導(dǎo)讀：

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、腐蝕性等4個(gè)方面介紹變形鋁鋰合金的研究現(xiàn)狀。

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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、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。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。

圖1 Al-Cu-Li合金主要析出相的形貌和分布示意圖

表3 鋁鋰合金主要析出相的晶體結(jié)構(gòu)

1.1 δ′相 

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。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%。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。

圖2 δ′相[100]α晶帶軸的暗場(chǎng)像形貌和衍射斑點(diǎn)

1.2 θ′相 

θ′相是2XXX系A(chǔ)l-Cu合金的常見強(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SSS→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=0.404nm，c=0.580nm。Yoshimura等的高分辨率電鏡結(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=0.400nm，c=0.640nm。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。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′相周圍析出形成一種δ′/θ′雙相復(fù)合結(jié)構(gòu)如圖3（b）所示。

圖3 θ′相[100]α晶帶軸的暗場(chǎng)像形貌和衍射斑點(diǎn)

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1.3nm。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。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=0.496nm，c=0.935nm≈4×0.233nm。2005年Wang等指出，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)，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4 Huang等提出的T1相原子排列模型

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。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，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。

圖5 T1相[110]α晶帶軸衍射斑點(diǎn)和明場(chǎng)像形貌

1.4 S′相

S′相（Al2CuMg）是一種斜方結(jié)構(gòu)相，晶格參數(shù)為a=0.401nm，b=0.923nm，c=0.714nm，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：[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。

2 變形鋁鋰合金的熱處理 

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。

2.1 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14h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。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)，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 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，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。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。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。

2.3 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)。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，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T1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。

2.4 回歸再時(shí)效 

回歸再時(shí)效（Retogressionandreaging，RRA）又稱T77處理，在7XXX系鋁合金熱處理中較為常見，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：

1）T6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。對(duì)X2A66鋁鋰合金采用165℃×32h+225℃×40min+165℃×24h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。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。

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。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。

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)開發(fā)的1421、1423、1424合金擁有更好的抗腐蝕性能以及焊接性能。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MartinMaritta公司合作開發(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)425MPa（母材的93%）。Zhang等利用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416MPa，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，如James等研究發(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。

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。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，T1相的電位為-1。089VSCE，低于純鋁的電位（-0.746VSCE）；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。通過(guò)合金化和熱處理，可以改變析出相的種類和分布，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。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-FeCu-Mn相，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。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。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。回歸再時(shí)效（RRA），也是改善鋁鋰合金腐蝕性的有效手段，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。

來(lái)源：《有色金屬科學(xué)與工程 》2019,10(02),31-46.