李勁風(fēng) 陳永來(lái) 馬云龍 張緒虎

（1 中南大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，長(zhǎng)沙 410083）

（2 航天材料及工藝研究所，北京 100076）

（3 宇航系統(tǒng)工程研究所，北京 100076）

0 引言

鋁鋰合金是指在鋁及鋁合金中添加Li而形成的一類鋁合金。在鋁合金中每添加1.0%的Li，可使鋁合金密度降低3%，強(qiáng)度提高6%。新型鋁鋰合金具有低密度、高彈性模量、高比強(qiáng)度和高比模量的優(yōu)點(diǎn)，同時(shí)還兼具低疲勞裂紋擴(kuò)展速率、較好的高溫及低溫性能等特性，是理想的航空航天材料［1］。國(guó)際上十分重視新型鋁鋰合金的研發(fā)，國(guó)內(nèi)于20世紀(jì)80年代開始進(jìn)行鋁鋰合金的材料研究。初期以跟蹤仿制為主，進(jìn)入21世紀(jì)后開始進(jìn)行鋁鋰合金的自主開發(fā)。由于航天和航空的需求牽引，2010年以來(lái)，國(guó)內(nèi)掀起了鋁鋰合金的研究熱潮。

鋁鋰合金主要包括Al?Mg?Li 及Al?Cu?Li（或Al?Li?Cu）兩個(gè)成分系列，Al?Mg?Li系主要為俄羅斯發(fā)展的鋁鋰合金系列；歐美和中國(guó)大部分為Al?Cu?Li系鋁鋰合金，Cu和Li均為其主合金元素，該系列也是鋁鋰合金發(fā)展的主流。另外，從鋁鋰合金發(fā)展而言，目前廣泛認(rèn)為已發(fā)展了三代鋁鋰合金，并正在進(jìn)行第四代鋁鋰合金的開發(fā)。不同代際鋁鋰合金成分特征如表1所示。

表1 不同代際鋁鋰合金成分主要特征Tab.1 Composition characteristics of Al-Li alloys in different generations

國(guó)內(nèi)一直堅(jiān)持進(jìn)行鋁鋰合金研發(fā)的單位主要包括中南大學(xué)、航天材料及工藝研究所、北京航空材料研究院及西南鋁業(yè)（集團(tuán)）有限責(zé)任公司。目前還有一些研究院所、高校和企業(yè)也開始陸續(xù)開展部分研究和嘗試性生產(chǎn)。為開發(fā)新型高性能鋁鋰合金并有效應(yīng)用，必須進(jìn)行相關(guān)的基礎(chǔ)研究和應(yīng)用技術(shù)研究。而（微）合金化、組織與性能相關(guān)性的基礎(chǔ)研究是開發(fā)新型高性能鋁鋰合金的基礎(chǔ)；同時(shí)，針對(duì)焊接、旋壓、化銑等方面的應(yīng)用技術(shù)研究則是實(shí)現(xiàn)高性能鋁鋰合金實(shí)際應(yīng)用的關(guān)鍵環(huán)節(jié)?；诖耍疚木C述國(guó)內(nèi)鋁鋰合金基礎(chǔ)研究和應(yīng)用技術(shù)開發(fā)，擬為鋁鋰合金開發(fā)和應(yīng)用提供參考。

1 鋁鋰合金成分、組織與性能的相關(guān)性

1.1 Cu、Li含量對(duì)鋁鋰合金微觀組織和性能的影響

國(guó)內(nèi)特別是中南大學(xué)研究了接近全Cu、Li 成分范圍內(nèi)的鋁鋰合金，系統(tǒng)闡明了鋁鋰合金不同Cu、Li含量與相組成及力學(xué)性能的相關(guān)性。圖1所示為不同Cu、Li含量鋁鋰合金選區(qū)衍射（SAED）譜及TEM暗場(chǎng)像（DF）照片。隨Cu含量由2.0%以下逐漸增加至4.0%，Li含量由2.5%逐漸降低至1.0%，鋁鋰合金主要時(shí)效強(qiáng)化相組成分別為：δ?相（Al3Li）、δ?+T1（Al2CuLi）、T1+θ?（Al2Cu），其組成與合金中Cu 和Li 質(zhì)量比例（Cu/Li比）密切相關(guān)，高Cu/Li比有利于增加T1相和θ?相比例，而低Cu/Li 比則導(dǎo)致較高的δ?相比例［2?5］。

圖1 不同Cu、Li含量鋁鋰合金SAED譜及TEM?DF照片F(xiàn)ig.1 SAED patterns and TEM?DF images of Al?Li alloys with different Cu and Li concentrations

Cu/Li比差異還導(dǎo)致鋁鋰合金晶界析出相種類和分布的不同。高Cu/Li 比時(shí)晶界可析出較密集的T1相［圖2（a）］；Cu/Li 比降低，晶界析出含Cu 的T1相減少［圖2（b）］且形成粗大不連續(xù)δ相［2（c）］［5?6］。

Cu、Li 含量的差異通過(guò)改變時(shí)效析出相的組成進(jìn)一步影響其力學(xué)性能，然而其強(qiáng)度并不完全隨Li含量增加而順序提高。鋁鋰合金中T1相強(qiáng)化效果最優(yōu)，θ?相次之，δ?相強(qiáng)化效果最弱?；谶@一強(qiáng)化效果差異，結(jié)合Cu、Li含量對(duì)析出相類型和比例的影響分析，李勁風(fēng)、馬云龍等以Cu、Li 總原子分?jǐn)?shù)及Cu/（Cu+Li）（或Cu/Li）原子分?jǐn)?shù)比為自變量，系統(tǒng)分析了Cu、Li 含量對(duì)Al?Cu?Li 系鋁鋰合金強(qiáng)度的影響規(guī)律［7?9］，其中2195 鋁鋰合金成分范圍內(nèi)Cu+Li 總原子分?jǐn)?shù)及Cu/（Cu+Li）原子分?jǐn)?shù)比例與強(qiáng)度關(guān)系如圖3所示［圖中數(shù)字分別表示合金編號(hào)及其對(duì)應(yīng)的Cu/（Cu+Li）原子分?jǐn)?shù)比例］［9］。隨Cu+Li 總原子分?jǐn)?shù)增加，鋁鋰合金強(qiáng)度有提高的趨勢(shì)。而在Cu+Li總原子分?jǐn)?shù)相同（近）時(shí)，隨Cu/（Cu+Li）原子分?jǐn)?shù)比例增加，強(qiáng)度有增加的趨勢(shì)。馬云龍基于上述分析，進(jìn)一步以Cu+Li 總原子分?jǐn)?shù)及Cu/（Cu+Li）原子分?jǐn)?shù)比例為因變量，建立了強(qiáng)度與Cu、Li 含量的數(shù)學(xué)關(guān)系，并進(jìn)而建立了2195鋁鋰合金的成分控制要求［8］。

國(guó)內(nèi)學(xué)者還詳細(xì)研究了鋁鋰合金與析出相相關(guān)的腐蝕電化學(xué)機(jī)理，揭示鋁鋰合金中含Cu、Li元素的T1及T2相（Al6CuLi3）在腐蝕過(guò)程中的電化學(xué)極性轉(zhuǎn)換機(jī)理，闡明了T1及T2相導(dǎo)致鋁鋰合金腐蝕敏感性的差異［10］。結(jié)合Cu/Li 比對(duì)晶界析出相類型及分布的影響，闡明了隨Cu/Li 比降低，其晶間腐蝕（IGC）抗力逐漸提高的規(guī)律及其機(jī)理（圖4）［6］。

鋁鋰合金材料應(yīng)用時(shí)，厚度規(guī)格是其重要考量指標(biāo)之一，而厚度規(guī)格與其淬透性密切相關(guān)，淬透性則決定于鋁鋰合金的成分。由于航天及航空對(duì)厚截面鋁鋰合金的需求，國(guó)內(nèi)最近開始重視鋁鋰合金淬透性研究。如采用薄板疊層端淬結(jié)合后續(xù)時(shí)效態(tài)強(qiáng)度測(cè)試的方法，定量比較研究后闡明了2050 鋁鋰合金淬透性遠(yuǎn)高于2195 鋁鋰合金［11］，同時(shí)還詳細(xì)研究了2060鋁鋰合金淬透性及淬火敏感性［12］。筆者課題組還在進(jìn)行不同Cu 含量鋁鋰合金淬透性研究，結(jié)果表明隨Cu含量增加，鋁鋰合金淬透性降低。

1.2 微合金化元素對(duì)鋁鋰合金微觀組織和性能的影響

1.2.1 Mg、Ag、Zn微合金化

Mg、Ag、Zn 是第三代鋁鋰合金重要的微合金化元素，通常以Mg+Ag 或Mg+Zn 形式進(jìn)行復(fù)合微合金化。中南大學(xué)于20世紀(jì)90年代率先開展鋁鋰合金中Mg+Ag復(fù)合微合金化研究［13］，后續(xù)系列Mg、Ag、Zn的復(fù)合微合金化研究結(jié)果表明，Mg、Mg+Ag、Mg+Zn、Mg+Ag+Zn 添加顯著影響鋁鋰合金強(qiáng)化相的時(shí)效析出，特別是有利于促進(jìn)T6態(tài)時(shí)效時(shí)T1相的形核，增加T1相密度，加速時(shí)效響應(yīng)速度，進(jìn)而提高鋁鋰合金的力學(xué)性能（表2）［14?17］。綜合而言，Mg+X（X=無(wú)、Ag 或/和Zn）微合金強(qiáng)化效果呈現(xiàn)如下規(guī)律：Mg+Ag+Zn>Mg+Ag>Mg+Zn>Mg。

表2 Mg、Ag、Zn微合金化Al-Cu-Li-X鋁鋰合金T6態(tài)（175°C）峰時(shí)效時(shí)拉伸性能Tab.2 Tensile properties of Al-Cu-Li-X alloy microalloyed with Mg，Ag and Zn after T6 peak-aging at 175°C

關(guān)于Mg+Ag 復(fù)合微合金化促進(jìn)T1相形核析出，鄭子樵等提出了如下的“橋梁”作用機(jī)理。由于Mg、Ag原子間的強(qiáng)相互作用，在淬火及時(shí)效早期，合金中形成了Mg?Ag 原子團(tuán)簇；在隨后的時(shí)效過(guò)程中，Mg、Ag 原子與Cu、Li 原子的相互作用促使Cu、Li 原子擴(kuò)散到團(tuán)簇周圍，促進(jìn)T1相形核，即Mg、Ag原子在時(shí)效前期將作為“橋梁”促進(jìn)T1 相形核［13］。3DAP 檢測(cè)［圖5（a）］發(fā)現(xiàn)2050 鋁鋰合金的T1相中存在Mg、Ag原子也佐證了這一作用機(jī)理［18］。

關(guān)于Mg+Zn 微合金化作用機(jī)理，一般認(rèn)為與Mg+Ag 類似，作者課題組也發(fā)現(xiàn)在含Mg、Zn 元素的2099鋁鋰合金T1相內(nèi)部發(fā)現(xiàn)Mg、Zn的同時(shí)富集［圖5（b）］。然而，也有研究認(rèn)為Zn原子進(jìn)入T1相，占據(jù)T1相中Cu 原子位置，即Zn 元素取代T1相中Cu 元素位置［19］。關(guān)于Mg、Zn 復(fù)合微合金化的作用機(jī)理還需進(jìn)一步加強(qiáng)研究。

國(guó)內(nèi)比較研究了Ag、Zn 微合金化對(duì)鋁鋰合金腐蝕行為的影響。鋁鋰合金中添加的Zn元素可進(jìn)入晶界含Cu、Li 析出相（晶界T1相及晶界其他含Cu 相），代替其部分Cu 元素［圖6（a）］，降低析出相中不活潑元素Cu 的含量，在腐蝕過(guò)程中減弱因電化學(xué)極性轉(zhuǎn)換后促進(jìn)邊緣鋁基體陽(yáng)極溶解的效果，進(jìn)而提高其耐蝕性能［5，20?22］。Ag元素同樣可進(jìn)入晶界含Cu、Li析出相［圖6（b）］［22?23］，然而由于Ag 元素電化學(xué)活性低于Cu 元素，反而可能加劇因電化學(xué)極性轉(zhuǎn)換后促進(jìn)其邊緣鋁基體陽(yáng)極溶解的效果，降低其耐蝕性能。

另外，國(guó)內(nèi)研究還表明添加Mg 導(dǎo)致鋁鋰合金明顯的自然時(shí)效響應(yīng)［24?25］。同時(shí)，需要特別注意的是，Mg 含量過(guò)高時(shí)將促進(jìn)人工時(shí)效時(shí)S?相（Al2CuMg）析出，但阻礙T1相析出，進(jìn)而導(dǎo)致其強(qiáng)度降低［26］。

基于上述Cu、Li含量及Mg、Ag、Zn 微合金化元素作用效果及機(jī)理，國(guó)內(nèi)形成了（超）高強(qiáng)鋁鋰合金、耐腐蝕鋁鋰合金的設(shè)計(jì)思路?！笆晃濉焙汀笆濉逼陂g，中南大學(xué)、北京航空材料研究院、航天材料及工藝研究所及西南鋁業(yè)（集團(tuán)）有限責(zé)任公司聯(lián)合開發(fā)了新型高強(qiáng)高韌2A97鋁鋰合金；“十三五”期間由中南大學(xué)、航天材料及工藝研究所及西南鋁業(yè)（集團(tuán)）有限責(zé)任公司聯(lián)合開發(fā)了超高強(qiáng)鋁鋰合金（2A96，后以2A55鋁鋰合金備案）［27］。目前，中南大學(xué)正在進(jìn)一步開發(fā)強(qiáng)度650 MPa甚至700 MPa的超強(qiáng)鋁鋰合金。

1.2.2 稀土微合金化

稀土（RE）元素在Al?Mg 系及Al?Zn?Mg 系鋁合金中有細(xì)化晶粒、阻礙再結(jié)晶、提高韌性及強(qiáng)度的效果。然而國(guó)內(nèi)研究發(fā)現(xiàn)Sc、Ce、Er等稀土元素在不同Al?Cu?Li 系鋁鋰合金中具有不同的作用效果，既可能提高鋁鋰合金強(qiáng)度，但也可能導(dǎo)致其強(qiáng)度降低，如表3所示。

表3 微量稀土對(duì)Al-Cu-Li系鋁鋰合金強(qiáng)度的影響［28-29］Tab.3 Influence of small addition of RE elements on Al-Cu-Li alloy strength［28-29］

微觀組織分析表明，在Cu>3.0%、Li<1.5%的Al?Cu?Li系鋁鋰合金中，添加微量Sc、Ce、Er等RE元素后，RE 元素與Cu 元素結(jié)合，在凝固及退火過(guò)程中即分別形成難溶Al8Cu4Sc、Al8Cu4Ce 及Al8Cu4Er 等第二相，導(dǎo)致固溶基體中Cu 含量降低，后續(xù)時(shí)效時(shí)含Cu 析出相T1相及θ?相分?jǐn)?shù)降低，強(qiáng)化效果降低。同時(shí)，不能有效地形成Al3Sc［或Al3（Sc，Zr）］等彌散粒子，減弱其細(xì)化晶粒、阻礙再結(jié)晶的效果［30］。在低Cu/Li 的合金中，強(qiáng)化相以δ?相為主，T1相比例大幅度下降；同時(shí)能有效地形成Al3（Sc，Zr）等彌散粒子，發(fā)揮阻礙再結(jié)晶的效果。因而在低Cu/Li 比鋁鋰合金中微量RE 元素具有有效阻礙再結(jié)晶、提高強(qiáng)度的作用。

另外，余鑫祥等［31?32］研究也表明，當(dāng)鋁鋰合金中Cu 含量高于4.5%甚至接近固溶度極限時(shí)，微量Ce的添加可能細(xì)化彌散相粒子尺寸，仍然可能導(dǎo)致時(shí)效后強(qiáng)度提高。還有一個(gè)可能的原因是固溶處理時(shí)如此高濃度的Cu 元素不能完全固溶至基體，即使添加Ce 形成Al8Cu4Ce 難溶相粒子，也不會(huì)降低固溶基體中的Cu 含量。同時(shí)，Ce 添加還能減小Cu、Li 原子擴(kuò)散速度，提高T1相的熱穩(wěn)定性，相應(yīng)地提高鋁鋰合金的耐熱性。

1.2.3 Zr、Mn微合金化

Zr 和Mn 是鋁鋰合金中最重要的微合金化元素，所有第二、第三代鋁鋰合金中均添加微量Zr元素，而許多第三代鋁鋰合金還進(jìn)一步添加微量Mn 元素。添加Zr 元素后，凝固時(shí)形成的Al3Zr 初生相粒子可作為凝固形核點(diǎn)，提高形核密度，細(xì)化鑄態(tài)晶粒組織。退火過(guò)程中也可能形成共格Al3Zr 彌散相粒子，有效阻礙晶界遷移，細(xì)化再結(jié)晶晶粒組織。在Al?Cu?Li系鋁鋰合金中添加Mn 可形成Al20Cu2Mn3彌散相粒子。

國(guó)內(nèi)關(guān)于鋁鋰合金Zr、Mn 微合金化研究較少。少量研究表明，添加少量Mn 形成含Mn 彌散相粒子可促進(jìn)再結(jié)晶，降低鋁鋰合金的各向異性［33］。至于微量Mn 對(duì)鋁鋰合金強(qiáng)度的影響，有研究認(rèn)為，添加微量Mn 形成彌散相粒子，同時(shí)使難溶相更加分散、細(xì)小，可提高鋁鋰合金強(qiáng)度［34］；也有研究認(rèn)為，由于未完全再結(jié)晶組織的亞結(jié)構(gòu)起輔助強(qiáng)化作用，從而導(dǎo)致不添加Mn時(shí)鋁鋰合金強(qiáng)度較高［35］。

2 鋁鋰合金應(yīng)用技術(shù)開發(fā)

鋁鋰合金材料應(yīng)用時(shí)需要經(jīng)歷一系列相關(guān)的成型、連接等工藝，成為鋁鋰合金擴(kuò)大應(yīng)用的關(guān)鍵技術(shù)。因而，航空航天領(lǐng)域特別重視鋁鋰合金應(yīng)用技術(shù)的開發(fā)。

2.1 旋壓成型

旋壓是制備運(yùn)載火箭貯箱箱底和頂蓋的先進(jìn)近靜成型技術(shù)?；?195鋁鋰合金在運(yùn)載火箭上的應(yīng)用規(guī)劃，航天材料及工藝研究所十多年之前就開始進(jìn)行2195 鋁鋰合金的旋壓技術(shù)研究，包括適應(yīng)旋壓工藝的原始熱處理狀態(tài)，有限元模擬基礎(chǔ)上旋壓工藝參數(shù)優(yōu)化，旋壓并熱處理后的組織與性能研究［36?38］，制備了兩種鋁鋰合金（2195 及自主開發(fā)的超高強(qiáng)鋁鋰合金2A55）直徑Φ960 mm（Φ940～Φ1 000 mm）的半球形旋壓殼體。另外，2020年航天材料及工藝研究所還旋壓制備了我國(guó)首個(gè)最大、直徑達(dá)Φ3 350 mm 的2195 鋁鋰合金箱底（圖7）［39］。目前已報(bào)道的Φ940 mm 的2195 鋁鋰合金旋壓殼體經(jīng)T6 熱處理后最低屈服強(qiáng)度510 MPa，伸長(zhǎng)率6%以上［38］。

對(duì)于鋁鋰合金旋壓成型，作者認(rèn)為目前有幾個(gè)重要的方面需開展更加深入的研究：（1）旋壓溫度對(duì)熱處理后鋁鋰合金構(gòu)件晶粒組織及力學(xué)性能的影響；（2）旋壓成型后構(gòu)件力學(xué)性能的分布，旋壓用原材料是熱軋并退火后的鋁鋰合金板材，旋壓后不同位置的周向（平行于旋壓線方向）及軸向與原始板材軋向角度不同，而由于鋁鋰合金本身的各向異性，將可能導(dǎo)致不同位置周向及軸向性能均產(chǎn)生較大差異；（3）旋壓構(gòu)件難以進(jìn)行時(shí)效前的預(yù)變形過(guò)程，目前通常采用T6 態(tài)時(shí)效，但其工藝參數(shù)需進(jìn)行優(yōu)化研究。

2.2 焊接

作為一種新的固態(tài)連接技術(shù)，摩擦攪拌焊（Friction Stir Welding，F(xiàn)SW）無(wú)飛濺、煙塵，不需要焊絲和保護(hù)性的氣體，接頭沒(méi)有氣孔和凝固裂紋缺陷。鋁鋰合金采用FSW 時(shí)，可以解決熔化焊時(shí)Li 元素?zé)龘p、揮發(fā)的難題，獲得性能優(yōu)異的接頭。國(guó)內(nèi)已經(jīng)進(jìn)行了大量鋁鋰合金FSW 工藝研究，前期以航空用2198 及2060（CS24）鋁鋰合金。2015年后因?yàn)檫\(yùn)載火箭應(yīng)用的需求牽引，國(guó)內(nèi)進(jìn)行了較多的2195 鋁鋰合金FSW 研究，主要集中于通過(guò)焊接工藝參數(shù)（焊接速度、旋轉(zhuǎn)速度）、攪拌頭優(yōu)化設(shè)計(jì)等消除FSW 接頭缺陷，提高接頭力學(xué)性能［40?47］。作者查詢到公開發(fā)表文獻(xiàn)中，2195?T8 鋁鋰合金FSW 接頭最高室溫抗拉強(qiáng)度達(dá)432 MPa［41］。天津航天長(zhǎng)征火箭制造有限公司Φ5 m級(jí)、厚度8 mm的2195?T8鋁鋰合金蠕變瓜瓣的FSW接頭性能均勻，抗拉強(qiáng)度405～409 MPa。

表4 文獻(xiàn)報(bào)道2195-T8鋁鋰合金FSW 接頭室溫拉伸性能［40-47］Tab.4 Tensile properties of 2195-T8 Al-Li alloy FSW joint at room temperature［40-47］

運(yùn)載火箭裝備不可避免需使用熔化焊方式，因而航天應(yīng)用部門對(duì)2195 鋁鋰合金熔化焊（氬弧焊、TIG 焊）非常重視。鋁鋰合金TIG 焊過(guò)程中存在兩個(gè)主要問(wèn)題，分別是凝固裂紋敏感性和接頭性能低，需通過(guò)配用焊絲成分優(yōu)化加以解決。基于這一原因，國(guó)內(nèi)對(duì)2195鋁鋰合金熔化焊適配焊絲進(jìn)行了較多研究。李小飛等［48］采用Al?Si?X 共晶合金及高Cu 含量的Al?Cu?X 共晶系合金為焊絲，研究了2195 鋁鋰合金氬弧焊接頭性能和微觀組織，結(jié)果表明Al?Si?X 焊絲焊接接頭沖擊韌性及冷彎角明顯較低。馬云龍［9］研究也表明這兩種焊絲均能滿足裂紋敏感性要求，但Al?Si?X 焊絲焊接接頭室溫沖擊韌性及冷彎角明顯偏低。ZHANG 等［49］分別采用Al?Si?X 焊絲及高Cu 含量的Al?Cu?X 焊絲，進(jìn)行了噴射沉積2195?T6鋁鋰合金TIG 焊接，發(fā)現(xiàn)Al?Cu?X 焊絲接頭強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率更高，氣孔率更低。

基于上述基本規(guī)律，研究人員更多地通過(guò)高Cu的Al?Cu?X 合金焊絲微合金化成分調(diào)整來(lái)優(yōu)化2195鋁鋰合金TIG焊接頭組織，提高接頭性能。如李小飛在Al?Cu?X 焊絲的基礎(chǔ)上，研究了Sc 微合金化的影響，發(fā)現(xiàn)Sc微合金化可適當(dāng)提高接頭強(qiáng)度，但會(huì)導(dǎo)致接頭沖擊韌性略有下降［48］。郭飛躍等［50］以Al?6.3Cu?1.1（MnZrTiVScB）焊絲進(jìn)行了2 mm 厚度2195?T8 鋁鋰合金手工電弧焊研究，相應(yīng)接頭性能（帶余高）σb=384 MPa，σ0.2=315 MPa。王永等［51］也采用Al?Cu?Sc?Zr?Ti 焊絲進(jìn)行了2 mm 厚度2195?T8鋁鋰合金，獲得了強(qiáng)度達(dá)390～403 MPa 的接頭（去除余高）。

2.3 化學(xué)銑切

鋁鋰合金機(jī)械銑切加工時(shí)產(chǎn)生殘余應(yīng)力，故常用化銑加工代替。國(guó)內(nèi)已經(jīng)進(jìn)行了航空用2197、2A97 鋁鋰合金及航天貯箱用2195 鋁鋰合金的化銑研究，主要集中于化銑液組成及化銑溫度等對(duì)化銑速度、粗糙度等的影響。航空用2197及2A97鋁鋰合金采用的化銑液體系基本為：NaOH、鋁離子、Na2S、三乙醇胺（TEA）［52?55］。然而，據(jù)反映化銑后可能造成航空用鋁鋰合金的疲勞性能的降低。近年航天部門開始進(jìn)行了2195 鋁鋰合金的化銑工藝研究，如航天材料及工藝研究所分別采用（NaOH+Al3++Na2S+三乙醇胺）和（NaOH+Al3++ Na2S2O4?5H2O）兩種化銑液進(jìn)行了2195 鋁鋰合金的化銑，優(yōu)化了化銑液體系（NaOH+Al3++Na2S+三乙醇胺）及適宜的化銑溫度，而且該化銑工藝沒(méi)有損害2195 鋁鋰合金拉伸性能［56］。天津航天長(zhǎng)征火箭制造有限公司報(bào)道了以NaOH+Al3+為基礎(chǔ)，添加三種添加劑（未公開），于（80±5）℃溫度進(jìn)行2195 鋁鋰合金化銑時(shí)，化銑5 mm 深度后粗糙度僅由2.1μm 增加至2.3μm，基本保持不變，符合航天產(chǎn)品粗糙度的控制要求［57］。

3 展望

從20世紀(jì)80年代以來(lái)，國(guó)內(nèi)在鋁鋰合金的合金化成分設(shè)計(jì)、加工變形、熱處理、腐蝕等方面的基礎(chǔ)理論問(wèn)題進(jìn)行了深入系統(tǒng)的研究，高強(qiáng)鋁鋰合金成分設(shè)計(jì)方面可以說(shuō)和國(guó)外保持同等水平。另外，作為能工業(yè)化生產(chǎn)和應(yīng)用先進(jìn)鋁鋰合金的少數(shù)幾個(gè)國(guó)家之一，我國(guó)還突破了鋁鋰合金工程化研制與生產(chǎn)中的一系列關(guān)鍵技術(shù)，國(guó)產(chǎn)鋁鋰合金材料也在我國(guó)一些重要航空航天飛行器上獲得應(yīng)用。

我國(guó)鋁鋰合金研究雖然取得了很大成績(jī)，但總體水平仍然落后于國(guó)外先進(jìn)水平。主要表現(xiàn)在：（1）成熟鋁鋰合金材料和產(chǎn)品規(guī)格、品種有限；（2）研究工作的系統(tǒng)性、完整性和深入程度有待加強(qiáng)，特別是材料的性能與環(huán)境的適應(yīng)性、材料服役性能與評(píng)價(jià)等方面的基礎(chǔ)數(shù)據(jù)積累不夠，疲勞性能及淬透性研究不系統(tǒng)；（3）產(chǎn)品批次穩(wěn)定性有待提高，在一定程度上限制了鋁鋰合金的推廣應(yīng)用；（4）應(yīng)用技術(shù)研究相對(duì)偏少，焊接、旋壓等方面還需進(jìn)一步加強(qiáng)研究。

未來(lái)我國(guó)應(yīng)針對(duì)航空航天技術(shù)發(fā)展的需求，特別載人航天、新型運(yùn)載火箭等的需求，加強(qiáng)高性能鋁鋰合金的基礎(chǔ)研究，在深入研究鋁鋰合金的成分、微觀組織和性能相關(guān)性的基礎(chǔ)上，建立不同性能特征（高強(qiáng)、耐腐蝕、耐損傷、可焊、高成形性、高淬透性）的鋁鋰合金設(shè)計(jì)準(zhǔn)則，進(jìn)一步研發(fā)有自主知識(shí)產(chǎn)權(quán)的新型第四代高性能鋁鋰合金，建立相應(yīng)的材料規(guī)范，同時(shí)加快鋁鋰合金的應(yīng)用技術(shù)研究，擴(kuò)大鋁鋰合金的實(shí)際工程應(yīng)用。相信在航空航天工業(yè)需求的牽引下，我國(guó)新一代鋁鋰合金的研究、生產(chǎn)和應(yīng)用必將進(jìn)入一個(gè)發(fā)展新時(shí)期。