铝锂合金组织-性能相关性及新型铝锂合金设计

李劲风，李昊然，王正安

(1. 中南大学材料科学与工程学院 有色金属材料科学与工程教育部重点实验室，湖南 长沙 410083) (2. 西南铝业(集团)有限责任公司， 重庆401326)

锂(Li)是最轻的金属元素，在铝及铝合金中添加Li即形成一个铝合金类型——铝锂合金。在铝合金中添加1.0%(质量分数)Li可降低密度3%，提高模量6%。新型铝锂合金不仅具有低密度、高弹性模量的特点，同时还具有高比强度、高比刚度、低疲劳裂纹扩展速率、较好的高温及低温性能等特性[1]，是理想的航空航天材料。图1所示为铝锂合金与传统铝合金部分性能比较[2, 3]。

铝锂合金的研究和开发至今已有近百年历史。就成分体系而言，铝锂合金主要包括Al-Mg-Li系(主要为前苏联和俄罗斯开发)及Al-Cu-Li系(目前国际铝锂合金主流体系)。就铝锂合金发展阶段而言，目前广泛认为已发展了三代铝锂合金，且在欧美和俄罗斯的运载火箭、民用客机和战机上均已获得广泛应用。第二代和第三代铝锂合金成分特征如表1所示[4]。

国内铝锂合金研究始于20世纪80年代，初期以跟踪仿制为主，进入本世纪后开始进行自主研发。由于航天和航空领域的需求牵引，2010年以来国内掀起了对铝锂合金焊接成型、旋压、热处理等多方面技术的研究热潮[5-15]。目前，部分第三代铝锂合金已在国内航空航天领域开始应用(图2)[4,16]。

图1 铝锂合金与传统铝合金部分性能比较[2, 3]：(a) 2055铝锂合金，(b) 2199及2060铝锂合金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、第三代铝锂合金成分主要特征[4]

图2 铝锂合金在国内航空航天领域的应用[4, 16]：(a) C919大型客机铝锂合金机身等直段部段，(b) 直径3350 mm的铝锂合金贮箱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

由于航空航天的减重需求，国际上铝锂合金仍然在快速发展。近10年国际上铝锂合金发展表现出以下几个特征：首先，不断推出新的铝锂合金牌号，2011年以来，通过调整主合金元素Cu，Li含量或添加微合金化元素Mg，Ag，Zn等，国际上开发了多个新型铝锂合金牌号；
其次，铝锂合金产品形式和规格也在不断发展，同一牌号铝锂合金产品从以板材形式为主发展为型材和模锻件均有，板材截面厚度规格也从中板发展为中厚板和超厚板。

综合最近国际上开发的铝锂合金的性能及美国铝业公司(Alcoa)、加拿大铝业公司(Alcan)等对高性能铝锂合金的研发目标，新型铝锂合金的目标性能特征包括：密度低、比强度高；
成型性能优良；
更高的静强度(尤其是屈服强度)和断裂韧性，裂纹扩展速率、疲劳性能、耐腐蚀性能以及弹性模量等性能和第三代铝锂合金相当。

新型铝锂合金开发包括新的成分设计、新的产品形式及新的热处理工艺开发等多个方面，其中成分设计应该是其重点。本文主要从成分设计及组织调控角度进行阐述。

第二相类型、尺寸及空间分布和晶粒特征等组织特征是决定铝锂合金性能的主要因素，而组织一方面由其成分决定，另一方面也与其加工成型和热处理过程密切相关。本部分主要阐述铝锂合金部分性能与其组织(主要是时效析出相)的相关性。

2.1 主要时效析出相

Al-Cu-Li系铝锂合金主要时效强化相包括T1相(Al2CuLi)、δ′相(Al3Li)和θ′相(Al2Cu)。随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，铝锂合金主要时效强化相组成分别为δ′、δ′+T1、T1+θ′等几种类型[17]。

δ′相为立方超点阵晶体结构(L12)的球状亚稳相，晶格常数为a=0.405 nm。δ′相与铝基体共格，其共格关系为(100)δ′//(100)Al，[001]δ′//[001]Al[18]。θ′相为四方结构的圆盘状亚稳相，其晶格常数分别为：a=0.404 nm，c=0.58 nm。θ′相与铝基体半共格，与基体的取向关系为：(100)θ′//(100)Al，[001]θ′//[001]Al[18]。

与δ′相和θ′相不同，T1相为密排六方结构的圆盘状平衡相，其晶格常数分别为：a=0.4965 nm，c=0.9345 nm[19]。T1相在铝基体{111}Al面析出，与铝基体半共格，其取向关系为：(0001)T1//(111)Al，[1010]T1//[110]Al[18-20]。T1相既可在晶内析出，也可在晶界析出。

铝锂合金时效时在晶界还可能析出平衡相T2相(Al6CuLi3)。另外，若Al-Cu-Li系铝锂合金添加了Mg元素，时效时晶内也可能析出S′相(Al2CuMg)[12]。

2.2 强度与时效析出相的相关性

时效析出相不同将导致铝锂合金常规力学性能的巨大差异。图3是Al-Cu-Li系铝锂合金1441(Al-1.78Cu-1.87Li-0.96Mg-0.11Zr，质量分数)薄板双级T8峰时效(150 ℃/32 h)后的[100]Al晶带轴选区电子衍射(selected area electron diffraction, SAED)图谱及透射电镜暗场(dark field, DF)照片。除基体衍射斑点之外，仅{110}Al和{100}Al位置存在δ′相衍射斑点(图3a)，TEM-DF照片中可观察到大量球状δ′相(图3b)，表明，该铝锂合金时效析出相主要为δ′相。力学性能测试表明，具有上述微观组织的1441铝锂合金屈服强度为393 MPa，抗拉强度为500 MPa，伸长率为12%[21]。

图3 1441铝锂合金T8时效后选区电子衍射(selected area electron diffraction, SAED)图谱及透射电镜暗场(dark field, DF)照片[21]：(a)[100]Al SAED图谱，(b) δ′相，TEM-DF照片Fig.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

图4为另一种Al-Cu-Li系铝锂合金2A55(Al-3.82Cu-1.22Li-0.41Mg-0.36Ag-0.45Zn-0.31Mn-0.1Zr)T8峰时效(4.5%预变形，150 ℃/35 h)后SAED图谱及TEM-DF照片[22]，其微观组织特征明显不同于1441铝锂合金。图4a的[100]Al晶带轴SAED图谱中，存在沿{200}Al及{110}Al分布的衍射茫线，并在1/3{220}Al及2/3{220}Al位置存在非常明显的衍射斑点，图4b 的[112]Al晶带轴SAED图谱中存在明显的沿1/3{220}Al及2/3{220}Al分布的衍射茫线，表明2A55铝锂合金主要时效析出相为T1相，并有较多θ′相，同时存在部分原子偏聚(Guinier Preston, GP)区，TEM-DF照片中可观察到上述相应析出相(图4c和4d)，即该铝锂合金主要时效析出相为T1+θ′类型。力学性能测试表明，具有上述微观组织的2A55铝锂合金力学性能如下：屈服强度606 MPa、抗拉强度631 MPa、伸长率10.5%[22]。

图4 2A55铝锂合金T8时效后SAED图谱及TEM-DF照片[22]：(a)[100]Al SAED图谱；
(b)[112]Al SAED图谱；
(c) θ′相和GP区，DF照片；
(d) T1相，DF照片Fig.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

经计算，上述1441铝锂合金中主合金元素(Cu，Li)的摩尔分数总量为7.42%，高于2A55铝锂合金中的总量6.58%。然而1441铝锂合金强度远低于2A55铝锂合金，这说明铝锂合金强度由其析出相类型及含量决定，而不是简单决定于合金化元素总量。研究表明，时效析出相为T1+θ′类型的铝锂合金强度远高于δ′类型的铝锂合金[23-25]。

上述强度差异主要与时效析出相强化机理及强化效果不同有关。T1相在欠时效时位错可以切过，而峰时效及过时效时主要为绕过强化机制；
θ′相与铝基体半共格，欠时效至时效阶段均以绕过强化机制为主；
δ′相在欠时效阶段以切过强化机制为主，但峰时效长大后，其强化方式转变为绕过机制[26]。圆盘状T1相和θ′相强化效果主要与他们在滑移面{111}Al投影有效间距有关[17, 27, 28]。假定球状析出相转变为圆盘状析出相时，单位体积内析出相数密度及单个析出相体积不变，Nie等分别基于切过强化机制和绕过强化机制计算了圆盘状T1相及θ′相强化效果与球状析出相δ′相强化效果的比值(Δτ(plate)/Δτ(sphere))随长宽比变化的关系曲线，如图5所示[17, 27, 28]。在两种强化机制下，T1相和θ′相强化效果均显著大于δ′相，而且T1相和θ′相强化效果均随其长宽比增加而逐渐增大；
同时，在相同的长宽比条件下，{111}Al晶面上析出的圆盘状T1相引起的强化效果大于{100}Al晶面上析出的圆盘状θ′相。另外，T1相长宽比通常大于θ′相长宽比。综合而言，铝锂合金主要时效析出相强化效果顺序为：T1相>θ′相>δ′相[17]。

图5 基于切过强化机制及绕过强化机制时圆盘状T1相及θ′相强化效果与球状δ′相强化效果的比值(Δτ(plate)/ Δτ(sphere))随长宽比变化的关系曲线[17, 27, 28]：(a) 切过强化机制，(b) 绕过强化机制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 腐蚀性能与微观组织的相关性

抗腐蚀能力是铝锂合金需考虑的主要性能之一，而腐蚀性能同样与时效析出相密切相关。T1相同时含有不活泼元素Cu和活泼元素Li。腐蚀初期T1相电位较负，作为阳极开始发生自身的阳极溶解，其中活泼元素Li优先溶解，不活泼元素Cu则逐渐富集；
结果腐蚀后T1相电位正移，从而促进其边缘基体(晶内基体和晶界边缘的无沉淀带)的电化学溶解和腐蚀[29-31]。晶界析出的T2相也同时含有不活泼元素Cu和活泼元素Li，其腐蚀机理与T1相类似。但由于T2相Cu含量较低，腐蚀后期T2相促进其边缘基体电化学溶解腐蚀能力降低[30-32]。θ′相主要含有不活泼元素Cu，将作为阴极相并促进其边缘基体的阳极溶解[30]。δ′相电化学性质虽未进行检测，但根据成分特征判定其应该一直作为阳极相，且δ′相不连续存在，不会导致相应铝锂合金的严重腐蚀。

晶界析出相种类和分布的差异将导致铝锂合金腐蚀行为的差异。图6和图7所示分别为几种不同Cu/Li含量比铝锂合金微观组织及在晶间腐蚀介质中浸泡腐蚀6 h后的截面金相照片[33]。高Cu/Li含量比铝锂合金晶界析出较连续的T1相(图6a)，中等Cu/Li含量比铝锂合金晶界析出的T1相减少(图6b)，低Cu/Li含量比铝锂合金晶界析出不连续δ(AlLi)相(图6c)。当晶界析出连续T1相，而晶内析出相很少，其晶间腐蚀敏感性较大(图7)；
若此时晶内同时析出较多T1相，将容易发生以晶粒腐蚀为特征的坑蚀并伴随晶间腐蚀。若晶界析出不连续δ相，晶间腐蚀敏感性明显降低[33]。

图6 不同Cu/Li含量比铝锂合金175 ℃时效24 h后晶界区域扫描透射电子显微镜(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 疲劳裂纹扩展速率与微观组织的相关性

疲劳裂纹扩展速率是航空用铝锂合金的主要目标性能之一，与析出相类型和尺寸密切相关。图8及图9所示分别为2A97铝锂合金T6时效(165 ℃/60 h)及T8低温(135 ℃)时效不同时间的TEM照片及相应的疲劳裂纹扩展速率曲线(da/dN～ΔK)[34, 35]。T8短时间(12 h)时效，析出相为大量细小密集的δ′相及较少非常细小的T1相(图8a和8b)，此时合金疲劳裂纹扩展速率最低，抗疲劳裂纹扩展性能最优(图9)，ΔK=30 MPa·m1/2时裂纹扩展速率为4.5×10-3mm·cycle-1，且直至ΔK为35 MPa·m1/2才发生断裂，可承受的应力强度因子范围较大。时效时间延长至48 h后，δ′相和T1相尺寸增大，且T1相数量急剧增加(图8c和8d)；
时效时间长达120 h时，合金中的δ′相和T1相继续长大，但δ′相的数量减少(图8e和8f)。这两种析出相组成情况下，合金疲劳裂纹扩展速率持续增加，抗疲劳裂纹扩展性能降低，ΔK=30 MPa·m1/2时裂纹扩展速率分别为6.5×10-3及6.8×10-3mm·cycle-1。

图7 不同Cu/Li含量比铝锂合金时效不同时间后浸泡腐蚀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]

图8 2A97铝锂合金T6时效(165 ℃/60 h)及T8低温(135 ℃)时效不同时间的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′

图9 不同时效状态下2A97铝锂合金的疲劳裂纹扩展速率曲线[34, 35]Fig.9 Fatigue crack propagation rate curves of 2A97 Al-Li alloy after different aging[34, 35]

T6时效(165 ℃/60 h)时，2A97铝锂合金主要析出T1相和θ′相，仅有少量粗大δ′相(图8g和8h)，对应的疲劳裂纹扩展速率较高，ΔK=25 MPa·m1/2时疲劳裂纹扩展速率为7.5×10-3mm·cycle-1，且在ΔK为27 MPa·m1/2时就已经发生失稳断裂。

在铝锂合金中，位错可以切过细小δ′相及细小T1相[26]，即细小δ′相及细小T1相可以促进共面滑移，增加位错滑移可逆性，从而降低裂尖应力集中程度及塑性累积水平，促进裂纹的闭合效应，提高疲劳裂纹扩展抗力。而粗大、密集的T1相及半共格的θ′相抑制共面滑移，易于造成应力集中，降低裂纹扩展抗力[18, 34-36]。上述微观组织与疲劳裂纹扩展速率关系表明，进行耐损伤铝锂合金成分设计及热处理工艺设计时，应优先考虑析出细小δ′相及细小T1相的铝锂合金成分体系；
而形成密集T1相及半共格θ′相的成分体系及热处理工艺则不能优先考虑应用于耐损伤铝锂合金。

基于时效析出相与性能的相关性，结合成分与析出相类型的关系，通过成分设计及工艺(如热处理工艺)优化调控时效析出相类型及含量，可以开发具有不同性能的铝锂合金，这是开发新型铝锂合金的基础之一。以下分别阐述几种不同类型新型铝锂合金的设计研发情况。

3.1 高强、超高强铝锂合金

根据铝锂合金中不同时效强化相强化效果差异，开发高强、超高强铝锂合金应优先考虑析出高体积分数的T1+θ′相。相同峰时效条件下，影响铝锂合金析出相类型及含量的主要因素为Cu和Li含量。系列研究表明，铝锂合金中Cu/Li含量比比较低(Cu含量较低而Li含量较高)时有利于析出δ′相，而Cu/Li含量比比较高时则有利于T1相和θ′相的析出[37-39]。结合上述现象，研究人员总结了如下Cu(3.0%～4.4%)、Li(0.8%～1.4%)含量对Al-Cu-Li系铝锂合金强度的影响规律：随Cu+Li总原子分数增加，铝锂合金强度有提高的趋势；
而在Cu+Li总原子分数相同(近)时，随Cu占Cu和Li总原子分数比例增加，强度有增加的趋势[37-40]。马云龙基于上述分析，进一步以Cu+Li总原子分数及Cu占Cu和Li总原子分数的比例为因变量，建立标准成分范围内2195铝锂合金强度与Cu,Li含量的数学关系[40]。

在不改变析出相类型的基础上，通过微合金化元素促进强化效果最好的T1相析出是开发高强、超高强铝锂合金的有效手段。中南大学开展了铝锂合金中Mg，Ag，Zn系列的微合金化及复合微合金化研究，结果表明Mg、Mg+Ag、Mg+Zn、Mg+Ag+Zn添加有利于促进T1相的形核，增加T1相密度和体积分数，加速时效响应速度，进而提高铝锂合金强度[41-45]。综合而言，Mg+X(X=无、Ag或/和Zn)微合金化强化效果呈现如下规律：Mg+Ag+Zn>Mg+Ag>Mg+Zn>Mg[4]。

基于上述Cu，Li含量对铝锂合金强度影响规律及Mg，Ag，Zn微合金化元素作用效果及机理方面的研究成果，国内形成了(超)高强铝锂合金的设计思路。“十一五”和“十二五”期间，中南大学、北京航空材料研究院、航天材料及工艺研究所及西南铝业(集团)有限责任公司联合开发了新型高强高韧2A97铝锂合金；
“十三五”期间，中南大学、航天材料及工艺研究所及西南铝业(集团)有限责任公司联合开发了超高强铝锂合金(2A96，后以2A55铝锂合金备案)，并由西南铝业(集团)有限责任公司进行了工业化生产，该铝锂合金T8时效时典型强度可达640 MPa，检测到最高强度为670 MPa(表2和表3)[22, 46]。目前，该超高强铝锂合金已由航天材料及工艺研究所通过旋压工艺制备了半球形旋压壳体，并经焊接制备了运载火箭燃料贮箱样机。

3.2 耐蚀铝锂合金

结合铝锂合金中不同析出相的腐蚀机理，开发耐腐蚀铝锂合金的一个重要方向是通过合金化或微合金化改变T1等析出相的电化学性质并降低晶界T1相比例。国内研究发现在Al-2.8Cu-1.7Li-0.4Mg-0.3Mn-0.12Zr(质量

表2 “十三五”期间我国设计的一种超高强铝锂合金成分 [22, 46]

表3 2 mm及10 mm厚度超高强铝锂合金板材T8峰时效力学性能[22, 46]

分数，下同)铝锂合金中添加Zn元素，可以明显提高其耐晶间腐蚀能力，如图10所示[47]。其相关机理如下：Zn元素进入晶界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相电位较负，在腐蚀初期作为阳极开始发生自身的电化学腐蚀，结果导致活泼元素Li的优先溶解，而不活泼元素Cu逐渐富集；
但含Zn的T1相和T2相腐蚀后Cu元素富集减少，腐蚀后电位正移程度降低，从而降低对其边缘基体(晶内基体和晶界边缘的无沉淀带)电化学溶解和腐蚀的促进作用，相应地提高铝锂合金耐腐蚀能力。

图10 添加不同含量Zn的Al-2.8Cu-1.7Li(质量分数)铝锂合金175 ℃时效不同时间后在晶间腐蚀介质中浸泡6 h后的典型截面腐蚀形貌[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，当合金中Cu/Li含量比比较高时，晶界和晶内析出T1相较多，对T1相边缘基体阳极溶解的促进作用仍然很强烈，因而在Cu/Li含量比高的铝锂合金中添加Zn元素时提高耐腐蚀能力有限[49]。

与上述机理相关的2099铝锂合金(添加Zn元素的中等Cu/Li含量比的铝锂合金)具有卓越的耐腐蚀能力。图11为2099铝锂合金与另外两种传统铝合金在海边暴露不同时间后的形貌照片，2024-T3铝合金仅暴露1年后即发生严重的剥落腐蚀，而2099-T8铝锂合金暴露约20年后仍然只发生孔蚀[1, 50]。2099铝锂合金目前已在国产大飞机C919构件上成功应用。

图11 不同铝合金海边暴露不同时间后形貌照片[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 耐损伤铝锂合金

设计以细小弥散δ′相为主要强化相，而其他强化相很少的铝锂合金，是开发耐损伤铝锂合金的主要方向之一。国内研究人员设计了成分为Al-1.7Li-1.5Cu-0.9Mg-0.1Zr-0.08Sc的铝锂合金，结合不同T8双级时效(6%冷轧预变形，150 ℃/4 h+170 ℃/(2～120) h)，获得了耐损伤性能优异的铝锂合金薄板[51]。图12为该铝锂合金不同T8时效状态的微观组织[51]，析出相均以δ′相为主，只是随第二级时效时间延长，δ′相逐渐长大。合金中心裂纹试样(MT试样)的疲劳裂纹扩展速率曲线如图13所示，具体性能值如表4所列[51]。由此可知，该铝锂合金是一种性能优异的中强耐损伤铝锂合金，在航空构件上有良好的应用前景。

图12 一种中强耐损伤铝锂合金不同T8双级时效后的SAED图谱及TEM-DF照片[51]：(a)第二级170 ℃/2 h, (b) 第二级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

设计以细小T1相为主要强化相的铝锂合金是耐损伤铝锂合金发展的另一方向。中南大学设计了一种成分为Al-2.98Cu-0.85Li-0.37Mg-0.32Ag的铝锂合金，薄板经T8

表4 一种中强耐损伤铝锂合金不同T8双级时效后力学性能和疲劳裂纹扩展速率[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

双级时效(12%冷轧预变形+RT/120 h+145 ℃/20 h)后析出尺寸非常细小且弥散分布的T1相(图13a)，获得良好的综合性能：抗拉强度443 MPa，屈服强度397 MPa，伸长率16.5%，裂纹扩展速率约1.34×10-3mm·cycle-1(ΔK=30 MPa·m1/2)。但因该合金Cu和Li含量比例特征适宜于形成T1+θ′的析出相类型，若热处理控制不当，容易形成尺寸较大的T1+θ′相以及极少量S′相(图13b和13c)，结果在常规力学性能基本不变的条件下，其耐损伤性能显著下降(图14a)[52, 53]。

另一种比较典型的耐损伤铝锂合金2060由Alcoa公司设计开发，目前在国产大飞机C919机身等直段上应用(图2a)[16]，其疲劳裂纹扩展速率曲线如图14b所示[54]。

图13 Al-2.98Cu-0.85Li-0.37Mg-0.32Ag合金不同时效处理后的TEM照片[52]：(a) T8双级时效(12%预变形+RT/120 h+145 ℃/20 h)，T1相，DF；
(b) T8单级时效(4%预变形+145 ℃/45 h)，T1相，DF；
(c) T8单级时效，θ′相，明场(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 高淬透性铝锂合金

高淬透性、低淬火敏感性主要在7XXX系铝合金中有较多报道。随着航空航天应用对厚截面铝锂合金构件的需求，国内逐渐提出了开发高淬透性铝锂合金的目标。目前对铝锂合金的淬透性评价非常少，仅俄罗斯对部分铝锂合金淬透性或过饱和固溶体的稳定性进行过研究。Shneider等采用端淬结合后续时效后进行强度测试的方法，研究了1420、1421、1450、1460、1470等几种铝锂合金的淬透性(部分结果如图15所示)[55]。结果认为：Cu含量提高，过饱和固溶体稳定性下降；
合金中Cu/Li含量比降低，铝锂合金淬透性提高。然而，他们并未系统研究合金化元素对铝锂合金淬透性的影响，因而上述结论不能对高淬透性铝锂合金的开发提供有效指导。

图14 不同铝锂合金疲劳裂纹扩展速率曲线[52-54]：(a) Al-2.98Cu-0.85Li-X合金，(b) 2060-T8铝锂合金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)

图15 不同铝锂合金端淬并时效后距淬火端不同距离处试样的平均强度[55]：(a) 抗拉强度, (b) 屈服强度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

国内设计了一种采用薄板叠层、端淬、后续T8时效(针对Al-Cu-Li系铝锂合金的热处理工艺)再进行强度测试来表征铝锂合金淬透性的方法[56]，并将其应用于表征第三代铝锂合金2195、2050及2060的淬透性，如图16所示[57-61]。由图可知，2050铝锂合金淬透性最好，而2060铝锂合金淬透性最差，这个结果与上述铝锂合金AMS规范的厚度规格相符[62, 63]。

图16 不同铝锂合金端淬并T8时效后距淬火端不同距离处试样的抗拉强度[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]

针对开发高淬透性铝锂合金的目标，作者课题组正在针对Al-Cu-Li系铝锂合金成分特征，在实验室制备不同成分铝锂合金薄板的基础上，对大范围内Cu，Li，Mg等几种主要合金化元素对铝锂合金淬透性的影响进行研究。目前部分研究结果已申请高强高淬透性铝锂合金专利[64]，并拟陆续申请其他类型高淬透性铝锂合金专利。

我国是世界上能工业化生产和应用先进铝锂合金的少数几个国家之一，突破了铝锂合金工程化研制与生产中的一系列关键技术，国产铝锂合金材料也在我国一些重要航空航天飞行器上获得应用。与此同时，我国科研人员对铝锂合金的合金成分设计、加工变形、热处理、腐蚀等方面的基础理论问题也进行了深入系统的研究。

我国铝锂合金研究虽然取得了很大成绩，但在铝锂合金自主研发设计方面仍然落后于国外先进水平。主要表现在：① 自主设计、注册的铝锂合金牌号太少，目前仅有2A97、2A55、X2A66、X2A68、2A60铝锂合金牌号；
② 自主知识产权保护不足，而美国(如Alcoa)等则抢先在中国进行专利保护；
③ 大量自主设计的不同高性能铝锂合金未进入工业化试制和工业化生产阶段，不能作为航空航天部门的备选材料而开展应用技术研究。

作者认为，未来我国应针对航空航天技术发展的需求，进一步加强高性能铝锂合金的基础研究，在深入研究铝锂合金的成分、微观组织和性能相关性的基础上，建立不同性能特征(包括高强超高强、耐腐蚀、耐损伤、可焊、高成形性、高淬透性)铝锂合金的设计思路和设计准则，进一步研发具有自主知识产权的新型高性能铝锂合金，建立相应的材料规范，同时加快自主研发铝锂合金的应用技术研究，扩大铝锂合金的实际工程应用。相信在航空航天工业需求的牵引下，我国新型铝锂合金的研究、生产和应用必将进入一个发展新时期。

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