林 奔，杜 玥，尹雨晨，耿 瓊

(1.中國運載火箭技術(shù)研究院，北京 100076；2.航天材料及工藝研究所，北京 100076)

鎂-鋰合金是以Mg(密度為1.74 g/cm3)與Li(密度為0.534 g/cm3)為主要元素的合金材料，其密度僅為1.35 g/cm3～1.65 g/cm3，比鋁合金輕1/3～1/2，甚至比傳統(tǒng)鎂合金還輕1/4～1/3，因此也被稱為超輕合金。此外，鎂-鋰合金還具有較高的比強度、比剛度，良好的延展性、導熱性、阻尼特性、電磁屏蔽性能以及較高的抗高能粒子穿透能力等諸多優(yōu)點，在航空航天領(lǐng)域具有廣闊的應(yīng)用前景[1]。

自20世紀40年代始，美國相繼開發(fā)出了LA141A、LA91、LAZ933A等Mg-Li基合金，代替一部分常用的鎂合金、鋁合金及鈹?shù)炔牧希诨鸺?、航天飛機和衛(wèi)星的設(shè)備外殼、支座、支架等部件上獲得應(yīng)用。美國NASA采用LA141和LA91A鎂-鋰合金，成功制備了壓力容器；同時期，蘇聯(lián)也開發(fā)出了MA18、MA21等超輕鎂-鋰合金。我國關(guān)于鎂-鋰合金的研究雖然起步晚于國外，但是近些年在基礎(chǔ)理論研究和產(chǎn)業(yè)化開發(fā)等方面均取得了大量研究成果。目前，我國自主開發(fā)了LA43M、LA103M等新型鎂-鋰合金材料，并已經(jīng)實現(xiàn)了在輕量化需求迫切的航天領(lǐng)域的應(yīng)用，例如，“浦江一號”、神舟7號伴星、科學實驗衛(wèi)星等國產(chǎn)衛(wèi)星結(jié)構(gòu)框架中采用了鎂-鋰合金材料[2]。但由于在制備與研制上仍然需要克服和解決大量技術(shù)難題，限制了鎂-鋰合金在航天飛行器結(jié)構(gòu)復雜、較大尺寸的主承力結(jié)構(gòu)件上的應(yīng)用。

1 鎂-鋰合金的特點

對于Mg-Li二元合金，當鋰含量低于5.7%(質(zhì)量分數(shù)，下同)時，Li固溶于Mg中形成α相，具有密排六方(hcp)晶格；而當鋰含量超過10.3%時，合金為Mg固溶于Li形成的β-Li單相組織，為體心立方晶體結(jié)構(gòu)(bcc)；當鋰的含量介于5.7%～11%之間時，合金則具有的α+β雙相組織[3]。鎂-鋰合金由于良好的低溫成形性能，使其在150 ℃～250 ℃范圍內(nèi)展現(xiàn)出良好的超塑性加工性能，這是由于加入Li導致α-Mg的軸比(c/a)降低，使鎂合金晶格對稱性提高，從而使{10-10}〈11-20〉棱柱面滑移系和{11-22}〈11-23〉錐面滑移系更容易被激活。因此，α單相的鎂-鋰合金也具有良好的變形能力。而具有bcc結(jié)構(gòu)的β-Li相有更多的滑移系，因此表現(xiàn)出較高的延展性。對于α+β兩相合金，在既保持了α相一定強度的同時，又因為有β相良好的延展性，其冷熱變形能力進一步增強[4]。在Mg-(8～10%)Li合金中添加少量的Al、Zn、Ag或Y后可以產(chǎn)生超塑性(super plasticity，SP)現(xiàn)象，且具有最大超塑性伸長率，可用其板材在一定溫度下超塑成形復雜的零件。但由于起步晚，目前鎂-鋰合金的超塑性相關(guān)研究還很不充分，超塑成形技術(shù)還不成熟和完善，有待進一步發(fā)展。

2 鎂-鋰合金超塑性研究現(xiàn)狀

超塑性是指金屬材料在特定組織結(jié)構(gòu)、變形溫度和速率條件下，能夠獲得很高的伸長率和很小的變形抗力的特性[5]。一般來說，材料的伸長率能超過100%的現(xiàn)象即可稱之為超塑性，而具有這種特性的材料稱為超塑性材料。LANGDON[6]認為應(yīng)變速率敏感性指數(shù)(m)為0.5，伸長率大于等于400%為真超塑性；應(yīng)變速率敏感性指數(shù)為0.33，伸長率低于400%為準超塑性或類超塑性。

通常，鎂合金在室溫塑性加工性能較差，但在特定條件下具有很高的塑性，以致出現(xiàn)明顯的超塑性。鎂-鋰合金由于其自身的特點，不同組織結(jié)構(gòu)的鎂-鋰合金其超塑性變形機制也不相同。α單相及低鋰含量的α+β雙相鎂合金，其主要變形機制為晶界滑移，同時需要有另外的協(xié)調(diào)機制，主要協(xié)調(diào)機制有原子晶界擴散，晶格擴散，晶粒轉(zhuǎn)動、旋轉(zhuǎn)動態(tài)再結(jié)晶以及孔洞移動擴散機制來協(xié)調(diào)晶界的滑移。高鋰含量的α+β雙相鎂合金其主要變形可能為晶內(nèi)滑移，同時超塑性變形過程中β相參與變形也是一種協(xié)調(diào)α相變形的機制[7-8]。

2.1 超塑性鎂-鋰合金制備及超塑性行為

按照獲得超塑性的條件，可以將金屬和合金材料的超塑性分為兩大類：即細晶超塑性和相變超塑性。相變超塑性要求動態(tài)熱循環(huán)環(huán)境，操作上十分復雜困難，只能成形小尺寸零件。當鎂合金晶粒細化到1 μm左右獲得超細晶組織時，能夠激活新的變形機制，導致晶界滑動以及室溫下新的流變過程，大大改善延展性甚至產(chǎn)生超塑性。鎂-鋰合金的超塑性變形則不受晶粒尺寸小于10 μm的超塑性變形條件的限制。這是由于鎂-鋰合金在超塑性變形過程中更易發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶，從而細化晶粒，使晶界滑移能夠繼續(xù)進行。

目前，超細晶超塑性仍然是鎂-鋰合金主要研究方向，其研究熱點是采用不同成形方法對材料進行預(yù)處理以獲得超細晶鎂-鋰合金材料。除了擠壓[9-11]、軋制[12-15]等常規(guī)塑性成形方法以外，等通道轉(zhuǎn)角擠壓[16-17]、高壓扭轉(zhuǎn)[18]、攪拌摩擦加工[19]等劇烈塑性變形(SPD)也引起了廣泛的關(guān)注。

Qu等人[9]將鑄態(tài)Mg-8Li合金在300 ℃下直接擠壓成棒，擠壓比為9∶1，并研究了擠壓態(tài)合金的超塑性性能。發(fā)現(xiàn)經(jīng)過熱擠壓變形后，Mg-8Li合金晶粒尺寸小于10 μm，在變形溫度高于250 ℃、初始應(yīng)變速率小于2×10-4s-1條件下表現(xiàn)出了超塑性，在290 ℃、5×10-5s-1條件下拉伸獲得164.5%的伸長率。同時，研究還發(fā)現(xiàn)了合金中空洞的數(shù)量和尺寸與應(yīng)變速率有關(guān)，隨初始應(yīng)變速率降低，空洞含量和尺寸增加。越接近裂尖的位置，空洞尺寸變得越大?？斩粗饾u合并至尺寸足夠大時，合金將會發(fā)生斷裂。

Dong等人[10]通過對Mg-8.5Li-xZn(x=0,1,3)合金進行大擠壓比(100∶1)擠壓，合金均發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶并且晶粒得到顯著細化，表現(xiàn)出優(yōu)異的高應(yīng)變速率超塑性。在350 ℃、1.1×10-2s-1條件下，Mg-8.5Li-1Zn合金伸長率可達到400%，而同一條件下，Mg-8.5Li-3Zn合金可獲得的540%的伸長率。經(jīng)過對合金變形激活能計算，MgLiZn合金的變形機制均為晶界擴散控制的晶界滑移。

劉旭賀[11]在300 ℃下采用兩道次擠壓以實現(xiàn)大擠壓比變形，得到LZ82鎂-鋰合金板，并在200 ℃～320 ℃的溫度范圍內(nèi)及1.5×10-4-7.5×10-4s-1的初始應(yīng)變速率范圍下進行拉伸測試，結(jié)果如圖1所示。表明經(jīng)過兩道次擠壓的LZ82鎂-鋰合金發(fā)生了動態(tài)再結(jié)晶，變形后合金具有典型的雙相組織，且α相和β相的晶粒均呈等軸狀的再結(jié)晶組織，平均晶粒尺寸小于10 μm。當在溫度為290 ℃下，初始應(yīng)變速率為290 ℃、1.5×10-4s-1條件下拉伸獲得了758%的最大伸長率，表現(xiàn)出優(yōu)異的超塑性。對應(yīng)變速率敏感系數(shù)及變形激活能的計算表明，兩道次擠壓LZ82鎂-鋰合金的應(yīng)變速率敏感系數(shù)均大于0.3，而最佳變形條件下，m=0.55，說明其具有良好的超塑性變形能力，超塑性變形機制為晶界擴散控制的晶界滑移。

圖1 290 ℃、1.5×10-4 s-1條件下二道次擠壓的LZ82鎂-鋰合金板取樣拉伸試驗Fig.1 Tensile test of LZ82 Mg-Li alloy sample by two-pass extrusion at 290 ℃ and 1.5×10-4 s-1

Higashi和Wolfenstine[12]溫軋Mg-8.5Li合金，使非再結(jié)晶組織材料具有高達610%的伸長率。Dutta等人[13]發(fā)現(xiàn)，通過在300 ℃軋制Mg-8Li-6.5Al合金鑄錠，然后在200 ℃軋制成帶材，在400 ℃，初始應(yīng)變速率為1.67×10-3s-1時測試，其伸長率可達到379%。Kawasaki等[14]對(α+β)雙相合金Mg-9.5Li-1Zn進行軋制并獲得帶狀組織，該合金在250 ℃，1.0×10-4s-1條件下最大伸長率達到290%，表現(xiàn)出準超塑性流變特點，應(yīng)變速率敏感系數(shù)和變形激活能分別為0.33和92 kJ/mol。Cao等人[15]采用在300 ℃熱軋減薄76%，以及冷軋減薄70%，整體壓下率超過90%，后續(xù)進行300 ℃、1 h的退火處理，獲得1.8 mm厚的Mg-9.3Li-1.79Al-1.61Zn合金板材，在300 ℃、1.67×10-4s-1條件下獲得566.7%的最大伸長率。計算表明，α相和β相在300 ℃下的較快的原子擴散速率導致了晶界快速遷移和動態(tài)晶粒的長大。另外，m=0.527，超塑性變形機制是動態(tài)再結(jié)晶和晶格擴散控制的晶界滑移。

等通道擠壓技術(shù)(ECAP)是獲得超細晶鎂-鋰合金材料的一種主要的大塑性成形方法。Karami[16]采用等通道轉(zhuǎn)角擠壓制備了細晶Mg-11.8Li-0.8Zn合金，采用剪切沖頭實驗研究了合金的超塑性，獲得的應(yīng)變速率敏感性指數(shù)為0.45，變形激活能為71 kJ/mol，表現(xiàn)出晶界滑移控制的超塑性剪切變形行為。Yang等[17]采用等通道轉(zhuǎn)角擠壓制備Mg-9Li-1Zn合金，8道次變形后合金內(nèi)α和β相平均晶粒尺寸均降至5 μm以下，在300 ℃下合金獲得563.7%的伸長率。并且發(fā)現(xiàn)最大m值超塑性方法在鎂-鋰合金中的是否適用與不同成形工藝所產(chǎn)生的晶粒的各向異性有關(guān)。Matsunoshita等人[18]成功對Mg-8%Li合金進行了室溫高壓扭轉(zhuǎn)，使得平均晶粒尺寸僅為500 nm。因此，Mg-8Li合金在初始應(yīng)變速率為1×10-3s-1、溫度50 ℃條件下即表現(xiàn)出400%的超塑性；溫度升高至200 ℃時，合金的伸長率可達到1330%。

為進一步加大變形量以細化合金組織，越來越多的研究人員嘗試將不同的變形工藝方法進行組合。Furi等[20-21]發(fā)現(xiàn)采用擠壓后等室溫等通道轉(zhuǎn)角擠壓的方法可顯著細化晶粒組織至1 μm～3 μm，Mg-8Li合金試樣在200 ℃、1.5×10-4s-1條件下獲得1780%的最大伸長率，這是迄今為止，鎂-鋰合金所報道的最大超塑性。Cao等[22]采用多向鍛造與軋制方法制備了Mg-10.2Li-2.1Al-2.3Zn-0.2Sr板材，在623 K，1.67×10-3s-1條件下獲得712.1%的最大伸長率。Zhang等人[23]開發(fā)出一種包含了擠壓和軋制的復合大塑性變形方法，實現(xiàn)將雙相Mg-8Li-5Zn合金的粗大晶粒組織顯著細化，最終使得合金在150 ℃和200 ℃的低溫下表現(xiàn)出良好的超塑性，如圖2～3所示。結(jié)果表明：在200 ℃下0.001 s-1時觀察到1400%的最大伸長率。即使在0.01 s-1的較高的應(yīng)變速率下，仍可獲得620%的伸長率，m值達到0.46。在150 ℃時，應(yīng)變速率0.001 s-1，最大伸長率為720%，m值達到0.53。

圖2 擠壓和軋制復合大塑性變形方法過程示意圖Fig.2 Process diagram of composite severe-plastic- deformation method in extrusion and rolling

圖3 不同條件下Mg-8Li-5Zn合金拉伸試樣實物圖Fig.3 Tensile specimens of Mg-8Li-5Zn alloy under different conditions

Dutkiewicz等人[24]將Mg-9Li-2Al-0.5Sc合金均勻化后，采用KoBo擠壓和循環(huán)鍛造的方式產(chǎn)生大塑性變形，導致α相的晶粒細化至0.5 μm～2 μm范圍內(nèi)。合金在200 ℃的拉伸試驗中獲得了接近200%的伸長率，并證實了晶界滑移變形機制。變形合金中的金屬間相如MgSc相主要在α相中，而MgSc2顆粒在β相中。金屬化合物起到合金室溫強化的作用，并稍微降低了合金在超塑性變形過程中的伸長率。在拉伸變形合金中，在β相內(nèi)部觀察到α相。

2.2 鎂-鋰合金超塑成形加工方法

利用材料的超塑性，可一次成形結(jié)構(gòu)復雜構(gòu)件、成形精度高、設(shè)備噸位小、模具壽命長、構(gòu)件具有良好的尺寸精度和表面光潔度，成形后的構(gòu)件不會發(fā)生回彈。目前主要的超塑成形加工方法有氣壓成形、液壓成形、擴散焊接等。但由于起步晚，目前鎂-鋰合金的超塑性相關(guān)研究還很不充分，這導致超塑成形技術(shù)還不成熟和完善，僅進行了實驗室的驗證。

哈爾濱工業(yè)大學的賈勇[25]針對一種負角度盒形件，對LZ91鎂-鋰合金板材超塑性能、微觀組織演變、成形工藝進行了研究，并在此基礎(chǔ)上實現(xiàn)了LZ91鎂-鋰合金負角度盒形件的超塑成形。研究發(fā)現(xiàn)，相比于氣壓成形過程中零件圓角附近易發(fā)生破裂，選擇固體粉末作為脹形介質(zhì)，板材的變形更加均勻，厚度減薄量更小。最終，研制出壁厚分布符合要求的負角度盒形件，如圖4所示。

圖4 LZ91鎂-鋰合金負角度盒形件Fig.4 Negative-angle box of LZ91 Mg-Li alloy

為研究液壓成形鎂-鋰合金的可行性，Matsunoshita[18]在沸水中對Mg-8Li合金進行拉伸，研究表明在初始應(yīng)變速率為1×10-2s-1的條件下，合金的伸長率達到330%，從而驗證了鎂-鋰合金用于液壓成形是可行的。

3 鎂-鋰合金材料超塑性研究趨勢

盡管目前很多鎂合金都具有超塑性，但是鎂合金較高的伸長率一般都在較低的應(yīng)變速率和較高的溫度下獲得，很大程度上限制了超塑性鎂合金在工業(yè)中的應(yīng)用。在較高的應(yīng)變速率可以適應(yīng)大量快速生產(chǎn)的工業(yè)化生產(chǎn)效率，而在較低的溫度下，獲得超塑性將有利于節(jié)約能源，有效防止合金的高溫氧化，提高成形后合金質(zhì)量。因此，研究較高應(yīng)變速率和較低溫度下的超塑性鎂合金材料具有很重要的實際意義。

另一方面，目前經(jīng)典超細晶鎂合金超塑性是研究的主流，但一些不具備微細晶粒的工業(yè)鎂合金也能在一定程度上實現(xiàn)超塑性，稱之為粗晶超塑性或準超塑性。這樣可以降低獲取超細晶鎂合金組織的熱機械加工技術(shù)難度。鎂-鋰合金的超塑性變形不受晶粒尺寸小于10 μm的先決條件的限制，因此發(fā)展大晶粒超塑性鎂-鋰合金也是研究方向之一。

從工業(yè)產(chǎn)品生產(chǎn)的角度來說，鎂-鋰合金高速超塑性的需求是應(yīng)變速率大于1.0×10-2s-1及伸長率大于100%。低溫超塑性是指合金低于0.5Tm的溫度下，能夠體現(xiàn)超塑性。Furi等人[20-21]將常規(guī)擠壓和ECAP工藝相結(jié)合制備Mg-8Li合金，在200 ℃、應(yīng)變速率1×10-4s-1條件下獲得970%的超塑伸長率，應(yīng)變速率敏感指數(shù)為0.4～0.6。Yoshida[26-27]發(fā)現(xiàn)經(jīng)過ECAE加工的(α+β)雙相Mg-Li-Zn合金，在100 ℃下在約10-4s-1的相對低的應(yīng)變速率下發(fā)生低溫超塑性，該溫度是(α+β)雙相Mg-Li-Zn合金超塑性研究中的最低溫度之一。然而，變形仍然需要較低的應(yīng)變率。為了在較高應(yīng)變速率時獲得較好的低溫超塑性，將LZ101鎂-鋰合金在四道次ECAP擠壓后，α-Mg與β-Li兩相組織明顯細化。在150 ℃(低于0.5Tm)、1×10-2s-1的條件下，獲得了206%的伸長率。同時，筆者認為超塑性變形過程中，動態(tài)再結(jié)晶細化晶粒組織增強了α-Mg相和β-Li相的晶界滑動。此外，沿α-Mg晶界并在三角晶界處析出顆粒β-Li相，從而有助于變形協(xié)調(diào)過程。這是材料在較低溫和較高應(yīng)變速率下獲得超塑性的主要原因，其機制如圖5所示。

圖5 ECAP成形LZ101鎂-鋰合金超塑性變形機制示意圖Fig.5 Superplastic deformation mechanism of LZ101 Mg-Li alloy formed by ECAP

Sivakesavam[28]在研究鑄態(tài)Mg-11.5Li-1.5Al合金的熱加工圖超塑性區(qū)域時發(fā)現(xiàn)，即使鑄態(tài)Mg-11.5Li-1.5Al合金的晶粒尺寸達到450 μm，在溫度為400 ℃、應(yīng)變速率為0.001 s-1的條件下，試樣依然能獲得200%的變形量。分析認為，這種超塑性與變形過程中細晶粒或亞晶粒的形成無關(guān)，而是由系統(tǒng)中的大量的擴散過程引起的。林楷[29]采用等通道轉(zhuǎn)角擠壓制備了粗晶(155 μm)Mg-10.73Li-4.49Al-0.52Y合金，在200 ℃、1×10-2s-1條件下獲得150%的伸長率，表現(xiàn)出高應(yīng)變速率準超塑性，筆者認為晶界擴散和晶格擴散協(xié)同控制的晶界滑移機制是主要的變形機制。

3 結(jié)束語

目前，鎂-鋰合金在我國航天領(lǐng)域的應(yīng)用尚處于起步階段，無論是超塑性鎂-鋰合金材料的開發(fā)，還是對于其制備方法均有待系統(tǒng)和深入研究。此外，對于超塑性鎂-鋰合金應(yīng)用技術(shù)，尤其是針對典型構(gòu)件的超塑成形加工技術(shù)的研究亟待開展。對于鎂-鋰合金在超塑成形過程中的組織演變機制也仍需進行進一步探索和研究。隨著對鎂-鋰合金超塑性變形等方面深入系統(tǒng)的研究，必將推動鎂-鋰合金在航空航天等領(lǐng)域的廣泛應(yīng)用。