鑄造鋁鋰合金強韌化研究現狀與展望

吳國華，戚方舟，張小龍，張 亮，童 鑫，李良彬，熊訓滿，丁文江

(1. 上海交通大學材料科學與工程學院，上海 200240) (2. 江西贛鋒鋰業股份有限公司，江西 新余 338004)

1 前 言

材料輕量化是航空航天和國防軍工等領域的永恒追求，而降低密度是實現輕量化的有效途徑。研究表明，鋁合金中每添加1%(質量分數，下同)的Li元素，密度可降低約3%，彈性模量可提升約6%[1]。鋁鋰合金具有低密度、高彈性模量、高比強度和比剛度優勢，用鋁鋰合金取代常規商用鋁合金能使結構部件質量減少10%～20%，剛度提升15%～20%，應用前景十分廣闊[2]。

自1924年德國科學家研制出Scleron合金以來，鋁鋰合金的發展已歷經近百年，其中絕大部分研究集中于變形鋁鋰合金[3]。但變形鋁鋰合金無法成型為形狀復雜的構件，且自身各向異性嚴重，一定程度上制約了其應用推廣；而鑄造鋁鋰合金充型能力良好，適用于制備復雜精密構件[4]。同時，鑄造鋁鋰合金不會產生變形織構，力學性能各向異性弱，因而有望獲得較高的損傷容限和應力腐蝕抗性[5]。此外，鑄造鋁鋰合金中的Li含量可進一步增加，從而使構件擁有更低的密度與更高的剛度，是新一代高超音速飛行器結構部件、大潛深水中兵器殼體等的理想材料。

然而，鑄造鋁鋰合金無法通過形變處理產生加工硬化，其位錯密度相對較低，強度優勢不夠突出[3, 6]。同時，由于Li含量較高，合金熱裂傾向增大導致產生鑄造缺陷，熔體吸氫加劇造成氫脆，大量δ′相誘發共面滑移產生應變集中，使得合金塑性較差[5, 7]。因此，通過合金化與熱處理等手段調控鑄造鋁鋰合金微觀組織，以改善上述問題，對進一步發掘材料潛力、拓寬應用領域意義重大。

本文在概括國內外鑄造鋁鋰合金發展歷程，歸納合金組織特征與強韌化機制的基礎上，分析了合金化與熱處理工藝對合金微觀組織及力學性能的影響規律，總結了提升合金強塑性的有效途徑。最后，面向鑄造鋁鋰合金實際工程需求，探討了本領域的難點與發展方向。

2 鑄造鋁鋰合金的發展與應用歷程

2.1 國外鑄造鋁鋰合金的發展與應用

20世紀80年代，德國學者率先開展鑄造鋁鋰合金研究，開發的Al-12Si-5Li合金密度低至2.36 g/cm3，力學性能優于常規Al-Si合金[8]。20世紀80年代中期，Rex. Precision Product公司通過熔模鑄造生產出彈性模量達79 GPa的鋁鋰合金，但其拉伸性能較差；后續采用熱等靜壓工藝減少縮松，有效提升了合金韌性[4]。隨后，美國學者Haynes等[9]也研發了一種含Si的熔模鑄造鋁鋰合金，其屈服強度與延伸率均不低于A356合金，且密度可降低5%～10%，并用該合金試制出了形狀復雜的薄壁鑄件。俄羅斯學者則對鑄造Al-Li-Cu系合金進行了探索，Il’in等[7]開發出一種Al-3Li-1.5Cu-0.2Cd合金，其抗拉強度達376.1 MPa，但延伸率僅有1.2%；Nikitin等[10]在該合金基礎上添加Mn，Zr等多種微量元素，并施以120 ℃×8 h+160 ℃×4 h雙級時效處理，所得合金抗拉強度超370 MPa，延伸率達6.5%，具有較好的綜合性能。

鑄造鋁鋰合金已在發達國家的航空航天、武器裝備等領域實現了應用[3-5]：美國Howmet公司將某飛機部件替換為鋁鋰合金熔模鑄件，使該部件減重5%；英國EH101直升機主結構中使用鑄造鋁鋰合金，整機質量減輕20 kg；此外，在美國“奮進號”航天飛機外貯箱和波音747飛機起落架、俄羅斯“能源號”運載火箭燃料貯箱和米格-29戰機儀表盤、歐洲空客飛機整流罩以及日本Hope-X宇宙往返試驗機機體上均成功應用了鑄造鋁鋰合金。但因涉及軍事或企業機密，這些已實裝的鑄造鋁鋰合金的具體成分、熔鑄與熱處理工藝及服役性能等尚無公開資料報導。

2.2 國內鑄造鋁鋰合金的發展與應用

我國鑄造鋁鋰合金研究起步較晚,基礎較薄弱。臺灣省學者Tong等[11]于1987年初步探索了Cu，Mg元素對Al-2.5Li合金鑄造性能和力學性能的影響，發現Cu元素可以顯著提升合金強度，而Mg元素可以有效改善合金流動性，但最終制得的合金的屈服強度低于300 MPa。彭德林等[12]在Al-2.8Li-1.2Cu合金中添加0.2%Zr以細化晶粒，所得合金的屈服強度可達340 MPa，延伸率從0.2%提高至2.5%，但其熔體保護與熱處理工藝繁瑣。21世紀初，韓建德等[13]、陳飚[14]先后優化了高Li含量鑄造Al-Li-Cu合金的熱處理工藝，但由于合金延伸率較低，無法滿足實際工程應用需求。

近年來，國內上海交通大學、哈爾濱工業大學等高校積極研發高性能鑄造鋁鋰合金，部分在研合金性能如表1所示[15-35]。Al-Li-Cu系合金方面，Wu 等[15]通過改變Li和Cu的含量，優化出具有良好彈性模量的Al-3Li-2Cu-0.2Zr合金，但僅調控主元含量對合金強塑性提升有限。Al-Li-Mg系合金方面，Shi等[23]開發的Al-3Li-2Mg-1Zn-0.2Sc-0.1Zr合金密度僅為2.47 g/cm3，彈性模量達82.6 GPa，且延伸率顯著提升，但屈服強度與含Cu鑄造鋁鋰合金存在差距。Al-Li-Cu-Mg系合金方面，Zhang等[31]嘗試組合添加Zr，Sc，Er等元素，獲得了一系列性能均衡的高Mg含量合金；Zhang等[19, 33]探究了Mg，Sc對合金組織演變與力學性能的影響規律，制得的Al-2Li-2Cu-0.5Mg-0.2Sc-0.2Zr合金具有良好的強塑性與組織穩定性；Zhang等[26]研發出Al-2.5Li-1.5Cu-1Zn-0.5Mg-0.2Sc-0.15Zr合金，經雙級固溶與150 ℃×64 h時效后，合金屈服強度達401 MPa，抗拉強度達565 MPa，延伸率達8.2%，是現有報道中綜合性能最佳的鑄造鋁鋰合金。

然而，目前國內有關鑄造鋁鋰合金的研究仍停留在實驗室水平，尚無成功應用的案例。相關制備標準規范亦為空白，與發達國家差距較大。分析表1[15-35]可知，在研鑄造鋁鋰合金力學性能特別是塑性較常規商用鋁合金仍不夠突出，一定程度上弱化了低密度和高剛度的優勢，嚴重制約著我國鑄造鋁鋰合金的發展。因此，繼續深入開展相關強韌化研究以開發高性能鑄造鋁鋰合金迫在眉睫。

表1 近5年國內在研鑄造鋁鋰合金及其性能

3 鑄造鋁鋰合金的組織特征與強韌化機制

鑄造鋁鋰合金中的Li元素含量范圍通常在1.5%～3%(即原子數分數5%～12%)之間，由圖1[36]可知，時效過程中過飽和固溶體會脫溶分解形成δ′相(Al3Li)。同時，在研合金中通常會添加Cu，Mg，Zr，Sc等元素，時效態下還存在θ′相(Al2Cu)、T1相(Al2CuLi)、S′相(Al2CuMg)等含Cu沉淀相，以及β′相(Al3Zr)、Al3Sc相、核殼結構復合相等共格彌散相。鑄造鋁鋰合金中主要強化相晶體學參數如表2所示[2, 6]，以下分別綜述其組織特征與強韌化機制。

3.1 δ′相

δ′相(Al3Li)由過飽和固溶體在低于臨界溫度下經成分起伏、調幅分解產生，在基體中通常均勻分布并呈球形。δ′相彈性模量達96 GPa[37]，是鋁鋰合金具有高剛度的重要原因。δ′相與α-Al晶體結構的晶格常數相近，二者晶格錯配度約為-0.08%，界面能僅為0.014～0.25 J/m2[38]，因而極易被位錯切過產生反相疇界(antiphase boundary，APB)，形成新的界面能，從而發生有序強化。有序強化對合金屈服強度的貢獻可由式(1)計算[39]：

Δσord=0.28Mγ2/3b3/2G1/2f1/2r

(1)

其中，M為泰勒因子，γ為α/δ′界面能，b為基體的伯氏矢量，G為基體的剪切模量，f和r為δ′相的體積分數與平均半徑。δ′相在鑄造鋁鋰合金中的體積分數可達5%～20%[38]，是合金強度的主要來源。

然而，δ′相對合金的塑性往往有不利影響。一方面，位錯沿某個滑移面切過δ′相后，會降低后續位錯繼續沿該滑移面切過所需的應力，導致共面滑移。滑移面位錯數N可由式(2)計算[40]：

N=f1/2r1/2L(CP/CBb)

(2)

其中,L為位錯長度，CP和CB為與δ′相特性有關的常數，其余參數同式(1)。由此可見，δ′相尺寸增大時位錯數量會隨之增加，進而引發晶界處位錯塞積與應力集中，降低合金塑性。另一方面，隨著時效的進行，晶界平衡相不斷消耗晶內的δ′相，在晶界附近形成具有一定寬度的δ′相晶界無析出帶(δ′-PFZ)。δ′-PFZ內外塑性變形不均勻，易萌生裂紋并沿晶界迅速擴展，嚴重降低合金的塑性。

圖1 鋁鋰合金二元相圖富Al端[36]Fig.1 Al-rich end of the Al-Li phase diagram[36]

表2 鑄造鋁鋰合金中主要強化相晶體學特征[2, 6]

3.2 含Cu沉淀相

θ′相(Al2Cu)是含Cu鋁合金中常見的亞穩強化相。特別地，在Al-Li-Cu合金中隨著時效的進行，δ′相會包裹于θ′相周圍析出，形成δ′/θ′雙相結構(圖2a)[19]，進而抑制θ′相的長大并改變δ′相的空間分布[15]。T1相(Al2CuLi)為半共格平衡相，在{111}α面上呈盤片狀析出(圖2)[19]。研究表明，鋁合金中慣析面為{111}α的盤片狀相可產生最大臨界剪切應力[41]，因此T1相在Cu相中最具強化效應。合金中常觀察到T1相的單側或雙側分布著半球狀δ′相，可能是δ′相被T1相切過或撞擊所致[6]。S′相(Al2CuMg，圖2b[19])為Al-Li-Cu-Mg合金中的半共格亞穩相，由于其與S平衡相的成分和形貌相同、晶格常數相近，通常不予區分[6]。除沉淀強化作用外，塑性變形時彌散分布的T1和S′相還能促進位錯交滑移，減少共面滑移，進而改善合金塑性[42]。值得注意的是，含Cu相之間會爭奪Cu原子和自由空位，因此它們各自的尺寸與含量往往此消彼長(即存在競爭析出行為)，最終影響合金的力學性能[3, 6, 15]。

圖2 鑄造鋁鋰合金中的含Cu相[19]：(a)Al-Li-Cu合金中的δ′/θ′雙相結構和T1相，(b)Al-Li-Cu-Mg合金中的T1相和S′相Fig.2 Cu-containing phases in cast Al-Li alloy[19]: (a) duplex δ′/θ′ phases and T1 phases in Al-Li-Cu alloy, (b) T1 and S′ phases in Al-Li-Cu-Mg alloy

由于位錯、層錯、亞晶界等晶體缺陷可作為含Cu相的非均勻形核核心，變形鋁鋰合金通常通過T8熱處理(預變形+時效)形成高位錯密度以促使含Cu相大量析出，改善合金強塑性[43]。而鑄造鋁鋰合金無法通過變形處理引入新的位錯，含Cu相的形核實際主要依靠淬火空位釋放形成的螺位錯或位錯環[44]，但數密度相對較低，對合金強塑性的貢獻不夠顯著。

3.3 共格彌散相

含Zr，Sc元素的鑄造鋁鋰合金在固溶和淬火過程中會析出球狀β′(Al3Zr)相或Al3Sc相；當Sc與Zr同時添加時，因Sc在Al中的擴散激活能遠小于Zr，部分Zr還將依附較易析出的Al3Sc形成富Zr殼層，即Al3(Zr, Sc)相[33]。這些相與基體完全共格，且尺寸與晶格常數相近，可統一記為Al3M相(M=Zr, Sc)。此外，由于δ′相在Al3M相表面形核會降低界面能和應變能，利于體系的穩定[45]，它們之間傾向形成以Al3M為核心、Al3Li為外殼的核殼結構復合粒子Al3(M, Li)，如圖3a～3c[21, 23]所示。這類復合相具有較強的熱穩定性，時效過程中的粗化速率遠低于單一的δ′相[46]。

Al3M、Al3(M, Li)等均為L12結構共格彌散相，可以同時提升合金的強塑性。首先，它們在塑性變形中不會被位錯切過(圖3d[23])，從而產生Orowan強化，對屈服強度的貢獻如式(3)[47]：

Δσor= 0.13M(1-v)1/2(Gb/λ)ln(πd/4b)

(3)

其中，d與λ為彌散相平均直徑與有效間距，v為泊松比，其余參數同式(1)。其次，它們能夠分散共面滑移，還可以釘扎晶界，因而有效改善了合金的塑性[23, 33]。此外，位錯運動繞過共格彌散相后留下的位錯環能夠充當T1和S′相的異質形核點(圖3e和3f)[26]，有利于含Cu強化相的高效析出[6, 26, 33]。

綜上，鑄造鋁鋰合金中的析出相種類、尺寸、分布、數密度等與合金強塑性密切相關。合理控制δ′相尺寸與數密度并抑制δ′-PFZ寬化，設法促進含Cu強化相有效形核并調控其競爭析出行為，引入均勻分布的共格彌散相并提升其體積分數，是提升鑄造鋁鋰合金綜合性能，突破強塑性不匹配瓶頸的關鍵所在。合金化與熱處理則是實現上述目標的可靠途徑，以下分別綜述。

圖3 鑄造鋁鋰合金中的共格彌散相：(a～d)核殼結構復合粒子及其與位錯的交互作用[21, 23]，(e～f)S′相在Al3(Zr, Sc)相附近形核[26]Fig.3 Coherenced dispersive phases in cast Al-Li alloy: (a～d) core/shell composite particles and their interaction with dislocations[21, 23], (e～f) nucleation of S′ phase in the vicinity of Al3(Zr, Sc) particle [26]

4 合金元素對鑄造鋁鋰合金強塑性的影響

成分優化是調控合金組織、改善合金性能的重要措施。以下分別闡述Cu，Mg等主合金化元素，Zr，Sc，Ti等過渡元素，以及Zn，Ag，Si等其他元素對鑄造鋁鋰合金組織和強塑性的影響。Li元素的貢獻主要歸因于由Li元素產生的δ′相，已在3.1述及。

4.1 Cu，Mg等主合金化元素

在鑄造鋁鋰合金中添加Cu后，在非平衡凝固過程中Cu將富集在固/液界面前沿導致成分過冷，從而細化晶粒；此外，Cu還是θ′、T1等重要強化相的組成元素[15]。Chen等[48]系統研究了Cu/Li質量比對Al-3Li-0.2Zr合金微觀組織與強塑性的影響，結果表明，當Cu含量從0增加到2%時，θ′、T1相析出密度增加、分布更加均勻，合金屈服強度提升了105 MPa。Wu等[15]探究了Cu含量對θ′與T1相競爭析出行為的影響，結果表明，富Cu合金中T1相的孕育時間更短，而貧Cu合金中θ′相更易析出。鑒于T1相具有更好的強化效果，故富Cu合金具有明顯的強度優勢。然而，當Cu含量過多時，粗大網狀第二相體積分數隨之增大，后續固溶處理也難以充分消除，使合金的塑性有所下降[15, 48]。此外，研究發現Cu含量升高對鋁鋰合金的鑄造工藝性能不利[7, 11]，進而產生縮松、熱裂等缺陷，顯著惡化強塑性。

Al-Li-Mg系合金中，Mg作為主元添加量一般不小于2%，固溶強化和細晶強化作用較為顯著[20, 21]。同時，大量固溶的Mg可以減小Li在基體中的固溶度，促進δ′相析出，提高Li有序強化效果[49]。含Cu鑄造鋁鋰合金也常添加微量Mg以調控沉淀相析出，Wu等[24]注意到，在Al-3Li-2Cu-0.15Zr合金中加入0.2%的Mg雖然抑制了θ′相的形成，但提高了空位濃度，引入S′相并促進T1相形核，合金強度提升10%。Zhang等[19]發現，在Al-2Li-2Cu-0.2Zr合金中添加0.5%的Mg將使δ′-PFZ的寬化速率降低，合金延伸率從2.0%提升至4.5%；但當Mg含量大于1%時，時效過程中T1相析出受阻，而S′相聚集長大且呈不均勻分布，如圖4所示，這將對力學性能產生負面影響。

4.2 Zr,Sc,Ti等過渡元素

由表1[15-35]可知，國內在研鑄造鋁鋰合金基本都含有0.1%～0.2%的Zr元素。Zr可以為合金引入β′共格彌散相，其強韌化作用如3.3所述。同時，凝固過程中β′相還可作為理想的異質形核核心，顯著細化合金晶粒[50]。

Sc兼具過渡元素和稀土元素的優勢，能夠高效提升鑄造鋁鋰合金性能[17, 23, 26, 33]。首先，Sc的加入顯著提高了共格彌散相的數密度，進而促進S′和T1等含Cu強化相的析出，使得合金強度明顯上升；同時，Sc原子空位結合能較高，可以降低Li的擴散速率，抑制δ′相和δ′-PFZ的粗化，改善合金塑性；此外，Sc也能有效細化晶粒。然而，Sc含量過高時易形成難溶初生相，因此在鑄造鋁鋰合金中的適宜添加量一般不超過0.2%[23, 26]。值得注意的是，部分變形鋁鋰合金中添加Sc可能會引入粗大W相(Al8-xCu4+xSc)，對力學性能不利[51]；而鑄造鋁鋰合金中暫未觀察到這一現象，可能的原因是Cu含量較低[26, 33]。鑒于Sc價格昂貴，已有學者嘗試用Er[31]，Yb[35]等低成本過渡元素代替Sc。雖然它們的細化與強化效果弱于Sc，但同樣可以參與構筑核殼結構彌散強化相并協助含Cu相析出。

圖4 添加過量Mg對析出相的影響[19]：(a)析出受阻的T1相，(b)異常長大的S′相Fig.4 Effect of excess Mg on precipitated phases[19]: (a) delayed precipitation of T1 phases, (b) uneven coarsening S′ phases

Zhang等[27]在Al-Li-Cu-Mg合金中加入微量過渡元素Ti，發現Ti可吸引Cu在周圍形成原子團簇，進而促使θ′相密集析出，改善合金的力學性能。但Ti自身形成Al3Ti彌散強化相需要克服較高的勢能，且含Cu鋁鋰合金體系中θ′相的強化效果一般，因此，Ti不能完全取代Sc與Zr的微合金化作用。而當Ti與Zr同時添加時，則可形成Al3(Zr, Ti)彌散相并促進T1和S′相的析出，顯著提升合金強塑性[27]。Ti通常以Al-Ti-B中間合金的形式添加，Wu等[18]采用原位自生混合鹽法在Al-Li-Cu合金中引入了TiB2顆粒增強體，可以加速時效硬化并有效釘扎晶界，制得的復合材料強度及熱穩定性良好。

過渡元素Mn對鑄造鋁鋰合金的強塑性影響具有雙面性[16]：一方面，Mn是鋁合金中常用的除Fe劑，且能形成Al20Cu2Mn3彌散相改善合金塑性；但另一方面，Al20Cu2Mn3相的形成不可避免地消耗了Cu元素，從而抑制T1相的析出，使合金強度降低。因此，Mn元素的強韌化作用較為有限。

此外，在Al-Li-Cu-Mg合金中添加微量過渡元素Ni，不僅可以顯著減少Fe，Na，K等有害元素，時效后還將形成具有強熱穩定性的Al3CuNi金屬間化合物，提升合金的高溫強度[32]。

4.3 Zn，Ag，Si等其他元素

研究表明[22, 25]，Zn具有提升鑄造鋁鋰合金強塑性的潛質：Zn可置換δ′相中的Al，抑制δ′相和δ′-PFZ粗化，改善合金塑性；對含Cu合金而言，Zn還加速了自由空位釋放，使得S′相的析出更均勻分散；同時部分占據T1相中Cu的位置，從而增加T1相體積分數，提高合金強度。

Ag可以偏聚在T1相表面，降低該相與基體的錯配度，同樣促進了T1相析出[52]。但單獨添加Ag成本較高，且強化作用較弱，如在Al-2Li-2Cu-0.2Zr合金中加入0.5%的Ag，合金屈服強度只提升了35 MPa，不及Zn元素[6]。已有諸多報道證實變形鋁鋰合金同時添加Mg和Ag會產生良好的強化效果[2]，但在鑄造鋁鋰合金中暫未見相似研究。

Si最初曾作為鑄造鋁鋰合金的主元[8, 9]，密度與剛度優勢較大，但力學性能已無法滿足現代需求。Zhang 等[30]在Al-Li-Cu-Mg合金中引入微量Si構造了板條狀Mg2Si相(圖5a)[30]，幾何相位分析(圖5b～5f)[30]表明，Mg2Si能夠阻礙位錯的運動，緩解局部應力集中，從而韌化合金。進一步研究表明[53]，增加Mg/Si質量比將促進Mg2Si的析出。

Wu等研究發現[54]，在Al-Li-Cu合金中添加少量Cd有利于提升θ′和T1相數密度與均勻性，從而提高沉淀強化效果。但時效后期Cd會促進δ′相溶解，使δ′逐步被尺寸較大、形狀不規則的T2相(Al6CuLi3)取代，降低合金的性能[55]。

綜上，添加具有高空位結合能、可細化晶粒、可形成Al3M彌散相等一種或多種特性的元素，有望制備出高強韌鑄造鋁鋰合金。特別是通過彌散相生成元素引入Al3(Li,M)型核殼結構粒子，可以同時提升合金的強塑性，具有較高的研究價值。此外，雖然單一元素對鑄造鋁鋰合金微觀組織與力學性能的影響已有較多報導，但如何進一步調控多種元素的復合比例，闡明它們之間的交互作用，尚有廣闊的探索空間。

圖5 Mg2Si/α-Al界面的晶格條紋和應變場[30]：(a)Mg2Si的HRTEM圖像，(b～f)界面應變分配行為的幾何相位分析Fig.5 Lattice fringe and strain field of Mg2Si/α-Al interface[30]: (a) HRTEM image of the Mg2Si precipitate, (b～f) geometric phase analysis (GPA) of the strain partitioning behavior at the interface

5 熱處理工藝對鑄造鋁鋰合金強塑性的影響

由上一節可知，鑄造鋁鋰合金成分復雜，需要針對性開發熱處理工藝以充分發揮各合金化元素的作用，調控物相構成，使合金獲得理想的服役態綜合性能。以下分別闡述固溶及時效熱處理對鑄造鋁鋰合金組織和強塑性的影響。

5.1 固溶處理

鑄造鋁鋰合金的凝固態組織第二相種類繁多，包括AlLi、含Cu相(Al2Cu、Al6CuLi3等，主要存在于Al-Li-Cu系合金中[48])、含Mg相(Al12Mg17、Al2MgLi等，主要存在于Al-Li-Mg系合金中[21])以及Al3Zr與Al3Sc的初生相和共晶相等[33]，需要足夠的固溶溫度與時間保證第二相的充分溶解和溶質原子的充分擴散，以形成過飽和固溶體，為后續時效過程中強化相的析出提供足夠動力。但是，過高的固溶溫度或過長的固溶時間可能導致晶粒異常長大，甚至造成局部過燒，嚴重損害合金的塑性。同時，鑄造鋁鋰合金中的Li，Mg等元素具有較高的化學活性，長時高溫固溶時試樣表面易氧化[56]。

由此可見，常規單級固溶處理很難使鑄造鋁鋰合金在不產生晶粒粗化、局部過燒和表面氧化的前提下獲得理想的固溶態組織。如表1[15-35]所示，為改善固溶效果，國內在研合金多依據各第二相的相變反應溫度設計從低溫至高溫的雙(多)級固溶處理，其中低溫階段不高于固相線溫度，可分解大部分第二相，后續的高溫階段進一步分解少量殘余第二相，同時加快溶質擴散，使溶質在基體中均勻分布[19, 21]。例如，張小龍[6]優化出Al-2Li-2Cu-0.2Zr合金的雙級固溶工藝，即460 ℃×32 h+520 ℃×24 h，使晶界非平衡第二相完全溶解，晶內偏析基本消除；Shi等[22]為確保Al-3Li-2Mg-1Zn-0.1Zr合金中的(Al, Zn)49Mg32相充分溶解且不發生過燒，在原有雙級固溶工藝的基礎上增加535 ℃×10 h中間處理階段；Zhong等[34]針對砂型鑄造Al-Li-Cu合金鑄態晶粒粗大、第二相體積分數高等特征，開發了專用三級固溶工藝。值得注意的是，因非平衡凝固過程中共晶點偏移而產生的高熔點塊狀Al3Zr/Sc初生相難以通過固溶處理有效消除(圖6)[33]，這將顯著降低Sc和Zr的元素利用率，并對合金塑性和力學性能穩定性產生不利影響[33]。

圖6 鑄造鋁鋰合金中的Al3Zr/Sc初生相[33]：(a)鑄態，(b)T4態Fig.6 Primary Al3Zr/Sc phase in cast Al-Li alloy[33]: (a) as-cast state, (b) T4 state

5.2 時效處理

時效是過飽和固溶體脫溶分解，沉淀相從基體中析出的過程。鑄造鋁鋰合金常使用單級人工時效處理(T6)[15-35]，溫度與時間等參數決定著時效過程中多種析出相的尺寸和分布，進而顯著影響合金的力學性能。球狀共格相(如δ′、Al3M型彌散相)的平均半徑r、δ′-PFZ的半寬度h、盤片狀相(如θ′、T1相)的長度Dy與時效參數的關系可由式(4)～式(6)模型[57-59]分別描述：

(4)

h=k2t1/2

(5)

(6)

其中，r0為時效開始前球狀共格相平均半徑，A為盤片狀初始直徑厚度比(aspect ratio)，k1，k2和k3為與物相種類相關、與時效溫度正相關的動力學常數，t為時效時間。較低的時效溫度和時間能夠有效抑制δ′相和δ′-PFZ粗化(圖7)[34]，進而使得合金具備良好的塑性。當時效溫度提高后，δ相與Al3M型彌散相加速長大[34]，含Cu相獲得了析出所需要的較高的形核能，數密度顯著提升[26]。并且，θ′和T1相的直徑厚度比、S′相的厚度也隨時效時間的延長不斷增加[6]，合金有序強化、彌散強化、沉淀強化效果增強，具有較高的屈服強度。而當時效溫度和時間進一步提升時，δ′相加劇粗化并開始溶解，體積分數有所降低[60]，S′相也出現異常聚集長大現象[19]，合金力學性能將迅速惡化。由此不難看出，單級時效參數的選擇需要綜合考量，以獲得最佳的強塑性匹配。由表1[15-35]可知，鑄造鋁鋰合金典型時效溫度為150～175 ℃，時間一般控制在8～32 h，合金處于峰時效或欠時效狀態。

針對單級時效強塑性矛盾問題，有時可采用先低溫后高溫的雙級時效方法[3]：低溫時效時δ′相和δ′-PFZ不易粗化，同時有利于形成均勻的溶質原子團簇，為含Cu強化相提供形核位置，從而在隨后的高溫時效過程中獲得更多細小且均勻分布的含Cu相。Wu等[61]對鑄造Al-3Li-2Cu-0.2Zr合金進行了120 ℃×6 h+160 ℃×24 h雙級時效處理，使θ′相數密度顯著增加，與160 ℃×24 h單級時效相比，在保持合金原有強度水平的前提下有效改善了延伸率。

綜上，關于鑄造鋁鋰合金固溶工藝，人們已經開展了較為系統的研究，經適宜的雙(多)級固溶處理后，合金中除Al3Zr/Sc初生相外的第二相基本溶解，可為后續時效處理提供良好的組織準備。然而，現有的單級時效工藝難以有效實現強塑性的協同提升，雙級時效等新型工藝有望解決這一矛盾，但相關研究尚有欠缺，應在今后的工作中繼續探索。

圖7 時效參數對δ′相與δ′-PFZ形貌的影響[34]：(a，b)175 ℃時效8 h和64 h的δ′相，(c)125 ℃時效128 h的δ′相，(d)225 ℃時效4 h的δ′相，(e，f)175 ℃時效8 h和64 h的δ′-PFZFig.7 Effect of aging parameters on the microstructure of δ′ phase and δ′-PFZ[34]: (a, b) δ′ phases aged at 175 ℃ for 8 h and 64 h, (c) δ′ phases aged at 125 ℃ for 128 h, (d) δ′ phases aged at 225 ℃ for 4 h, (e, f) δ′-PFZ aged at 175 ℃ for 8 h and 64 h

6 結 語

輕質高剛度鑄造鋁鋰合金在航空航天和國防軍工等領域具有廣闊的應用前景，但無法通過形變強化且自身Li含量較高，故合金強塑性總體不佳，這在一定程度上制約了該合金在高端裝備中的應用。成分優化與熱處理是提升鑄造鋁鋰合金綜合性能，突破強度與塑性不匹配瓶頸的可靠途徑，對發掘材料潛力、拓寬應用領域意義重大。然而，當前仍存在一些亟待解決的問題：

(1)目前在研鑄造鋁鋰合金基本形成以Al-Li-Cu(-Mg)體系為主干，Zr，Sc等元素輔助改性的合金化思路，但其力學性能特別是塑性較常規商用鋁合金仍不夠突出。后續需繼續探索多種微量元素復合添加對合金性能的影響，重點關注細化元素、高空位結合能元素以及Al3M(M=Zr,Sc)型彌散相生成元素，并嘗試引入原位自生TiB2、Mg2Si等增強體顆粒，進一步改善合金強塑性乃至剛度。

(2)鑄造鋁鋰合金現有的熱處理制度主要為(雙)多級固溶+單級時效，固溶工藝耗時且繁瑣，成本高；而時效工藝囿于單組溫度與時間變量的調節，難以完全發揮合金潛力。今后，一方面要把控原料質量與熔鑄工藝，避免凝固態組織產生偏析與粗大第二相，以簡化固溶工序；另一方面可借鑒常規鋁合金間歇時效(T6I4、T6I6)、回歸再時效(T77)、固溶前預時效等雙(多)級時效工藝，抑制δ′相和δ′-PFZ粗化，調控含Cu沉淀相與共格彌散相高效析出，進而實現強韌化效果的最優化。

(3)當前鑄造鋁鋰合金的強韌化研究仍局限于在室溫、準靜載等實驗室常規條件下對小型試樣的測試表征。后續有必要進一步探索成分設計與熱處理工藝對合金在循環載荷、熱力耦合、應力腐蝕等實際復雜服役環境中的力學行為，并開展面向大尺寸真實構件的成分微調與配套熱處理工藝優化，從而加速推動合金的工程化應用。