鋁鋰合金的合金化與微觀組織演化

鄭子樵，李勁風，陳志國，李紅英，李世晨，譚澄宇

(中南大學 材料科學與工程學院，長沙 410083)

鋁鋰合金的合金化與微觀組織演化

鄭子樵，李勁風，陳志國，李紅英，李世晨，譚澄宇

(中南大學 材料科學與工程學院，長沙 410083)

評述了鋁鋰合金的發展歷程和應用以及我國鋁鋰合金研究所取得的成果。闡述了第3代鋁鋰合金的成分、微觀組織和性能特點，討論了合金化元素在調控鋁鋰合金微觀組織進而改善性能方面的作用。大量研究表明，這些合金化元素可改變鋁鋰合金中原有析出相的大小、形狀、分布，或刺激新強化相的析出，也可以細化晶粒、控制再結晶和晶粒取向。時效析出過程的本質和動力學在很大程度上取決于合金化元素之間的交互作用和合金原子的團簇化過程。

鋁鋰合金；合金化；微觀組織；時效硬化；析出相

新型鋁鋰合金由于具有密度低、彈性模量高、比強度高和比剛度高、疲勞裂紋擴展速率低和高、低溫性能較好等特點，在航空航天領域得到廣泛應用。目前，盡管面臨復合材料的競爭，但鋁鋰合金由于自身的優勢在未來仍將是很有競爭力的一類航空航天材料[1-3]。

鋁鋰合金的研究和開發至今已有80多年的歷史，其發展大致可分為3個階段，相應出現的鋁鋰合金產品也劃分為3代。第1階段為初步發展階段，在此階段，美國Alcoa公司成功研制出2020合金，前蘇聯開發出BДA23合金。20世紀70年代，鋁鋰合金研制進入第2階段，在此階段，研制成功的鋁鋰合金主要有1420、2090、8090、8091和2091合金等。由于第2代鋁鋰合金存在各向異性嚴重、塑韌性水平較低、熱暴露后會嚴重損失韌性，綜合性能和價格難以與原有2000系、7000系鋁合金競爭，除前蘇聯的1420合金在Mig-29，Su-27，Su-35等軍機上獲得較廣泛應用外，歐美開發的大部分第2代鋁鋰合金都未獲得大量應用。進入20世紀90年代以后，美國、法國和俄羅斯在總結過去鋁鋰合金研究的基礎上，根據新的應用需求背景調整研究思路，開發出了一系列具有高綜合性能的鋁鋰合金。近20年來，在美國鋁業協會注冊的新型鋁鋰合金主要有 2097、2197、2297、2397、2099、2199、2195、2196、2098、2198和 2050等合金，此外還有俄羅斯的1460、1464和1469等合金，這些合金可統稱之為第3代鋁鋰合金[4-6]。

我國鋁鋰合金的研究工作始于20世紀80年代，從“七五”開始，鋁鋰合金的研究正式列入國家的相關科技計劃，并且連續幾個“五年計劃”持續立項支持。本文作者(中南大學)主持的課題組與西南鋁業集團有限責任公司、航材院以及航天 703所等單位合作，在國家相關課題支持下，除跟蹤研究了一系列國外第2代和第3代鋁鋰合金之外，還針對我國航天航空的應用背景和性能要求，研究了具有自主知識產權的新型鋁鋰合金，該合金具有良好的綜合性能，得到國家有關主管部門的高度評價。

近30年來，中南大學圍繞鋁鋰合金的成分設計、合金化原理、熔煉鑄造、加工變形、熱處理、疲勞、斷裂、腐蝕及焊接等方面的基礎理論問題進行了深入系統的研究，在國內外權威刊物和國際會議上發表了一系列文章，鋁鋰合金應用基礎研究與國外基本保持相當水平。除了在鋁鋰合金基礎研究方面取得很多成果之外，我國還建成了鋁鋰合金工業化生產的專用設備體系，突破了工程化研制與生產中的一系列關鍵技術，包括大規格鋁鋰合金鑄錠的工業化熔煉鑄造技術，鋁鋰合金板材工業化生產的關鍵技術，鋁鋰合金大直徑管材、深沖模鍛件生產的關鍵技術及鋁鋰合金型材(包括薄壁型材)生產技術等。在鋁鋰合金應用方面也取得了重大進展，國產鋁鋰合金材料在我國一些重要航空航天飛行器上獲得應用。基礎研究和工程化研制與應用中取得的成果，使我國與美、法、俄一樣，成為能工業化生產和應用先進鋁鋰合金的少數幾個國家之一。

鋁鋰合金的性能取決于成分、熱處理和加工制備技術，合金成分和加工制備技術的設計取決于對鋁鋰合金微觀組織和合金化機理的認識。本文作者將重點介紹包括作者在內的各國研究者運用 TEM、HREM 及3DAP等先進微觀分析手段和計算機模擬技術，在鋁鋰合金的合金化和微觀組織形成與演化方面開展的研究，討論合金化元素在調控鋁鋰合金微觀組織進而改善性能方面的作用機理，期望能為今后高性能鋁鋰合金和其他鋁合金的研究和開發提供一些思路和借鑒。

1 第3代鋁鋰合金的成分、基本特性和用途

1.1 第3代鋁鋰合金的成分和組織特點

商用鋁鋰合金依其主成分可分為 Al-Li-Mg系、Al-Li-Cu-Mg系和Al-Li-Cu系3個合金系列。其中，Al-Li-Mg系和Al-Li-Cu-Mg系合金主要為第2代鋁鋰合金，第3代鋁鋰合金屬Al-Li-Cu系合金。第2代鋁鋰合金由于其Li含量較高(＞2%，質量分數)而其他元素含量低，時效后的主要強化相是δ′相。第3代鋁鋰合金的Li含量較低(＜2%，質量分數)，而Cu含量較高(一般＞3%，質量分數)，此外，還添加了少量Mg、Mn、Zn、Ag及Sc等微合金化元素，其時效組織與第2代鋁鋰合金的明顯不同。Al-Li-Cu系合金的析出順序和強化相的種類在很大程度上取決于Cu/Li比，其析出過程見表1[7]。

表1 Al-Li-Cu合金的析出過程Table1 Precipitation sequences in Al-Cu-Li alloys

第3代鋁鋰合金的組織模式圖如圖1所示[8]；典型的實際析出組織如圖 2所示[9]。其基本特征是由多種不同尺度、不同結構、不同位向和形態的相組成，并且希望這些析出相在強韌化和提高其他性能方面發揮協同作用。第3代鋁鋰合金中的主要析出相包括δ′、β′、θ′、T1、S′和 Al20Cu2Mn3相等。由于微觀組織的不同，導致第2代和第3代鋁鋰合金性能存在很大差別。

1.2 第3代鋁鋰合金的性能特點和用途

第3代鋁鋰合金的性能不僅優于第2代鋁鋰合金的，也明顯優于航空航天部門使用的一些傳統鋁合金的。第3代鋁鋰合金具有以下特點：密度低、模量高；強度-韌性平衡良好；耐損傷性能優良；各向異性小；熱穩定性好；耐腐蝕；加工成形性好。

圖1 第3代鋁鋰合金的組織結構模式[8]Fig.1 Microstructure modelling of the third generation Al-Li alloy[8]

圖2 第3代鋁鋰合金(2099)中幾種主要強化相的TEM形貌[9]Fig.2 Main strengthening precipitates in 2099 Al-Li alloy[9]: (a) α〉〈100 dark field image; (b) α〉〈100 bright field image, θ′, β′phase; (c) α〉〈 110 bright field image, T1 phase; (d) α〉〈112 dark field image, T1 phase

圖3所示為我國自主開發的第3代鋁鋰合金2A97與目前航天航空用鋁合金疲勞裂紋擴展速率的對比[10]。由圖3可知，在ΔK相同的條件下，2A97 T851態合金的疲勞裂紋擴展性能明顯優于 7449-T7951合金的，與AA6156-T6及2E12(國產2524合金)-T351態合金相差無幾，并具有更高的門檻值ΔKth，但強度卻比2524-T351的高100 MPa以上，在T4狀態下，2A97合金的抗疲勞裂紋擴展性能更佳。

鋁鋰合金的疲勞裂紋擴展途徑具有明顯的晶體學特征，裂紋在穿過大角度晶界時發生不同程度的偏轉和分叉(見圖4[11])，導致裂紋擴展途徑曲折，從而提高裂紋擴展抗力。先進鋁鋰合金含有δ′、GP區、θ′、S′及 T1等多種析出相，在循環加載時，這些析出相與位錯發生強烈的交互作用，有效地分散了位錯的共面滑移，削弱了由位錯塞積導致的局部應力集中，從而使其具有較高的損傷容限[12-14]。

圖3 2A97與2E12、6156、7449合金疲勞裂紋擴展速率比較[10]Fig.3 Comparison of fatigue crack growth rate of Al-Li alloy 2A97 and commercial alloys 2E12, 6156 and 7449 for aerospace use[10]

圖4 2197鋁鋰合金疲勞裂紋早期擴展EBSD像[11]Fig.4 EBSD tomography of fatigue crack growth in Al-Li alloy at early stage[11]

圖5 A380采用的鋁鋰合金地板結構[16]Fig.5 Al-Li alloy application in A380 floor structure[16]: (a) A380 floor structure; (b) Floor beams fabricated by 2196 Al-Li alloy

部分第 3代鋁鋰合金已取代傳統鋁合金，用于F16、F22、F35、A380、C-系列等先進軍機和民機以及航天飛機、運載火箭、導彈及衛星等航空航天領域。如2197合金用于F-16戰機的后機身艙壁，克服了原來采用 2124合金疲勞壽命不足、服役時間達不到8 000 h的缺點，從而降低了艙壁的更換頻率和維修時間，滿足了飛機的使用壽命要求，同時也降低了飛機服役成本[15]。同屬于第 3代的 2099-T8511和2196-T8511鋁鋰合金擠壓型材已用于A380的地板結構(見圖 5)、座椅導軌、輔助導軌、緊急艙地板等部位[16]。1998年發射的“發現號”航天飛機外儲箱(直徑8.4 m，長46.1 m)采用了第3代鋁鋰合金2195合金取代2219合金，使航天飛機質量減少3.6 t，從而大大節約了發射成本[17]。

圖6 Ag和Mg添加對 Al-Cu-Li合金時效硬化的影響[22]Fig.6 Effect of Ag and Mg additions on aging behavior of Al-Cu-Li alloy[22]

2 鋁鋰合金的合金化

改善鋁鋰合金性能的有效方法之一是通過合金化調控微觀組織。大量研究表明：某些元素的微量甚至痕量添加，都會顯著影響鋁鋰合金的組織和性能，如改變原有析出相的大小，形狀、分布和體積分數，或生成新的強化相以及細化晶粒、控制再結晶和晶粒取向等[18-20]。

2.1 Cu和Li的作用

Cu和Li在鋁鋰合金中除起固溶強化作用外，主要是作為 δ′(Al3Li)、T1(Al2CuLi)、θ′(A12Cu)等強化相的構成元素促進這些相的析出，Cu/Li比的不同會改變這些相的體積分數與分布，Cu能減小無沉淀帶寬度，提高合金強度和改善塑韌性[21]。

但 Cu含量過高會產生中間相使韌性下降、密度增大；Cu含量過低不利于減弱局部應變和減小無沉淀帶寬度，故Al-Li合金中的Cu含量一般為2%～4%(質量分數)。

2.2 Ag和Mg的作用

在Al-Cu-Li合金中單獨添加少量Ag其強化作用很小，單獨加入Mg有較大的強化作用，同時添加少量Ag 和Mg，產生更大的時效強化效應[22](見圖6)。Mg的強化作用源于Mg能加速GP區的形核，從而促進T1相的析出，同時抑制δ′的生長速率，使δ′相更加細小、彌散[23-26]。YOKOTA 等[23]通過計算機模擬發現，Mg原子優先存在于Li原子周圍，并吸引空位，形成 Mg-Li-空位團簇。這些原子團簇進一步吸引 Li原子，為 δ′相的形成提供形核點。HIROSAWA 等[24]則認為，由于Mg原子與空位以及Cu原子之間的交互作用，在淬火后形成許多Cu-Mg-空位復合團簇，降低了 GP區形成激活能，加速了{111}α面上 GP區的形成，這些GP區作為T1相的形核位置促進其析出。李艷芬等[25]的研究認為，Mg降低鋁的層錯能有利于層錯的形成，T1相能在層錯上形核析出，與 δ′及 θ′等其他強化相相比，T1相的強化效應更大[26]。

Ag 和 Mg同時添加的顯著時效強化效應主要是改變了Al-Cu-Li合金的時效析出過程，促進T1相的彌散析出以及θ′和S′相的均勻細小析出，從而使合金具有更高的強韌性。關于Mg和Ag促進T1相析出的作用機理有多種觀點[27-30]。本文作者的研究表明，時效時Ag和Mg原子形成Ag-Mg團簇，為T1相形核起到“催化”和“橋梁”作用。時效初期，Ag和Mg在基體{111}α面上偏聚，由于Ag和Mg之間的強交互作用形成Ag-Mg原子團簇，同時又由于Li和Ag以及Cu和Mg之間的強交互作用和尺寸效應促使Li和Cu原子不斷向Ag-Mg原子團簇擴散，從而提供了T1相形核所需要的結構和成分條件。形核后 T1相長大過程中 Ag和 Mg原子進一步擴散至 T1/α界面，使{111}α面上的錯配應變降至最小，從而使隨后的長大更加容易[31-34]。

圖7所示為3DAP分析得到的2050合金T6峰時效態下主要元素的原子分布圖[34]。由圖7可以看出，合金中有明顯的Mg原子團簇和Ag原子團簇，且Mg和Ag原子團簇位置具有對應關系。這說明合金中Mg和 Ag原子確實形成了復合團簇。對圖 7(a)中所示板條相(T1相)的3DAP成分分析可知，這種板條相的組成包括 Al、Cu、Li、Mg 及 Ag(見圖 7(d)和(e))。且Mg和 Ag原子在 T1/α界面發生偏聚；這與MURAYAMA和HONO[35]的實驗結果一致。

2.3 Zn的作用

Zn具有固溶強化和時效強化作用。由于Zn能增加δ′與基體的錯配度，降低Li在基體中的固溶度，從而能促進δ′的析出，并使其粗化長大速率減小[36-38]。Zn還能促進S′和T1相的析出，從而提高其強塑性[38]。2197合金由于同時含有少量的 Mg和 Zn，能同時促進δ′ 相、GP區和T1相的析出，Mg和Zn具有類似同時添加Mg和Ag的作用[39-40]。

圖 8所示為 Al-2.8Cu-1.48Li-0.37Mg-0.53Zn-0.25Mn-0.12Zr合金經175 ℃時效40 h后的3DAP原子分布圖[41]。由圖8可以看出，合金中存在不同位相的析出相，TEM觀察證明其分別為θ′相和T1相，此外，也可以看出Cu、Li、Mg和 Zn元素原子在這些相中的分布。對圖8(a)所框定的板條相的3DAP分析可知，這種析出相為T1相，Mg和Zn原子在T1相附近偏聚，說明Mg和Zn原子團簇對T1相的析出具有一定的促進作用。

圖7 2050合金T6狀態下時效26 h的三維原子探針(3DAP)元素分布圖[34]Fig.7 3DAP atom distribution in 2050-T6 Al-Li alloy[34]: (a),(b), (c) Atom distribution of Cu, Mg and Ag, respectively (18 nm×20 nm×82 nm); (d) Atom distribution map in T1 phase;(e) 1D concentration profile in T1 phase

圖8 Al-2.8Cu-1.48Li-0.37 Mg -0.53Zn-0.25Mn-0.12Zr合金在175 ℃時效40 h后的3DAP元素分布圖[41]Fig.8 3DAP atom distribution of Al-2.8Cu-1.48Li-0.37Mg-0.53Zn-0.25Mn-0.12Zr aged at 175 ℃ for 40 h[41]: (a), (b), (c),(d) Atom distribution of Cu, Li, Mg and Zn, respectively (14.5 nm×14.8 nm×160 nm); (e) 1D concentration profile in Tl phase

圖9所示為Al-1.2Cu-5.7Li-(0.4Mg)-(0.2Zn)(摩爾分數，%)合金時效早期的原子團簇在(100) 晶面上分布形態模擬結果圖[33,41]。由圖9可知，Al-1.2Cu-5.7Li合金中由于存在大量 Li，出現大量的 Li原子團簇、Li-Cu原子對以及空位團，且空位團簇多出現在Li原子團簇附近，形成共生形態(見圖9(a))。微量Mg的加入后，出現明顯的Cu原子團簇，且空位多與Cu-Mg原子團簇形成共生形態，Mg原子多以Mg-Li原子對及 Mg-Cu-Vacancy復合體形式存在(見圖 9(b))。當在Al-1.2Cu-5.7Li合金中單獨添加0.2Zn時，時效初期原子與空位的分布形態沒有明顯的差別，合金中出現明顯的Li原子團簇，沒有明顯的Cu原子團簇(見圖9(c))。當合金中同時加入0.4Mg和0.2Zn時，Mg和Zn都出現明顯的團簇化，并出現明顯的Mg-Zn-Vacancy復合團簇(見圖9(d))。Li和Zn以及Cu和Mg之間較強的交互作用，促使Li和Cu原子不斷向Mg-Zn原子團擴散，從而提供了T1相形核所需要的結構和成分條件，Mg-Zn原子團簇和Ag-Mg原子團簇一樣，在促進T1相析出方面具有類似的作用。模擬結果與3DAP分析結果一致(見圖8)。

Zn的添加還能改善合金的腐蝕性能，使剝落腐蝕和應力腐蝕阻力增加。其原因是Zn促進富Cu相從基體中析出，減少基體中 Cu的過飽和度，使局部微電位差縮小。Zn可溶入晶界粗大的T1相中，也可能溶入亞晶界和基體中的T1相中[42-43]，Zn的溶入可能直接影響T1相的電化學性能。含少量Zn的2099合金樣品在未包鋁的情況下，即使在海岸邊暴露14 a也僅發生均勻的點蝕[44]。

圖9 Al-Cu-Li-(Mg)-(Zn)合金時效早期(100)晶面上的二維原子簇形態[33,41]Fig.9 Atom distribution from random (100) plane in Al-Cu-Li-(Mg)-(Zn) alloy during initial aging stage[33,41]: (a) Al-1.2Cu-5.7Li alloy; (b) Al-1.2Cu-5.7Li-0.4Mg alloy; (c) Al-1.2Cu-5.7Li-0.2Zn alloy; (d) Al-1.2Cu-5.7Li-0.4Mg-0.2Zn alloy

2.4 In，Cd和Ge的作用

Cd和Li的同時加入能顯著提高Al-Cu合金的時效強化效果，由此產生了第一個工業鋁鋰合金2020(Al-4.5Cu-1.1Li-0.5Mn-0.2Cd)[45]。研究表明，時效初期析出高彌散度的Cd粒子能促進TB′ (Al7.5Cu4Li)和 θ′相的析出[46]。

CASSADA等[47]研究了在二元Al-Li合金中添加少量Ge的作用，表明0.1at%Ge導致Li在Al中固溶度增大，時效時形成棒狀 Ge粒子可分散位錯滑移，提高合金塑性。

RAHO 和 HANIFI[48]研究了 0.2%In(質量分數)對Al-Li合金中δ′相形成動力學的影響，認為微量In元素將阻礙δ′相的析出，主要是因為In與空位之間的強結合可能使In與Li和空位形成團簇，因而自由Li原子減少，而團簇化的Li原子擴散困難，導致δ′相形核的推后。BLACKBURN和STARKE[49]發現將In添加到Al-Cu-Li合金中可以使T1及θ′細小彌散析出，提高時效效果。MUKHOPADHYA等[50]及SANKARAN和LAIRD[51]認為，時效早期In以細小的球形粒子從母相中析出，然后這些粒子作為θ′相或T1相的非均勻形核位置。BOUKOS和ROCOFYLLOU[52]在8090合金中添加In后，發現添加0.5%In(質量分數)使合金在185 ℃的峰時效硬度提高了20%。微觀組織研究發現，In能使Li在Al中的溶解度增大，細化δ′相；同時使S′相的形核率增加，細化S′相。

本文作者所在的課題組在研究 A1-3.5Cu-1.0Li-0.5In合金的析出行為時發現了一種新的立方相[53-55]。圖10所示為含 In 和不含 In合金在T6態175 ℃峰值時效下的透射電鏡明場像[54]。未添加微量元素 In時合金的主要析出相是 T1相(見圖 10(d))和少量 θ′相(見圖10(b))，無方塊相析出；加入0.5%In(質量分數)后合金組織發生了根本性的改變：T1相數量較稀少(見圖 10(c))，取而代之的是一種彌散分布的方塊相；同時 θ′相析出數量也較無 In 合金有所增加(圖 10(a))。說明In的加入主要導致方塊相的析出，同時也促進θ′相的析出，但抑制 T1相析出。這種方塊相在過時效時長大也不明顯，說明方塊相具有很好的穩定性。此外，在T8時效峰值狀態，含 In 和無 In 合金組織無明顯差別，同樣析出細小、彌散的T1相與θ′相，說明時效前的預變形大大削弱In的微合金化作用。方塊相的3DAP分析結果如圖11所示[54]。方塊相含有Al、Cu和 Li，Cu的含量大約為 30%(摩爾分數)，Li 為10%(摩爾分數)。這與EDX分析結果一致。

圖10 Al-Cu-Li和Al-Cu-Li-In合金在175 ℃峰值時效的TEM像[54]Fig.10 TEM images of Al-Cu-Li-In((a), (c)) and Al-Cu-Li((b), (d)) alloy under peak-aged condition at 175 ℃[54]: (a), (b) α〉〈001;(c), (d) α〉〈112

圖11 含In合金經175 ℃時效24 h后方塊相3DAP元素分布圖[54]Fig.11 3DAP atom distribution of cubic phase in Al-Cu-Li-In alloy aged at 175 ℃ for 24 h[54]: (a) Cu; (b) In (10.5 nm×11.1 nm×95.8 nm); (c) Cubic phase (5 nm×5 nm×28 nm); (d) 1D concentration profile in cubic phase

圖 12所示為方塊相不同方向的高分辨像及其相應的FFT圖[55]。 〈001〉 方向FFT證明1/4〈002〉α，1/2〈002〉α和3/4〈002〉α這套斑點為方塊相所產生，另外，〈011〉α方向FFT顯示方塊相另一方向斑點組成為1/4〈220〉α，1/2〈220〉α，3/4〈220〉α。

根據各種測試分析研究結果，本文作者確認這種方塊相為一種新的立方相，命名為χ相，其晶格常數約為0.84 nm，與基體位向關系為{001}p//{001}α，〈01 0 〉p//〈010〉α，成分可表示為Al5Cu6Li2。

圖12 方塊相高分辨TEM圖像及其相應的FFT[55]Fig.12 High resolution TEM image and corresponding FFT of cubic phase[55]: (a), (b) α〉〈001; (c), (d) α〉〈110

立方相的析出與 T1相呈競爭關系，立方相在基體內均勻形核，而片狀 T1相主要在位錯或其他非均勻形核位置形核長大。In與空位間的強相互作用使其在淬火態或時效早期捕捉了大量空位，從而減少了T1相形核所需的位錯環，間接地減小了T1相析出動力，從而抑制T1相析出。此時不再有T1相爭奪立方相形核所需的Cu和Li原子，使這種立方相得以大量析出。

2.5 Mn的作用

Mn和Zr一樣，主要是形成彌散質點，Mn加入Al合金中，可以形成Al6Mn和Al20Cu2Mn3等彌散相，這些彌散相與Al基體共格，從而控制再結晶和晶粒大小。第3代鋁鋰合金中少量Mn的添加形成的彌散相粒子，還可分散共面滑移，使滑移更加均勻，在降低各向異性中起重要作用[56]。但圍繞Al6Mn存在PFZ，說明此相可作為δ的形核促媒，對塑性不利[57]。

2.6 Ce和La等稀土元素的作用

在鋁鋰合金中添加微量La、Ce和Y等稀土元素，可不同程度地改善鋁鋰合金的強度、塑韌性和晶粒尺寸，減小 Fe等雜質的不利影響，并且降低鋁鋰板材的各向異性。研究表明[58-60]：Ce和La能減少2090、8090等合金中Na和K等雜質引起的晶界弱化，改善合金的斷裂韌性，Ce在晶界偏析，抑制晶界附近 Li等溶質原子的貧化，從而使晶界無沉淀析出帶寬度減小，改善合金本征疲勞裂紋擴展抗力。Ce能提高Cu原子結合能，使T1相細化和彌散化；此外，Ce部分取代 δ′相中的 Li原子后能增加 δ′相{111}面的層錯傾向，降低{111}面的反相疇界能。這兩個原因有助于抑制共面滑移、提高塑性。

2.7 Sc和Zr的作用

Sc既是3d過渡族金屬，又是稀土元素，所以Sc在鋁及鋁合金中兼具這兩類元素的作用。在鋁鋰合金中添加少量的Sc可以形成LI2型共格Al3Sc粒子；當Sc和 Zr同時加入時，還會形成極細的三元共格相Al3(Sc1-x, Zrx)[61-65]。這些粒子可以細化晶粒、抑制再結晶、改變強化相的尺寸、形貌和分布狀況，如析出Al3Li/Al3Zr/Al3Sc復合相粒子，促使T1相在小角度晶界上大量析出，從而使得 T1相更加細化；此外，也促進S′相的析出和均勻彌散分布，從而提高合金的強度、塑性、抗蝕性和焊接性以及降低熱裂紋敏感性。

3 鋁鋰合金的攪拌摩擦焊組織

當鋁鋰合金采用傳統的熔焊工藝焊接時，由于材料的熔化和凝固容易出現焊接缺陷，如氣孔和熱裂紋等，材料中鋰也易于燒損，導致焊接接頭的強度遠低于母材的。攪拌摩擦焊接(FSW)是一種新型的固態連接技術，由英國焊接研究所(TWI)發明。采用攪拌摩擦焊焊接鋁鋰合金，可以獲得高質量的焊縫，同時簡化焊接工藝，節約成本。國外鋁鋰合金的攪拌摩擦焊技術發展迅速，已在航空航天工業中獲得應用[66]。在攪拌摩擦焊接過程劇烈攪拌和熱循環的作用下，焊縫區域會形成微觀組織各異的區域，包括焊核區(WNZ)、熱機影響區(TMAZ)、熱影響區(HAZ)和基材區(BM)。焊縫區的微觀組織決定其宏觀性能(強度、腐蝕和疲勞性能等)，因此，研究鋁鋰合金攪拌摩擦焊焊縫微觀組織的演化極其重要，這對于設計和開發新一代的鋁鋰合金也具有實際的指導意義。國外研究者開展了部分鋁鋰合金攪拌摩擦焊焊縫區微觀組織的研究[67-71]。SHUKLA和BAESLACK[67]研究了1 mm厚的2195-T8合金攪拌摩擦焊接頭各區域的析出相分布，表明在焊核區T1相、S′相、β′相溶解，有少量δ′相析出；而在熱影響區，T1相部分溶解，θ″、β′和 S′全部溶解，δ′相重新析出，基材析出大量T1相和少量θ′相，焊縫析出相的演化與其顯微硬度的變化密切聯系，如圖 13所示。STEUWER等[68]研究了5 mm厚2199-T8E74合金的攪拌摩擦焊接頭微觀組織；發現基材中主要析出T1相，同時有少量δ′相，在焊核區沒有觀察到T1或者δ′相，在熱影響區，T1相與基材差異不大，但未觀察到δ′相。這些研究表明，在攪拌摩擦焊接過程中焊縫不同區域由于經歷了不同的熱及機械歷程，析出相分布各異，主要強化析出相的粗化或者溶解導致焊接接頭局部區域顯微硬度的變化。

本課題組通過優化焊接工藝參數，成功實現了一種2 mm厚新型鋁鋰合金的攪拌摩擦焊接，獲得了成型美觀、無內部缺陷的焊縫，接頭強度達到母材的80%以上(見表2)[71]，焊縫橫截面的宏觀金相照片如圖14(a)所示。圖14(b)所示為焊縫橫截面的二維硬度分布，表明焊縫各個區域內顯微硬度差異明顯：基材硬度最高(約為165 HV)，焊核區硬度較低(約為130 HV)；熱影響區內，從基材到焊核，硬度逐漸降低；熱機影響區硬度最低，約為 120 HV。采用電子背散射技術(EBSD)、透射電鏡(TEM)和三維原子探針(3DAP)等技術表征和分析了焊縫區晶粒結構和析出相的演變。結果表明：基材為典型的薄餅狀部分再結晶組織，焊核區為極其細小的等軸再結晶晶粒，晶粒平均尺寸約為2.3 μm，熱機影響區晶粒產生扭曲變形(見圖15)，細小的再結晶晶粒在原始晶粒晶界處形核；基材主要強化相為T1相，同時觀察到少量的S′和θ′相；熱影響區內 T1相仍然保留，但尺寸變小；在焊核區和熱機影響區內析出相全部溶解，3DAP結果表明，焊核區內各元素均勻分布(見圖16)，焊核區析出相的溶解導致其顯微硬度降低。

圖 13 2195-T8合金攪拌摩擦焊焊縫前進側顯微硬度分布和析出相分布的總結[70]Fig.13 Hardness profile (advancing side) and photomacrograph showing summary of precipitation evolution in friction-stir welded thin-sheet 2195-T8

表2 鋁鋰合金基材和攪拌摩擦焊焊縫的力學性能[71]Table2 Mechanical properties of Al-Li base material and its friction-stir welds[71]

圖14 焊接接頭橫截面宏觀形貌及接頭二維硬度分布[71]Fig.14 Macrostructures of cross-section of weld(a) and 2D micro-hardness distribution(b)[71]

圖15 基材、焊核和熱機影響區的EBSD取向分布圖[71]Fig.15 EBSD inverse pole figures[71]: (a) Base material; (b) Weld nugget zone; (c) Mechanical heat affected zone

圖16 焊核區的微觀組織[71]Fig.16 Microstructures of weld nugget zone[71]: (a) TEM bright; (b) Diffraction pattern; (c) 3DAP results

4 鋁鋰合金研究展望

2009年，空客公司材料和加工集成部的負責人Roger Digby在一次國際會議上正式提出了第4代鋁鋰合金的概念。所謂第4代鋁鋰合金的成分特點是其Li含量比第3代鋁鋰合金的更低，而性能的最大特點是在裂紋擴展速率、疲勞性能以及彈性模量等與第 3代鋁鋰合金的相當條件下，具有更高的靜強度(尤其屈服強度)和更優的斷裂韌性。因而在取代現有傳統鋁合金、用于未來航空航天飛行器方面具有更大的優勢，目前，Alcoa和Alcan兩大鋁業公司正在開展第4代鋁鋰合金的研究。

據2010年12月1日中新網等多家網站報道，我國擁有自主知識產權的 C919大型商用客機的鋁鋰合金機身等直段部段于當日在中航工業洪都大飛機部裝廠房順利下線(見圖17)，機身段采用先進的鋁鋰合金材料，這在國內民機應用上尚屬首次。C919機身等直段部段的研制成功，不僅驗證了相關的工程設計及制造工藝方案，還為 C919大型客機項目鋁鋰合金等新材料的應用、適航審查積累了寶貴經驗，也為推動我國鋁鋰合金研究、生產和應用帶來了新機遇。

圖17 C919大型客機鋁鋰合金機身等直段部段照片Fig.17 Photo of fuselage segments of C919 aircraft manufactured using Al-Li alloy

我國的鋁鋰合金研究雖然取得了很大成績，但由于研究經費投入和體制等諸多原因，其總體研究水平，尤其是工程化研制和生產的整體技術水平和工裝設備條件目前仍低于國外先進水平。主要表現在如下幾個方面。

1) 可供航天航空工業選用的成熟鋁鋰合金材料和產品規格品種有限

目前，美國、法國和俄羅斯研制出的工業牌號鋁鋰合金有30多個，其中許多合金已在軍機和民機以及航天飛機、導彈和衛星上獲得廣泛應用。而我國目前進行了系統工業化試制并獲得應用的鋁鋰合金牌號有限，且產品種類少、尺寸小，如厚度60 mm以上的厚板和寬1 500 mm以上的薄板，尚未實現工業生產，因而遠不能滿足航天航空的應用需求。

2) 基礎研究相對薄弱，研究工作的系統性、完整性和深入程度有待加強

我國用于鋁鋰合金基礎研究的經費有限，導致鋁鋰合金基礎研究的系統性、完整性和深入程度有待提高。如在鋁鋰合金的成分設計與優化、加工熱處理工藝優化和新的熱處理狀態開發、材料的性能與環境的適應性、材料服役性能與評價等方面的基礎數據積累不夠，難以為航空航天設計部門提供系統和完整的基礎數據資料作為設計依據。

3) 鋁鋰合金成本偏高，產品質量的穩定性需提高

由于缺少大批量系統性鋁鋰合金工程化研究和生產的技術積累，加上工裝設備條件低于國外先進水平，致使鋁鋰合金成材率偏低，不同批次產品質量不穩定，廢料回收技術未完全突破，因而鋁鋰合金價格偏高，在一定程度上限制了鋁鋰合金的推廣應用。

4) 應用技術研究相對落后，應用領域有待擴展

針對航空航天應用特點，在鋁鋰合金的焊接、滾彎、化銑、旋壓和時效成形等成形連接技術方面開展的應用研究有限，特別是針對一些典型航空航天鋁鋰合金構件，如大型燃料貯箱和框架等的集成制造技術尚未完全突破。

本文作者認為，未來我國鋁鋰合金研究的思路應該是以大飛機和空間探測等航天航空技術發展的需求為契機，加強高性能鋁鋰合金的基礎研究，深入研究鋁鋰合金的成分、生產加工工藝、微觀組織和性能之間的關系和合金設計準則，研發有自主知識產權的超高強鋁鋰合金、高損傷容限鋁鋰合金、高成形性可焊鋁鋰合金等新型合金，開發新的熱處理技術和狀態，建立鋁鋰合金服役性能評價體系，進一步突破鋁鋰合金工程化生產中的共性關鍵技術，提高鋁鋰合金研發的自主創新能力和自主保障能力，完善鋁鋰合金研發平臺和工裝設備條件，加快鋁鋰合金的應用技術研究，擴大鋁鋰合金的工程應用范圍。有理由相信，隨著未來我國航空航天工業的發展，在國家相關部門的課題支持下，我國新一代鋁鋰合金的研究、生產和應用必將進入一個發展新時期。

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ZHENG Zi-qiao, LI Jin-feng, CHEN Zhi-guo, LI Hong-ying, LI Shi-chen, TAN Cheng-yu
(School of Materials Science and Engineering, Central South University, Changsha 410083, China)

The development history of Al-Li alloys and the achievements gained in China were reviewed. The composition, microstructure and properties of the third generation Al-Li alloys were reviewed as well, and in particular,the effect of alloying elements on the microstructure and the further improvement of the properties was discussed in detail.Numerous studies demonstrate that the alloying elements can modify the dimension, morphology and distribution of phases, or stimulate the precipitation of the new phase in Al-Li alloys, and in addition, are also able to refine the grain structure, control the recrystallization and grain orientation. Essentially, the nature and kinetics of the precipitation process depend on the interaction of alloying elements and the co-clustering sequence.

Al-Li alloy; alloying; microstructure; aging hardening; precipitation

TG146.2

A

1004-0609(2011)10-2337-15

國家重點基礎研究發展計劃資助項目(2005CB623705)；國家自然科學基金資助項目(59771009，50271084，50801067)

2011-05-06；

2011-07-25

鄭子樵，教授；電話：0731-88830249；E-mail: s-maloy@mail.csu.edu.cn

(編輯 陳衛萍)