李勁風(fēng)，李昊然，王正安

(1. 中南大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院 有色金屬材料科學(xué)與工程教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，湖南 長沙 410083) (2. 西南鋁業(yè)(集團(tuán))有限責(zé)任公司， 重慶401326)

1 前 言

鋰(Li)是最輕的金屬元素，在鋁及鋁合金中添加Li即形成一個(gè)鋁合金類型——鋁鋰合金。在鋁合金中添加1.0%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Li可降低密度3%，提高模量6%。新型鋁鋰合金不僅具有低密度、高彈性模量的特點(diǎn)，同時(shí)還具有高比強(qiáng)度、高比剛度、低疲勞裂紋擴(kuò)展速率、較好的高溫及低溫性能等特性[1]，是理想的航空航天材料。圖1所示為鋁鋰合金與傳統(tǒng)鋁合金部分性能比較[2, 3]。

鋁鋰合金的研究和開發(fā)至今已有近百年歷史。就成分體系而言，鋁鋰合金主要包括Al-Mg-Li系(主要為前蘇聯(lián)和俄羅斯開發(fā))及Al-Cu-Li系(目前國際鋁鋰合金主流體系)。就鋁鋰合金發(fā)展階段而言，目前廣泛認(rèn)為已發(fā)展了三代鋁鋰合金，且在歐美和俄羅斯的運(yùn)載火箭、民用客機(jī)和戰(zhàn)機(jī)上均已獲得廣泛應(yīng)用。第二代和第三代鋁鋰合金成分特征如表1所示[4]。

國內(nèi)鋁鋰合金研究始于20世紀(jì)80年代，初期以跟蹤仿制為主，進(jìn)入本世紀(jì)后開始進(jìn)行自主研發(fā)。由于航天和航空領(lǐng)域的需求牽引，2010年以來國內(nèi)掀起了對鋁鋰合金焊接成型、旋壓、熱處理等多方面技術(shù)的研究熱潮[5-15]。目前，部分第三代鋁鋰合金已在國內(nèi)航空航天領(lǐng)域開始應(yīng)用(圖2)[4,16]。

圖1 鋁鋰合金與傳統(tǒng)鋁合金部分性能比較[2, 3]：(a) 2055鋁鋰合金，(b) 2199及2060鋁鋰合金Fig.1 Property comparison between several Al-Li alloys and conventional Al alloys[2, 3]: (a) 2055 Al-Li alloy, (b) 2199 and 2060 Al-Li alloys

表1 第二代、第三代鋁鋰合金成分主要特征[4]

圖2 鋁鋰合金在國內(nèi)航空航天領(lǐng)域的應(yīng)用[4, 16]：(a) C919大型客機(jī)鋁鋰合金機(jī)身等直段部段，(b) 直徑3350 mm的鋁鋰合金貯箱Fig.2 Domestic applications of Al-Li alloys in airplane and aerospace fields[4, 16]: (a) liner part of C919 fuselage, (b) fuel tank with diameter of 3350 mm

由于航空航天的減重需求，國際上鋁鋰合金仍然在快速發(fā)展。近10年國際上鋁鋰合金發(fā)展表現(xiàn)出以下幾個(gè)特征：首先，不斷推出新的鋁鋰合金牌號，2011年以來，通過調(diào)整主合金元素Cu，Li含量或添加微合金化元素Mg，Ag，Zn等，國際上開發(fā)了多個(gè)新型鋁鋰合金牌號；其次，鋁鋰合金產(chǎn)品形式和規(guī)格也在不斷發(fā)展，同一牌號鋁鋰合金產(chǎn)品從以板材形式為主發(fā)展為型材和模鍛件均有，板材截面厚度規(guī)格也從中板發(fā)展為中厚板和超厚板。

綜合最近國際上開發(fā)的鋁鋰合金的性能及美國鋁業(yè)公司(Alcoa)、加拿大鋁業(yè)公司(Alcan)等對高性能鋁鋰合金的研發(fā)目標(biāo)，新型鋁鋰合金的目標(biāo)性能特征包括：密度低、比強(qiáng)度高；成型性能優(yōu)良；更高的靜強(qiáng)度(尤其是屈服強(qiáng)度)和斷裂韌性，裂紋擴(kuò)展速率、疲勞性能、耐腐蝕性能以及彈性模量等性能和第三代鋁鋰合金相當(dāng)。

新型鋁鋰合金開發(fā)包括新的成分設(shè)計(jì)、新的產(chǎn)品形式及新的熱處理工藝開發(fā)等多個(gè)方面，其中成分設(shè)計(jì)應(yīng)該是其重點(diǎn)。本文主要從成分設(shè)計(jì)及組織調(diào)控角度進(jìn)行闡述。

2 鋁鋰合金的組織-性能相關(guān)性

第二相類型、尺寸及空間分布和晶粒特征等組織特征是決定鋁鋰合金性能的主要因素，而組織一方面由其成分決定，另一方面也與其加工成型和熱處理過程密切相關(guān)。本部分主要闡述鋁鋰合金部分性能與其組織(主要是時(shí)效析出相)的相關(guān)性。

2.1 主要時(shí)效析出相

Al-Cu-Li系鋁鋰合金主要時(shí)效強(qiáng)化相包括T1相(Al2CuLi)、δ′相(Al3Li)和θ′相(Al2Cu)。隨Cu含量由2.0%以下增加至4.0%以上、Li含量由2.5%降低至1.0%甚至以下，鋁鋰合金主要時(shí)效強(qiáng)化相組成分別為δ′、δ′+T1、T1+θ′等幾種類型[17]。

δ′相為立方超點(diǎn)陣晶體結(jié)構(gòu)(L12)的球狀亞穩(wěn)相，晶格常數(shù)為a=0.405 nm。δ′相與鋁基體共格，其共格關(guān)系為(100)δ′//(100)Al，[001]δ′//[001]Al[18]。θ′相為四方結(jié)構(gòu)的圓盤狀亞穩(wěn)相，其晶格常數(shù)分別為：a=0.404 nm，c=0.58 nm。θ′相與鋁基體半共格，與基體的取向關(guān)系為：(100)θ′//(100)Al，[001]θ′//[001]Al[18]。

與δ′相和θ′相不同，T1相為密排六方結(jié)構(gòu)的圓盤狀平衡相，其晶格常數(shù)分別為：a=0.4965 nm，c=0.9345 nm[19]。T1相在鋁基體{111}Al面析出，與鋁基體半共格，其取向關(guān)系為：(0001)T1//(111)Al，[1010]T1//[110]Al[18-20]。T1相既可在晶內(nèi)析出，也可在晶界析出。

鋁鋰合金時(shí)效時(shí)在晶界還可能析出平衡相T2相(Al6CuLi3)。另外，若Al-Cu-Li系鋁鋰合金添加了Mg元素，時(shí)效時(shí)晶內(nèi)也可能析出S′相(Al2CuMg)[12]。

2.2 強(qiáng)度與時(shí)效析出相的相關(guān)性

時(shí)效析出相不同將導(dǎo)致鋁鋰合金常規(guī)力學(xué)性能的巨大差異。圖3是Al-Cu-Li系鋁鋰合金1441(Al-1.78Cu-1.87Li-0.96Mg-0.11Zr，質(zhì)量分?jǐn)?shù))薄板雙級T8峰時(shí)效(150 ℃/32 h)后的[100]Al晶帶軸選區(qū)電子衍射(selected area electron diffraction, SAED)圖譜及透射電鏡暗場(dark field, DF)照片。除基體衍射斑點(diǎn)之外，僅{110}Al和{100}Al位置存在δ′相衍射斑點(diǎn)(圖3a)，TEM-DF照片中可觀察到大量球狀δ′相(圖3b)，表明，該鋁鋰合金時(shí)效析出相主要為δ′相。力學(xué)性能測試表明，具有上述微觀組織的1441鋁鋰合金屈服強(qiáng)度為393 MPa，抗拉強(qiáng)度為500 MPa，伸長率為12%[21]。

圖3 1441鋁鋰合金T8時(shí)效后選區(qū)電子衍射(selected area electron diffraction, SAED)圖譜及透射電鏡暗場(dark field, DF)照片[21]：(a)[100]Al SAED圖譜，(b) δ′相，TEM-DF照片F(xiàn)ig.3 SAED pattern and TEM-DF image of 1441 Al-Li alloy after T8 aging[21]: (a)[100]Al SAED pattern, (b) δ′ precipitates, TEM-DF image

圖4為另一種Al-Cu-Li系鋁鋰合金2A55(Al-3.82Cu-1.22Li-0.41Mg-0.36Ag-0.45Zn-0.31Mn-0.1Zr)T8峰時(shí)效(4.5%預(yù)變形，150 ℃/35 h)后SAED圖譜及TEM-DF照片[22]，其微觀組織特征明顯不同于1441鋁鋰合金。圖4a的[100]Al晶帶軸SAED圖譜中，存在沿{200}Al及{110}Al分布的衍射茫線，并在1/3{220}Al及2/3{220}Al位置存在非常明顯的衍射斑點(diǎn)，圖4b 的[112]Al晶帶軸SAED圖譜中存在明顯的沿1/3{220}Al及2/3{220}Al分布的衍射茫線，表明2A55鋁鋰合金主要時(shí)效析出相為T1相，并有較多θ′相，同時(shí)存在部分原子偏聚(Guinier Preston, GP)區(qū)，TEM-DF照片中可觀察到上述相應(yīng)析出相(圖4c和4d)，即該鋁鋰合金主要時(shí)效析出相為T1+θ′類型。力學(xué)性能測試表明，具有上述微觀組織的2A55鋁鋰合金力學(xué)性能如下：屈服強(qiáng)度606 MPa、抗拉強(qiáng)度631 MPa、伸長率10.5%[22]。

圖4 2A55鋁鋰合金T8時(shí)效后SAED圖譜及TEM-DF照片[22]：(a)[100]Al SAED圖譜；(b)[112]Al SAED圖譜；(c) θ′相和GP區(qū)，DF照片；(d) T1相，DF照片F(xiàn)ig.4 SAED patterns and TEM-DF images of 2A55 Al-Li alloy after T8 aging[22]: (a)[100]Al SAED pattern; (b)[112]Al SAED pattern; (c) θ′ precipitates and GP zones, DF image; (d) T1 precipitates, DF image

經(jīng)計(jì)算，上述1441鋁鋰合金中主合金元素(Cu，Li)的摩爾分?jǐn)?shù)總量為7.42%，高于2A55鋁鋰合金中的總量6.58%。然而1441鋁鋰合金強(qiáng)度遠(yuǎn)低于2A55鋁鋰合金，這說明鋁鋰合金強(qiáng)度由其析出相類型及含量決定，而不是簡單決定于合金化元素總量。研究表明，時(shí)效析出相為T1+θ′類型的鋁鋰合金強(qiáng)度遠(yuǎn)高于δ′類型的鋁鋰合金[23-25]。

上述強(qiáng)度差異主要與時(shí)效析出相強(qiáng)化機(jī)理及強(qiáng)化效果不同有關(guān)。T1相在欠時(shí)效時(shí)位錯(cuò)可以切過，而峰時(shí)效及過時(shí)效時(shí)主要為繞過強(qiáng)化機(jī)制；θ′相與鋁基體半共格，欠時(shí)效至?xí)r效階段均以繞過強(qiáng)化機(jī)制為主；δ′相在欠時(shí)效階段以切過強(qiáng)化機(jī)制為主，但峰時(shí)效長大后，其強(qiáng)化方式轉(zhuǎn)變?yōu)槔@過機(jī)制[26]。圓盤狀T1相和θ′相強(qiáng)化效果主要與他們在滑移面{111}Al投影有效間距有關(guān)[17, 27, 28]。假定球狀析出相轉(zhuǎn)變?yōu)閳A盤狀析出相時(shí)，單位體積內(nèi)析出相數(shù)密度及單個(gè)析出相體積不變，Nie等分別基于切過強(qiáng)化機(jī)制和繞過強(qiáng)化機(jī)制計(jì)算了圓盤狀T1相及θ′相強(qiáng)化效果與球狀析出相δ′相強(qiáng)化效果的比值(Δτ(plate)/Δτ(sphere))隨長寬比變化的關(guān)系曲線，如圖5所示[17, 27, 28]。在兩種強(qiáng)化機(jī)制下，T1相和θ′相強(qiáng)化效果均顯著大于δ′相，而且T1相和θ′相強(qiáng)化效果均隨其長寬比增加而逐漸增大；同時(shí)，在相同的長寬比條件下，{111}Al晶面上析出的圓盤狀T1相引起的強(qiáng)化效果大于{100}Al晶面上析出的圓盤狀θ′相。另外，T1相長寬比通常大于θ′相長寬比。綜合而言，鋁鋰合金主要時(shí)效析出相強(qiáng)化效果順序?yàn)椋篢1相>θ′相>δ′相[17]。

圖5 基于切過強(qiáng)化機(jī)制及繞過強(qiáng)化機(jī)制時(shí)圓盤狀T1相及θ′相強(qiáng)化效果與球狀δ′相強(qiáng)化效果的比值(Δτ(plate)/ Δτ(sphere))隨長寬比變化的關(guān)系曲線[17, 27, 28]：(a) 切過強(qiáng)化機(jī)制，(b) 繞過強(qiáng)化機(jī)制Fig.5 Variations of Δτ(plate)/Δτ(sphere) with aspect ratio for plate-shaped T1 and θ′ precipitates[17, 27, 28]: (a) shearing strengthening mechanism, (b) by-passing strengthening mechanism

2.2 腐蝕性能與微觀組織的相關(guān)性

抗腐蝕能力是鋁鋰合金需考慮的主要性能之一，而腐蝕性能同樣與時(shí)效析出相密切相關(guān)。T1相同時(shí)含有不活潑元素Cu和活潑元素Li。腐蝕初期T1相電位較負(fù)，作為陽極開始發(fā)生自身的陽極溶解，其中活潑元素Li優(yōu)先溶解，不活潑元素Cu則逐漸富集；結(jié)果腐蝕后T1相電位正移，從而促進(jìn)其邊緣基體(晶內(nèi)基體和晶界邊緣的無沉淀帶)的電化學(xué)溶解和腐蝕[29-31]。晶界析出的T2相也同時(shí)含有不活潑元素Cu和活潑元素Li，其腐蝕機(jī)理與T1相類似。但由于T2相Cu含量較低，腐蝕后期T2相促進(jìn)其邊緣基體電化學(xué)溶解腐蝕能力降低[30-32]。θ′相主要含有不活潑元素Cu，將作為陰極相并促進(jìn)其邊緣基體的陽極溶解[30]。δ′相電化學(xué)性質(zhì)雖未進(jìn)行檢測，但根據(jù)成分特征判定其應(yīng)該一直作為陽極相，且δ′相不連續(xù)存在，不會(huì)導(dǎo)致相應(yīng)鋁鋰合金的嚴(yán)重腐蝕。

晶界析出相種類和分布的差異將導(dǎo)致鋁鋰合金腐蝕行為的差異。圖6和圖7所示分別為幾種不同Cu/Li含量比鋁鋰合金微觀組織及在晶間腐蝕介質(zhì)中浸泡腐蝕6 h后的截面金相照片[33]。高Cu/Li含量比鋁鋰合金晶界析出較連續(xù)的T1相(圖6a)，中等Cu/Li含量比鋁鋰合金晶界析出的T1相減少(圖6b)，低Cu/Li含量比鋁鋰合金晶界析出不連續(xù)δ(AlLi)相(圖6c)。當(dāng)晶界析出連續(xù)T1相，而晶內(nèi)析出相很少，其晶間腐蝕敏感性較大(圖7)；若此時(shí)晶內(nèi)同時(shí)析出較多T1相，將容易發(fā)生以晶粒腐蝕為特征的坑蝕并伴隨晶間腐蝕。若晶界析出不連續(xù)δ相，晶間腐蝕敏感性明顯降低[33]。

圖6 不同Cu/Li含量比鋁鋰合金175 ℃時(shí)效24 h后晶界區(qū)域掃描透射電子顯微鏡(STEM)照片[33]：(a) 高Cu/Li含量比，(b) 中Cu/Li含量比，(c) 低Cu/Li含量比Fig.6 STEM images of the grain boundary area in Al-Li alloys with different Cu/Li ratio after aging for 24 h at 175 ℃[33]: (a) high Cu/Li ratio, (b) medium Cu/Li ratio, (c) low Cu/Li ratio

2.3 疲勞裂紋擴(kuò)展速率與微觀組織的相關(guān)性

疲勞裂紋擴(kuò)展速率是航空用鋁鋰合金的主要目標(biāo)性能之一，與析出相類型和尺寸密切相關(guān)。圖8及圖9所示分別為2A97鋁鋰合金T6時(shí)效(165 ℃/60 h)及T8低溫(135 ℃)時(shí)效不同時(shí)間的TEM照片及相應(yīng)的疲勞裂紋擴(kuò)展速率曲線(da/dN～ΔK)[34, 35]。T8短時(shí)間(12 h)時(shí)效，析出相為大量細(xì)小密集的δ′相及較少非常細(xì)小的T1相(圖8a和8b)，此時(shí)合金疲勞裂紋擴(kuò)展速率最低，抗疲勞裂紋擴(kuò)展性能最優(yōu)(圖9)，ΔK=30 MPa·m1/2時(shí)裂紋擴(kuò)展速率為4.5×10-3mm·cycle-1，且直至ΔK為35 MPa·m1/2才發(fā)生斷裂，可承受的應(yīng)力強(qiáng)度因子范圍較大。時(shí)效時(shí)間延長至48 h后，δ′相和T1相尺寸增大，且T1相數(shù)量急劇增加(圖8c和8d)；時(shí)效時(shí)間長達(dá)120 h時(shí)，合金中的δ′相和T1相繼續(xù)長大，但δ′相的數(shù)量減少(圖8e和8f)。這兩種析出相組成情況下，合金疲勞裂紋擴(kuò)展速率持續(xù)增加，抗疲勞裂紋擴(kuò)展性能降低，ΔK=30 MPa·m1/2時(shí)裂紋擴(kuò)展速率分別為6.5×10-3及6.8×10-3mm·cycle-1。

圖7 不同Cu/Li含量比鋁鋰合金時(shí)效不同時(shí)間后浸泡腐蝕6 h后的截面金相照片[33]Fig.7 Typical corrosion sectional metallographs of Al-Li alloys with different Cu/Li ratio aged for different time after 6 h immersion[33]

圖8 2A97鋁鋰合金T6時(shí)效(165 ℃/60 h)及T8低溫(135 ℃)時(shí)效不同時(shí)間的TEM-DF照片[34, 35]：(a) T8，12 h，T1相；(b) T8，12 h，δ′相；(c) T8，48 h，T1相；(d) T8，48 h，δ′相；(e) T8，120 h，T1相；(f) T8，120 h，δ′相；(g) T6，T1相；(h) T6, θ′相，δ′相Fig.8 TEM-DF images of 2A97 Al-Li alloy after T6 aging and T8 aging for different time[34, 35]: (a) T8, 12 h, T1;(b)T8, 12 h, δ′; (c) T8, 48 h, T1; (d) T8, 48 h, δ′; (e) T8, 120 h, T1; (f) T8, 120 h, δ′; (g) T6, T1; (h) T6, θ′ and δ′

圖9 不同時(shí)效狀態(tài)下2A97鋁鋰合金的疲勞裂紋擴(kuò)展速率曲線[34, 35]Fig.9 Fatigue crack propagation rate curves of 2A97 Al-Li alloy after different aging[34, 35]

T6時(shí)效(165 ℃/60 h)時(shí)，2A97鋁鋰合金主要析出T1相和θ′相，僅有少量粗大δ′相(圖8g和8h)，對應(yīng)的疲勞裂紋擴(kuò)展速率較高，ΔK=25 MPa·m1/2時(shí)疲勞裂紋擴(kuò)展速率為7.5×10-3mm·cycle-1，且在ΔK為27 MPa·m1/2時(shí)就已經(jīng)發(fā)生失穩(wěn)斷裂。

在鋁鋰合金中，位錯(cuò)可以切過細(xì)小δ′相及細(xì)小T1相[26]，即細(xì)小δ′相及細(xì)小T1相可以促進(jìn)共面滑移，增加位錯(cuò)滑移可逆性，從而降低裂尖應(yīng)力集中程度及塑性累積水平，促進(jìn)裂紋的閉合效應(yīng)，提高疲勞裂紋擴(kuò)展抗力。而粗大、密集的T1相及半共格的θ′相抑制共面滑移，易于造成應(yīng)力集中，降低裂紋擴(kuò)展抗力[18, 34-36]。上述微觀組織與疲勞裂紋擴(kuò)展速率關(guān)系表明，進(jìn)行耐損傷鋁鋰合金成分設(shè)計(jì)及熱處理工藝設(shè)計(jì)時(shí)，應(yīng)優(yōu)先考慮析出細(xì)小δ′相及細(xì)小T1相的鋁鋰合金成分體系；而形成密集T1相及半共格θ′相的成分體系及熱處理工藝則不能優(yōu)先考慮應(yīng)用于耐損傷鋁鋰合金。

3 新型鋁鋰合金設(shè)計(jì)

基于時(shí)效析出相與性能的相關(guān)性，結(jié)合成分與析出相類型的關(guān)系，通過成分設(shè)計(jì)及工藝(如熱處理工藝)優(yōu)化調(diào)控時(shí)效析出相類型及含量，可以開發(fā)具有不同性能的鋁鋰合金，這是開發(fā)新型鋁鋰合金的基礎(chǔ)之一。以下分別闡述幾種不同類型新型鋁鋰合金的設(shè)計(jì)研發(fā)情況。

3.1 高強(qiáng)、超高強(qiáng)鋁鋰合金

根據(jù)鋁鋰合金中不同時(shí)效強(qiáng)化相強(qiáng)化效果差異，開發(fā)高強(qiáng)、超高強(qiáng)鋁鋰合金應(yīng)優(yōu)先考慮析出高體積分?jǐn)?shù)的T1+θ′相。相同峰時(shí)效條件下，影響鋁鋰合金析出相類型及含量的主要因素為Cu和Li含量。系列研究表明，鋁鋰合金中Cu/Li含量比比較低(Cu含量較低而Li含量較高)時(shí)有利于析出δ′相，而Cu/Li含量比比較高時(shí)則有利于T1相和θ′相的析出[37-39]。結(jié)合上述現(xiàn)象，研究人員總結(jié)了如下Cu(3.0%～4.4%)、Li(0.8%～1.4%)含量對Al-Cu-Li系鋁鋰合金強(qiáng)度的影響規(guī)律：隨Cu+Li總原子分?jǐn)?shù)增加，鋁鋰合金強(qiáng)度有提高的趨勢；而在Cu+Li總原子分?jǐn)?shù)相同(近)時(shí)，隨Cu占Cu和Li總原子分?jǐn)?shù)比例增加，強(qiáng)度有增加的趨勢[37-40]。馬云龍基于上述分析，進(jìn)一步以Cu+Li總原子分?jǐn)?shù)及Cu占Cu和Li總原子分?jǐn)?shù)的比例為因變量，建立標(biāo)準(zhǔn)成分范圍內(nèi)2195鋁鋰合金強(qiáng)度與Cu,Li含量的數(shù)學(xué)關(guān)系[40]。

在不改變析出相類型的基礎(chǔ)上，通過微合金化元素促進(jìn)強(qiáng)化效果最好的T1相析出是開發(fā)高強(qiáng)、超高強(qiáng)鋁鋰合金的有效手段。中南大學(xué)開展了鋁鋰合金中Mg，Ag，Zn系列的微合金化及復(fù)合微合金化研究，結(jié)果表明Mg、Mg+Ag、Mg+Zn、Mg+Ag+Zn添加有利于促進(jìn)T1相的形核，增加T1相密度和體積分?jǐn)?shù)，加速時(shí)效響應(yīng)速度，進(jìn)而提高鋁鋰合金強(qiáng)度[41-45]。綜合而言，Mg+X(X=無、Ag或/和Zn)微合金化強(qiáng)化效果呈現(xiàn)如下規(guī)律：Mg+Ag+Zn>Mg+Ag>Mg+Zn>Mg[4]。

基于上述Cu，Li含量對鋁鋰合金強(qiáng)度影響規(guī)律及Mg，Ag，Zn微合金化元素作用效果及機(jī)理方面的研究成果，國內(nèi)形成了(超)高強(qiáng)鋁鋰合金的設(shè)計(jì)思路?！笆晃濉焙汀笆濉逼陂g，中南大學(xué)、北京航空材料研究院、航天材料及工藝研究所及西南鋁業(yè)(集團(tuán))有限責(zé)任公司聯(lián)合開發(fā)了新型高強(qiáng)高韌2A97鋁鋰合金；“十三五”期間，中南大學(xué)、航天材料及工藝研究所及西南鋁業(yè)(集團(tuán))有限責(zé)任公司聯(lián)合開發(fā)了超高強(qiáng)鋁鋰合金(2A96，后以2A55鋁鋰合金備案)，并由西南鋁業(yè)(集團(tuán))有限責(zé)任公司進(jìn)行了工業(yè)化生產(chǎn)，該鋁鋰合金T8時(shí)效時(shí)典型強(qiáng)度可達(dá)640 MPa，檢測到最高強(qiáng)度為670 MPa(表2和表3)[22, 46]。目前，該超高強(qiáng)鋁鋰合金已由航天材料及工藝研究所通過旋壓工藝制備了半球形旋壓殼體，并經(jīng)焊接制備了運(yùn)載火箭燃料貯箱樣機(jī)。

3.2 耐蝕鋁鋰合金

結(jié)合鋁鋰合金中不同析出相的腐蝕機(jī)理，開發(fā)耐腐蝕鋁鋰合金的一個(gè)重要方向是通過合金化或微合金化改變T1等析出相的電化學(xué)性質(zhì)并降低晶界T1相比例。國內(nèi)研究發(fā)現(xiàn)在Al-2.8Cu-1.7Li-0.4Mg-0.3Mn-0.12Zr(質(zhì)量

表2 “十三五”期間我國設(shè)計(jì)的一種超高強(qiáng)鋁鋰合金成分 [22, 46]

表3 2 mm及10 mm厚度超高強(qiáng)鋁鋰合金板材T8峰時(shí)效力學(xué)性能[22, 46]

分?jǐn)?shù)，下同)鋁鋰合金中添加Zn元素，可以明顯提高其耐晶間腐蝕能力，如圖10所示[47]。其相關(guān)機(jī)理如下：Zn元素進(jìn)入晶界T1相和T2相，形成含Zn的T1相(Al2-(CuZn)Li)及T2相(Al6(CuZn)Li3)[31, 47, 48]；T1相和T2相電位較負(fù)，在腐蝕初期作為陽極開始發(fā)生自身的電化學(xué)腐蝕，結(jié)果導(dǎo)致活潑元素Li的優(yōu)先溶解，而不活潑元素Cu逐漸富集；但含Zn的T1相和T2相腐蝕后Cu元素富集減少，腐蝕后電位正移程度降低，從而降低對其邊緣基體(晶內(nèi)基體和晶界邊緣的無沉淀帶)電化學(xué)溶解和腐蝕的促進(jìn)作用，相應(yīng)地提高鋁鋰合金耐腐蝕能力。

圖10 添加不同含量Zn的Al-2.8Cu-1.7Li(質(zhì)量分?jǐn)?shù))鋁鋰合金175 ℃時(shí)效不同時(shí)間后在晶間腐蝕介質(zhì)中浸泡6 h后的典型截面腐蝕形貌[47]：(a)不添加，(b)0.3Zn，(c)0.7ZnFig.10 Typical sectional corrosion morphologies of Al-2.8Cu-1.7Li(wt%) alloy with different Zn additions aged at 175 ℃ for 6 h and 24 h after 6 h exposure in intergranular corrosion medium[47]: (a) Zn-free, (b) 0.3Zn, (c) 0.7Zn

然而，當(dāng)合金中Cu/Li含量比比較高時(shí)，晶界和晶內(nèi)析出T1相較多，對T1相邊緣基體陽極溶解的促進(jìn)作用仍然很強(qiáng)烈，因而在Cu/Li含量比高的鋁鋰合金中添加Zn元素時(shí)提高耐腐蝕能力有限[49]。

與上述機(jī)理相關(guān)的2099鋁鋰合金(添加Zn元素的中等Cu/Li含量比的鋁鋰合金)具有卓越的耐腐蝕能力。圖11為2099鋁鋰合金與另外兩種傳統(tǒng)鋁合金在海邊暴露不同時(shí)間后的形貌照片，2024-T3鋁合金僅暴露1年后即發(fā)生嚴(yán)重的剝落腐蝕，而2099-T8鋁鋰合金暴露約20年后仍然只發(fā)生孔蝕[1, 50]。2099鋁鋰合金目前已在國產(chǎn)大飛機(jī)C919構(gòu)件上成功應(yīng)用。

圖11 不同鋁合金海邊暴露不同時(shí)間后形貌照片[1, 50]：(a) 7150-T6，4年；(b) 2024-T3，1年；(c) 2099-T8，14年；(d) 2099-T8，19.1年Fig.11 Morphologies of Al alloys after seaside exposure for different time[1, 50]: (a) 7150-T6, 4 years; (b) 2024-T3, 1 year; (c) 2099-T8, 14 years; (d) 2099-T8, 19.1 years

3.3 耐損傷鋁鋰合金

設(shè)計(jì)以細(xì)小彌散δ′相為主要強(qiáng)化相，而其他強(qiáng)化相很少的鋁鋰合金，是開發(fā)耐損傷鋁鋰合金的主要方向之一。國內(nèi)研究人員設(shè)計(jì)了成分為Al-1.7Li-1.5Cu-0.9Mg-0.1Zr-0.08Sc的鋁鋰合金，結(jié)合不同T8雙級時(shí)效(6%冷軋預(yù)變形，150 ℃/4 h+170 ℃/(2～120) h)，獲得了耐損傷性能優(yōu)異的鋁鋰合金薄板[51]。圖12為該鋁鋰合金不同T8時(shí)效狀態(tài)的微觀組織[51]，析出相均以δ′相為主，只是隨第二級時(shí)效時(shí)間延長，δ′相逐漸長大。合金中心裂紋試樣(MT試樣)的疲勞裂紋擴(kuò)展速率曲線如圖13所示，具體性能值如表4所列[51]。由此可知，該鋁鋰合金是一種性能優(yōu)異的中強(qiáng)耐損傷鋁鋰合金，在航空構(gòu)件上有良好的應(yīng)用前景。

圖12 一種中強(qiáng)耐損傷鋁鋰合金不同T8雙級時(shí)效后的SAED圖譜及TEM-DF照片[51]：(a)第二級170 ℃/2 h, (b) 第二級170 ℃/24 hFig.12 SAED patterns and TEM-DF images of a novel medium strength and highly tolerant Al-Li alloy after different two-step T8 aging[51]: (a) 2nd step aging is 170 ℃/2 h, (b) 2nd step aging is 170 ℃/24 h

設(shè)計(jì)以細(xì)小T1相為主要強(qiáng)化相的鋁鋰合金是耐損傷鋁鋰合金發(fā)展的另一方向。中南大學(xué)設(shè)計(jì)了一種成分為Al-2.98Cu-0.85Li-0.37Mg-0.32Ag的鋁鋰合金，薄板經(jīng)T8

表4 一種中強(qiáng)耐損傷鋁鋰合金不同T8雙級時(shí)效后力學(xué)性能和疲勞裂紋擴(kuò)展速率[51]

# notes that the pre-deformation for T8 aging is 6%, and the 1ststep aging is at 150 ℃ for 4 h;* notes ΔK=30 MPa·m1/2

雙級時(shí)效(12%冷軋預(yù)變形+RT/120 h+145 ℃/20 h)后析出尺寸非常細(xì)小且彌散分布的T1相(圖13a)，獲得良好的綜合性能：抗拉強(qiáng)度443 MPa，屈服強(qiáng)度397 MPa，伸長率16.5%，裂紋擴(kuò)展速率約1.34×10-3mm·cycle-1(ΔK=30 MPa·m1/2)。但因該合金Cu和Li含量比例特征適宜于形成T1+θ′的析出相類型，若熱處理控制不當(dāng)，容易形成尺寸較大的T1+θ′相以及極少量S′相(圖13b和13c)，結(jié)果在常規(guī)力學(xué)性能基本不變的條件下，其耐損傷性能顯著下降(圖14a)[52, 53]。

另一種比較典型的耐損傷鋁鋰合金2060由Alcoa公司設(shè)計(jì)開發(fā)，目前在國產(chǎn)大飛機(jī)C919機(jī)身等直段上應(yīng)用(圖2a)[16]，其疲勞裂紋擴(kuò)展速率曲線如圖14b所示[54]。

圖13 Al-2.98Cu-0.85Li-0.37Mg-0.32Ag合金不同時(shí)效處理后的TEM照片[52]：(a) T8雙級時(shí)效(12%預(yù)變形+RT/120 h+145 ℃/20 h)，T1相，DF；(b) T8單級時(shí)效(4%預(yù)變形+145 ℃/45 h)，T1相，DF；(c) T8單級時(shí)效，θ′相，明場(bright field, BF)像Fig.13 TEM images of Al-2.98Cu-0.85Li-0.37Mg-0.32Ag alloy after different aging[52]: (a) T8 two-step aging (12% pre-deformation+RT/120 h+145 ℃/20 h), T1, DF; (b) T8 single-step aging (4% pre-deformation+145 ℃/45 h), T1, DF; (c) T8 single-step aging, θ′, BF

3.4 高淬透性鋁鋰合金

高淬透性、低淬火敏感性主要在7XXX系鋁合金中有較多報(bào)道。隨著航空航天應(yīng)用對厚截面鋁鋰合金構(gòu)件的需求，國內(nèi)逐漸提出了開發(fā)高淬透性鋁鋰合金的目標(biāo)。目前對鋁鋰合金的淬透性評價(jià)非常少，僅俄羅斯對部分鋁鋰合金淬透性或過飽和固溶體的穩(wěn)定性進(jìn)行過研究。Shneider等采用端淬結(jié)合后續(xù)時(shí)效后進(jìn)行強(qiáng)度測試的方法，研究了1420、1421、1450、1460、1470等幾種鋁鋰合金的淬透性(部分結(jié)果如圖15所示)[55]。結(jié)果認(rèn)為：Cu含量提高，過飽和固溶體穩(wěn)定性下降；合金中Cu/Li含量比降低，鋁鋰合金淬透性提高。然而，他們并未系統(tǒng)研究合金化元素對鋁鋰合金淬透性的影響，因而上述結(jié)論不能對高淬透性鋁鋰合金的開發(fā)提供有效指導(dǎo)。

圖14 不同鋁鋰合金疲勞裂紋擴(kuò)展速率曲線[52-54]：(a) Al-2.98Cu-0.85Li-X合金，(b) 2060-T8鋁鋰合金Fig.14 Fatigue crack propagation rate curves of different Al-Li alloys[52-54]: (a) Al-2.98Cu-0.85Li-X alloy, (b) 2060-T8 (LT specimen)

圖15 不同鋁鋰合金端淬并時(shí)效后距淬火端不同距離處試樣的平均強(qiáng)度[55]：(a) 抗拉強(qiáng)度, (b) 屈服強(qiáng)度Fig.15 Average strength as a function of distance away from the quenching end after end quenching and artificial aging[55]: (a) tensile strength, (b) yield strength

國內(nèi)設(shè)計(jì)了一種采用薄板疊層、端淬、后續(xù)T8時(shí)效(針對Al-Cu-Li系鋁鋰合金的熱處理工藝)再進(jìn)行強(qiáng)度測試來表征鋁鋰合金淬透性的方法[56]，并將其應(yīng)用于表征第三代鋁鋰合金2195、2050及2060的淬透性，如圖16所示[57-61]。由圖可知，2050鋁鋰合金淬透性最好，而2060鋁鋰合金淬透性最差，這個(gè)結(jié)果與上述鋁鋰合金AMS規(guī)范的厚度規(guī)格相符[62, 63]。

圖16 不同鋁鋰合金端淬并T8時(shí)效后距淬火端不同距離處試樣的抗拉強(qiáng)度[57-61]Fig.16 Average tensile strength as a function of distance away from the quenching end after end quenching and T8 aging[57-61]

針對開發(fā)高淬透性鋁鋰合金的目標(biāo)，作者課題組正在針對Al-Cu-Li系鋁鋰合金成分特征，在實(shí)驗(yàn)室制備不同成分鋁鋰合金薄板的基礎(chǔ)上，對大范圍內(nèi)Cu，Li，Mg等幾種主要合金化元素對鋁鋰合金淬透性的影響進(jìn)行研究。目前部分研究結(jié)果已申請高強(qiáng)高淬透性鋁鋰合金專利[64]，并擬陸續(xù)申請其他類型高淬透性鋁鋰合金專利。

4 結(jié) 語

我國是世界上能工業(yè)化生產(chǎn)和應(yīng)用先進(jìn)鋁鋰合金的少數(shù)幾個(gè)國家之一，突破了鋁鋰合金工程化研制與生產(chǎn)中的一系列關(guān)鍵技術(shù)，國產(chǎn)鋁鋰合金材料也在我國一些重要航空航天飛行器上獲得應(yīng)用。與此同時(shí)，我國科研人員對鋁鋰合金的合金成分設(shè)計(jì)、加工變形、熱處理、腐蝕等方面的基礎(chǔ)理論問題也進(jìn)行了深入系統(tǒng)的研究。

我國鋁鋰合金研究雖然取得了很大成績，但在鋁鋰合金自主研發(fā)設(shè)計(jì)方面仍然落后于國外先進(jìn)水平。主要表現(xiàn)在：① 自主設(shè)計(jì)、注冊的鋁鋰合金牌號太少，目前僅有2A97、2A55、X2A66、X2A68、2A60鋁鋰合金牌號；② 自主知識產(chǎn)權(quán)保護(hù)不足，而美國(如Alcoa)等則搶先在中國進(jìn)行專利保護(hù)；③ 大量自主設(shè)計(jì)的不同高性能鋁鋰合金未進(jìn)入工業(yè)化試制和工業(yè)化生產(chǎn)階段，不能作為航空航天部門的備選材料而開展應(yīng)用技術(shù)研究。

作者認(rèn)為，未來我國應(yīng)針對航空航天技術(shù)發(fā)展的需求，進(jìn)一步加強(qiáng)高性能鋁鋰合金的基礎(chǔ)研究，在深入研究鋁鋰合金的成分、微觀組織和性能相關(guān)性的基礎(chǔ)上，建立不同性能特征(包括高強(qiáng)超高強(qiáng)、耐腐蝕、耐損傷、可焊、高成形性、高淬透性)鋁鋰合金的設(shè)計(jì)思路和設(shè)計(jì)準(zhǔn)則，進(jìn)一步研發(fā)具有自主知識產(chǎn)權(quán)的新型高性能鋁鋰合金，建立相應(yīng)的材料規(guī)范，同時(shí)加快自主研發(fā)鋁鋰合金的應(yīng)用技術(shù)研究，擴(kuò)大鋁鋰合金的實(shí)際工程應(yīng)用。相信在航空航天工業(yè)需求的牽引下，我國新型鋁鋰合金的研究、生產(chǎn)和應(yīng)用必將進(jìn)入一個(gè)發(fā)展新時(shí)期。