square root of the ageing time at 175℃[11]

4展 望

經(jīng)過(guò)90多年的發(fā)展鋁鋰合金已進(jìn)入成熟期，并在一些領(lǐng)域獲得了廣泛應(yīng)用.我國(guó)航空航天的快速發(fā)展拉動(dòng)了對(duì)鋁鋰合金的市場(chǎng)需求.雖然在國(guó)家大力支持下，經(jīng)過(guò)3個(gè)五年計(jì)劃的努力，我的鋁鋰合金生產(chǎn)應(yīng)用方面取得了巨大進(jìn)步，但在鋁鋰合金開(kāi)發(fā)、生產(chǎn)方面我國(guó)仍與美國(guó)俄羅斯等國(guó)家之間存在較大差距，大飛機(jī)C919使用的鋁鋰合金全來(lái)自于美國(guó)Alcoa公司.因此中國(guó)應(yīng)加大鋁鋰合金的研發(fā)，改變現(xiàn)有的跟蹤型研究狀態(tài)形成具有自主知識(shí)創(chuàng)新的新一代鋁鋰合金體系.同時(shí)應(yīng)該提高鋁鋰合金的產(chǎn)能，開(kāi)發(fā)具有自主知識(shí)產(chǎn)權(quán)的熔鑄設(shè)備和生產(chǎn)線，滿足我國(guó)未來(lái)航空航天領(lǐng)域?qū)︿X鋰合金的需求.

作為結(jié)構(gòu)材料，鋁鋰合金的服役性能、腐蝕敏感性和焊接性也至關(guān)重要.目前關(guān)于鋁鋰合金服役性能的研究較少，應(yīng)進(jìn)行服役性能的系統(tǒng)研究作為新型鋁鋰合金的評(píng)價(jià)指標(biāo).由于含有活潑的Li元素，鋁鋰合金具有較強(qiáng)的腐蝕敏感性，可尋找適當(dāng)?shù)谋砻嫣幚矸椒ǎ蕴岣咪X鋰合金的抗局部腐蝕性能.攪拌摩擦焊雖然能有效提升焊接接頭的質(zhì)量，但是應(yīng)用范圍較窄，因此需要開(kāi)發(fā)其它類(lèi)型鋁鋰合金的焊接工藝，以滿足鋁鋰合金的應(yīng)用要求.和變形鋁鋰合金相比，鑄造鋁鋰合金的密度可更低而且能夠成型形狀復(fù)雜的鑄件，開(kāi)展鑄造鋁鋰合金的產(chǎn)業(yè)化應(yīng)用研究，開(kāi)發(fā)鑄造鋁鋰合金的生產(chǎn)線將進(jìn)一步開(kāi)辟鋁鋰合金新的應(yīng)用領(lǐng)域.