铝-锂合金归纳总结

在铝合金中加入金属元素锂(L i) , 可在降低合金密度的同时提高合金的弹性模量。研究表明, 在铝合金中每添加1% 的L i, 可使合金密度降低3% , 而弹性模量提高6% , 并可保证合金在淬火和人工时效后硬化效果良好。因此, 铝锂合金作为一种低密度、高弹性模量、高比强度和高比刚度的铝合金, 在航空航天领域显示出了广阔的应用前景。

铝锂合金的发展大体上可划分为三个阶段, 相应出现的铝锂合金产品可以划分成三代。第一代铝锂合金产品的塑韧性水平太低, 第二代铝锂合金本身仍存在以下问题: 合金的各向异性问题较普通铝合金严重; 合金的塑韧性水平较低; 热暴露后会严重损失韧性; 大部分合金不可焊, 降低了减重效果, 铆接时往往表现出较强的缺口效应;强度水平较低, 难以与7000 系超高强铝合金竞争等。

第三代铝锂合金的成分及性能

表1 和表2 给出了第三代主要铝锂合金产品的成分及性能。可见, 在合金成分设计上, 第三代铝锂合金降低了L i 含量, 而增加了Cu 含量, 并且往往添加一些新的合金化元素A g, M n, Zn 等; 在性能水平上, 第三代铝锂合金较以往铝锂合金都有了较大幅度的提高, 其中尤以低各向异性铝锂合金和高强可焊铝锂合金最引人注目。

低各向异性铝锂合金的研制

铝锂合金比普通铝合金有着更为严重的各向异性问题。铝锂合金的各向异性与多种因素有关, 这些因素主要有: 元素L i 能促使合金的各向异性, 即使L i 含量少于0.5% , 也会带来较大的织构密度合金使用态多为扁平的未再结晶组织; 合金在使用态下具有较强的晶体学织构; 析出相的形状、惯析面、变形特点等对各向异性也有一定的影响。

为控制铝锂合金的各向异性, 目前采用的主要方法有: 降低L i 含量; 添加或减少合金化元素; 采用合适的中间热处理和最终热处理工艺, 以降低或改善合金中的织构。

这些严重的织构对合金的性能有着重大影响: 大部分铝锂合金的纵向性能与横向性能有较大差别, 通常在与轧制方向成45°— 60°方向上拉伸强度降低15% 以上; 在强度高的位向上断裂韧性低; 在强度低的位向上裂纹扩展速率高。　铝锂合金由于塑韧性水平较低, 因此, 有关铝锂合金断裂韧性的各向异性问题是更加突出的问题。一些铝锂合金在纵向(L )、L + 45°、长横向(L —T ) 及短横向(S—T ) 上的断裂韧性值见表3。采用高温短时保温+ 快冷水淬的再时效工艺, 使8090-T 8771 板材获得的强度仅损失7% , 而短横向断裂韧性提高60% 的效果, 从而降低了该合金的各向异性。

低各向异性的A F/C-489 和AF/C-458 新型变形铝锂合金具有低的各向异性, 这主要归因于两个方面: 一是合金中含有0.3% 的M n, A l6M n 粒子能够抑制合金的再结晶, 细化晶粒, 降低合金的各向异性; 二是合金在轧制过程中加入一次中间热处理的新工艺, 中间热处理的目的是促进再结晶的发生,降低织构的强度。IPA 受B rass 织构( {110} < 112> ) 影响最大, B s 织构密度越大, 合金的IPA 值也越大, 合金的各向异性越明显。

1460 合金中含有少量的稀土元素Sc, Sc 可以大幅度提高铝锂合金的综合性能。总的说来, 1460 合金与1201 相比, σb、σ0.2分别提高25% 和35% , 质量减轻20% -25% , 疲劳寿命提高20% -30% , 而焊接性能相当。

Weldalite 铝锂合金系列, 主要包括2094, 2095, 2096, 2195 等牌号。这些合金强度可达690M Pa, 其强度水平居铝合金前列。此外,W eldalite 系列在多种焊接工艺下均可形成致密的焊缝,不易形成气孔和裂缝, 其焊缝抗拉强度和断裂韧性较2219 合金均提高30% 左右。

上述高强可焊铝锂合金均属于A l-Cu-L i 系, 与第二代铝锂合金相比, 其Cu/L i 比高出很多, 这主要是因为人们发现片状的T1 相(A l2CuL i) 是铝合金中最具有潜力的强化相, 高Cu/L i 比成分下, 合金的主要析出强化相是T 1 而不是δ′相(A l3L i) , 当加入合金元素A g 后, 还可大大提高合金的强度。此外对铝锂合金可焊性与合金成分的研究表明, 高Cu/L i 比合金的焊接性能更好。在1460 合金成分的基础上加入0.5%M g, 0.3%M n, 研制成功了一种新型高强可焊铝锂合金, 该合金屈服强度比1460 提高5% , 而延伸率提高100% , 合金的断裂韧性达112M Pa·m½ (注: K Q值) , 即使在85下暴露1000h, 断裂韧性仍高达89M Pa·m ½ 。它可用来替代不可焊的7075, 7050 合金和可焊的2219 合金。

AI-Li合金的热处理

A1-Li合金的热处理有均匀化退火处理、固溶化处理、时效及形变热处理等。

  合金在加热时，为了防止合金的氧化，通常在保护性气氛中加热；采用分级时效，可改善合金的韧性，并消除其各向异性；将固溶处理后的合金进行予冷变形，然后再进行时效处理，可使时效过程中析出的第二相粒子呈均匀、细小、弥散分布，并减少无沉淀带宽度，从而可提高合金的强韧性。

铝锂合金塑韧性的改善

归纳起来, 铝锂合金塑韧性低的原因有以下几点：δ′相(Al3Li)相的超点阵结构, 与基体完全共格易产生共面滑移引起局部应变集中；δ、T2相的晶界沉淀, 引起晶间断裂；Na、K、Ga等碱金属杂质易在晶界偏析, 形成钠脆；Li的存在使铝锂合金含有比一般铝合金更高的氢, 严重地损害铝锂合金的塑韧性。

针对铝锂合金的组织特征、强化机制和导致该合金塑韧性低的根本原因, 研究者们采取了下列强韧化措施：

合金化 在铝锂合金中添加微量Zr、Sc, 分别形成Al3Zr、Al3Sc弥散质点, 对基体起弥散强化和细晶强化作用。此外, 加入少量Be可抑制Na在晶界上的偏析；加入Co、Ti、Ge等元素形成较多的非共格相或δ′的共生相, 从而提高塑韧性。分别或同时加入Cu、Mg、Ag等元素可有效改善铝锂合金的强韧性；首先,Cu 、Ag、Mg有固溶强化效果。其次, 添加Cu后促使合金时效时析出θ′(Al2Cu)和T1(Al2Culi)相,增强了时效硬化效果, 而且有助于减小晶界无脱溶带(PFZ)的宽度；再者Cu、Mg同时添加可在位错或亚晶界处不均匀析出较大体积分数的S′（Al2CuMg）弥散相, 位错难以切过而只能绕过, 从而降低了Al一Li合金共面滑移的倾向, 并激发其产生交滑移促进合金的均匀变形。最后, 在Al一Cu一Li合金中加入少量Ag可提高时效强化效果, 加速T1相的析出, 少量Mg、Ag共同加入形成Mg一Agclusters能更有效地促进T1相的析出。

形变热处理 对固溶处理后的铝锂合金在时效前进行适当冷变形, 可在合金基体中形成密布的位错或位错缠结, 成为S′、T1等相非均匀形核的位置, 从而增大位错不能切割的沉淀相的体积分数, 减少合金的共面滑移及晶界应力集中。同时, 时效前的冷变形可加快沉淀动力学, 使沉淀相更细小均匀地分布、增多, 抑制晶界平衡相的形成。

分级时效 研究表明, 先低温后高温的时效处理能促进大量相弥散, 细小、均匀地形核, 并阻止粗大平衡相沿晶界析出和在晶界形成PFZ。此外, 分级时效使合金中出现较多的Al3Li/Al3Zr复合粒子, 从而达到改善Al一Li合金强韧性的目的。

低Li化 低Li化减少了δ′相析出引起的共面滑移和大量吸氢引起的氢脆, 但这是以牺牲密度为代价而达到提高韧性和热稳定性的目的。

纯净化 利用真空纯化法, 使碱金属总含量由原来的3一10ppm降到1ppm以下,H含量也显著降低, 从而使合金韧性显著提高。2090Al一Li合金,其断裂韧性比碱金属含量大于5ppm的Al一Li合金的高得多, 且在65下暴露1000h后韧性几乎不降低。

各向异性的改善

Al一Li合金的各向异性比常规铝合金的高, 这种差别主要是由较高程度的变形织构和Al一Li合金沉淀相强烈地相互作用引起的。用于降低Al一Li合金各向异性的方法有:固溶处理时进行再结晶；在中间工序中进行再结晶；过时效；改变弥散相类型；在不同的方向上拉伸或冷轧；减小制造变形量等。

（1）再结晶

（2）在不同的方向上拉伸或冷轧 将2095板材在峰值时效前偏离轧制方向60°进行6%变形量的拉伸, 发现可大大降低峰值时效产品的各向异性（表1）。

（3）减小变形量

多晶体塑性变形时,各个晶粒滑移的同时, 也伴随有晶体取向相对于外力有规律的转动, 尽管由于晶界的联系, 这种转动受到一定的约束, 但当变形量较大时, 原来为任意取向的各个晶粒也会发生调整,引起晶粒取向形成“择优取向”, 从而呈现明显的各向异性。

（4）改变弥散相类型

在一种Al一Cu一Li合金中用0.6%Mn+0.16%Cr的混合物代替0.12%Zr, 这导致合金组织改变很大, 使含Mn十Cr的合金几乎不出现织构, 而含Zr的原合金具有很强的织构, 呈现较强的各向异性。在Al一2.7Cu一1.5Li一0.12Zr合金中添加0.3%Mn会降低各向异性, 其各向异性水平和常规铝合金的差不多（图2）。Mn的添加会形成Al6Mn弥散相,Al6Mn被认为在降低各向异性中起重要作用。

热稳定性的改善