CN116121608A - 一种高强铸造铝锂合金及其制备方法 - Google Patents

Abstract

本申请涉及铝合金及其制备方法，特别是涉及一种高强铸造铝锂合金及其制备方法，属于金属材料技术领域。其中，该铝锂合金包括化学成分如下质量百分比含量的各组分：Cu：3‑5wt.%；Li：2‑3wt.%；Mg：0.6‑0.8wt.%；Zn：0.8‑1.2wt.%；Ni：0‑2wt.%；Ti：～0.16wt.%；Zr、Sc和Er中的至少一种：<0.1wt.%；余量为Al以及不可避免的杂质。本申请的铝锂合金，通过组分设计在保证合金强度的同时降低了合金的制造成本，使廉价的传统铸造合金代替昂贵的变形合金成为可能。基于亚快速凝固技术结合离心铸造工艺来细化晶粒和枝晶尺寸，使第二相的分布细小弥散，使含Fe相变废为利，显著提高了合金的综合压缩力学性能。该合金压缩强度为437.0‑651.6MPa，屈服强度为390.3‑490.1MPa，压缩延伸率为6.2‑17.2%。

Description

一种高强铸造铝锂合金及其制备方法

技术领域

本申请涉及铝合金及其制备方法，特别是涉及一种高强铸造铝锂合金及其制备方法，属于金属材料技术领域。

背景技术

轻质铝合金在航空航天领域占据着重要角色，伴随着对现代飞机构件的高要求，越来越多牌号的铝合金被设计出来，诸如：2915、2916、2297、2397、2198、2099、2199、2050、2060及C99N等等。相关研究表明，向铝合金中加入适量的锂，可以降低铝合金的密度，增加其弹性模量及刚度。因此，近年来铝锂合金被广泛认为是21世纪航空航天领域最理想的高强轻质材料之一。

目前，较为常用的变形铝锂合金为Al-Cu-Li-Mg-Ag合金，虽然具有较高的综合力学性能，但至少存在以下缺点：

（1）由于含有贵金属Ag，导致其成本增高，并且导致其密度过高，达到2.73g/cm³;

（2）由于生产工艺过于繁杂，不仅增加了成本而且增加的变形工艺导致了严重的各项异性，无法得到复杂结构的零部件；

（3）铸造过程中很容易产生热裂纹。

需要说明的是，公开于该背景技术部分的信息仅仅旨在加深对本发明总体背景技术的理解，而不应当被视为承认或以任何形式暗示该信息构成本领域技术人员所公知的现有技术。

发明内容

本申请的发明人为了解决上述问题而进行了深入研究，结果发现，通过Zn元素来取代常用变形铝锂合金中的Ag元素，可以在保证合金强度的同时有效降低合金的制造成本；另外，Ni元素可以有效地提高铸态铝锂合金的综合性能和降低热裂敏感性。此外，铝锂合金在传统的凝固过程中具有较大的晶粒尺寸和粗大的第二相，对合金的力学性能产生了不良的影响。传统的铝锂合金还具有粗大的枝晶以及较严重的宏观或者微观偏析。而快速凝固过程由于具有非常快的散热速率和处于不稳定热力学状态的熔体，可以形成常规凝固无法获得的精细化微观结构。相较于快速凝固技术，亚快速凝固又更接近于实际生产，能够有效缩短材料的生产周期，具有更大的合金应用范围。同时也能兼具快速凝固过程的优势，如细化晶粒和枝晶、抑制粗大共晶相的生成，提高固溶极限、减少偏析等优势。

基于发明人的上述发现，本申请的第一个目的是提供一种高强铸造铝锂合金，通过在Al-Li系合金中采用Zn替代贵金属元素来降低合金的制造成本；通过添加入微量元素Ni开发出高综合力学性能的铸造铝锂合金，利用上述成本相对较低的Al-Cu-Li-Mg-Zn-Ni合金来替代高加工成本和变形的Al-Cu-Li-Mg-Ag合金。

本申请的第二个目的是提供一种上述高强铸造铝锂合金的制备方法，基于亚快速凝固结合离心铸造工艺来细化合金的晶粒尺寸，使第二相的分布细小弥散，从而显著提高了合金的综合压缩力学性能。离心铸造克服了合金中重元素Ni、Cu、Zn和轻元素Li的重力偏析行为，无需后续的机加工及热处理工艺，既可获得具有高压缩强度和塑性的铝锂合金，又缩短了加工流程，降低了生产成本，提高了生产效率。

为实现上述目的，本申请采用以下技术方案：

第一方面，本申请提供一种高强铸造铝锂合金，包括化学成分如下质量百分含量的各组分：Cu：3-5wt.%；Li：2-3wt.%；Mg：0.6-0.8wt.%；Zn：0.8-1.2wt.%；Ni：0-2wt.%；Ti：~0.16wt.%；Zr、Sc和Er至少一种：<0.1wt.%；余量为Al以及不可避免的杂质。通过合金的组分设计，使该合金的性能满足：压缩强度为437.0-651.6MPa，屈服强度为390.3-490.1MPa，压缩延伸率为6.2-17.2%。

优选的，该合金的各组分质量百分比为：Cu：3-5wt.%；Li：2-3wt.%；Mg：0.6-0.8wt.%；Zn：0.8-1.2wt.%；Ni：0.5-2wt.%；Ti：~0.16wt.%；Zr、Sc和Er至少一种：<0.1wt.%；余量为Al以及不可避免的杂质。

更优选的，该合金的各组分质量百分比为：Cu：3-5wt.%；Li：2-3wt.%；Mg：0.6-0.8wt.%；Zn：0.8-1.2wt.%；Ni：0.6wt.%；Ti：~0.16wt.%；Zr、Sc和Er至少一种：<0.1wt.%；余量为Al以及不可避免的杂质。

第二方面，本申请提供一种制备高强铸造铝锂合金的方法，该方法基于离心铸造和亚快速凝固相结合的铸造工艺制备获得该高强铸造铝锂合金。

在离心铸造的过程中使金属液以亚快速凝固的方式实现快速冷却成型，离心铸造可以显著改善合金中重元素Ni、Cu、Zn和轻元素Li因为重力导致的偏析问题，使各元素均匀弥散分布；亚快速凝固增加了金属液的过冷度，细化了合金的晶粒、枝晶和共晶相，提高了合金元素的固溶度，有利于获得细小且弥散分布的合金组织，有利于合金力学性能的提升。

离心铸造和亚快速相结合的技术，除了可以明显降低重元素Ni、Cu、Zn和轻元素Li的重力偏析行为，还可以细化晶粒以提高新型Al-Cu-Li-Mg-Zn-Ni合金的压缩强度和塑性。此外，离心铸造和亚快速相结合的技术还可以细化第二相进一步提高合金的压缩强度和压缩塑性，使含铁相变不利为有利，更好的发挥强化和稳定晶界的作用。

通过上述方法制备获得Al-Cu-Li-Mg-Zn-Ni合金，该合金的铸态合金组织包括α-Al相，晶界第二相Al₆CuLi₃、Al₂Cu和Al₃Ni相以及不可避免的含Fe杂质相Al₁₃Fe₄和Al₇Cu₂Fe相；其中，α-Al相的晶粒尺寸为10-35μm，体积分数为85.23%-87.16%；Al₆CuLi₃相的厚度介于0.51-4.21μm，体积分数为12.5%-14.1%；Al₃Ni相的尺寸为0.35-3.41μm，体积分数为0.08%-0.19%；Al₂Cu相的尺寸为0.10-2.70μm，体积分数为0.10%-0.14%；含铁杂质相Al₁₃Fe₄和Al₇Cu₂Fe相的尺寸为0.19-2.92μm，体积分数为0.24%-0.34%，二次枝晶间距2.1-7.2μm；该合金的性能满足：压缩强度为572.2-651.6MPa，屈服强度为430.3-490.1MPa，压缩延伸率为10.2-17.2%。

进一步的，本申请还提供上述高强铸造铝锂合金的应用。

本申请的有益效果是：

1.本申请的高强铸造铝锂合金，通过Zn元素取代传统变形铝锂合金中的贵金属元素，在保证合金强度的同时降低了合金的制造成本；进一步的，通过添加Ni元素，两种元素不仅可以起到固溶强化作用，还能够促进第二相的析出，阻碍晶粒的粗化，从而提高合金的强塑性和降低热裂敏感性，进而代替高成本和低效率的变形铝锂合金，这在实际生产中具有很大的意义；

2.本申请采用亚快速凝固技术结合离心铸造工艺制备该铝锂合金，通过提高冷却速率来细化枝晶、抑制粗大共晶相的产生，使合金元素的分布更加均匀，并减少了微观偏析。离心铸造克服了合金中重元素Ni、Cu、Zn和轻元素Li的重力偏析行为，无需后续的机加工及热处理工艺，既可获得具有高压缩强度和塑性的铝锂合金，缩短了加工流程，降低了生产成本，提高了生产效率。亚快速凝固和离心铸造技术得到的铝锂合金的压缩强度可以达到651MPa以上，可用于海洋领域的关键装备；

3.采用亚快速凝固技术结合离心铸造工艺，明显细化含铁相，消除传统铝锂合金中含铁的杂质相对铝锂合金的毒害作用，使含铁相达到纳米级，变不利为有利。

附图说明

图1根据本申请的一些实施例1，示出了制备的铸态铝锂合金的光学显微组织图；

图2根据本申请的一些实施例1，示出了制备的铸态铝锂合金的扫描显微组织图；

图3根据本申请的一些实施例1，制备的铸态铝锂合金在室温下典型的压缩应力-应变曲线。

实施方式

以下将结合本申请实施例中的附图，对本申请实施例中的技术方案进行清楚、完整的描述，所描述的实施例仅为本申请的可能的技术实现，并非全部实现可能。本领域技术人员完全可以结合本申请的实施例，在没有进行创造性劳动的情况下得到其他实施例，而这些实施例也在本申请的保护分为之内。

本申请的实施例提供一种高强铸造铝锂合金，包括化学成分如下质量百分含量的各组分：Cu：3-5wt.%；Li：2-3wt.%；Mg：0.6-0.8wt.%；Zn：0.8-1.2wt.%；Ni：0-2wt.%；Ti：~0.16wt.%；Zr、Sc和Er中的至少一种：<0.1wt.%；余量为Al以及不可避免的杂质。

为了降低铝锂合金的制造成本，发明人采用Zn元素来取代常用变形铝锂合金中的Ag元素。首先，Zn相比Ag较便宜，可以有效降低铝锂合金的成本；其次，Zn的加入还可以有效促进合金中主要强化相的析出，取代主强化相中的Cu元素；另外，Zn还能有效地改善Al-Cu-Li合金的腐蚀性能和断裂韧性。此外，通过Ni元素的加入，不仅增加铸造合金的压缩强度和压缩延伸率还降低了合金热裂敏感性。

本实施例的高强铸造铝锂合金，通过组分设计使其满足性能：压缩强度为437.0-651.6MPa，屈服强度为390.3-490.1MPa，压缩延伸率为6.2-17.2%。

在本申请一些实施方式中，该高强铸造铝锂合金的较优组分比为：Cu：3-5wt.%；Li：2-3wt.%；Mg：0.6-0.8wt.%；Zn：0.8-1.2wt.%；Ni：0.5-2wt.%；Ti：～0.16wt.%；Zr、Sc和Er中的至少一种：<0.1wt.%；余量为Al以及不可避免的杂质。

进一步的，该铝锂合金的更优组分比为：Cu：3-5wt.%；Li：2-3wt.%；Mg：0.6-0.8wt.%；Zn：0.8-1.2wt.%；Ni：0.6wt.%；Ti：～0.16wt.%；Zr、Sc和Er中的至少一种：<0.1wt.%；余量为Al以及不可避免的杂质。

本申请的实施例还提供一种上述Al-Cu-Li-Mg-Zn-Ni合金的制备方法，该方法中，将熔体进行离心铸造，在离心铸造的过程中使金属液以亚快速凝固的方式实现快速冷却成型。离心铸造可以显著改善合金中重元素Ni、Cu、Zn和轻元素Li因为重力导致的偏析问题，使各元素均匀弥散分布；亚快速凝固增加了金属液的过冷度，细化了合金的晶粒、枝晶和共晶相，提高了合金元素的固溶度，有利于获得细小且弥散分布的合金组织，有利于合金力学性能的提升。离心铸造和亚快速相结合的技术，除了可以明显降低重力偏析行为，还可以细化晶粒以提高合金的压缩强度和塑性。此外，离心铸造和亚快速相结合的技术还可以细化第二相以进一步提高合金的压缩强度和压缩塑性，使含铁相的尺寸控制到纳米级并且均匀分布晶界上，变不利为有利，更好的发挥强化和稳定晶界的作用。

通过上述方法，制备获得的Al-Cu-Li-Mg-Zn-Ni合金，其铸态合金组织包括α-Al相，晶界第二相Al₆CuLi₃、Al₂Cu和Al₃Ni相以及不可避免的含Fe杂质相Al₁₃Fe₄和Al₇Cu₂Fe相。其中，α-Al相的晶粒尺寸为10-35μm，体积分数为85.23%-87.16%；Al₆CuLi₃相的厚度介于0.51-4.21μm，体积分数为12.5%-14.1%；Al₃Ni相的尺寸为0.35-3.41μm，体积分数为0.08%-0.19%；Al₂Cu相的尺寸为0.10-2.70μm，体积分数为0.10%-0.14%；含铁杂质相Al₁₃Fe₄和Al₇Cu₂Fe相的尺寸为0.19-2.92μm，体积分数为0.24%-0.34%，二次枝晶间距2.1-7.2μm。该合金的性能满足：压缩强度为572.2-651.6MPa，屈服强度为430.3-490.1MPa，压缩延伸率为10.2-17.2%。

以下结合实施例和对比例，对本申请的技术特征和优点作更详细的说明，以使本申请的优点和特征能更易于被本领域技术人员理解，从而对本发明的保护范围做出更为清楚明确的界定。

实施例1

本实施例中各元素的质量百分比为：Cu：4wt.%，Li：3wt.%，Mg：0.62wt.%，Zn：1.2wt.%，Ti：0.16wt.%，Zr：0.07wt.%，余量为Al以及不可避免的杂质，其组分重量百分比和力学性能参数见表1。基于亚快速离心铸造工艺制备该铝锂合金，其铸造过程包括如下步骤：

（1）按照上述配比称取纯Al、纯镁、纯锌、Al-Cu中间合金、Al-Li中间合金及Al-Zr中间合金；

（2）将准备的原料表面打磨并烘干水分后，放入石墨坩埚中，采用真空感应熔炼炉，在氩气气氛保护下熔炼合金，得到母合金锭；

（3）将熔炼制备得到的母合金锭切块，在保护气氛下重新加热熔化，熔炼过程在真空腔体中进行，真空度为10^-1-10^-3Pa，氩气气氛压力为0.4-0.6个大气压，熔化温度为740-780℃，浇铸温度为730℃；

（4）采用离心铸造法结合铜模水冷的亚快速凝固技术获得合金铸件：凝固过程是在离心力的作用下，使熔体通入循环冷却水的铜模具中获得亚快速冷却凝固，离心转速为700rpm，冷却速度为3.0×10²℃/s。

实施例1采用的浇铸方式为水冷铜模，将熔体倾倒入铜模具中，获得熔体的冷却速率为3.0×10²℃/s。此外，实施例1中没有添加Ni元素。实施例1获得的Al-Cu-Li-Mg-Zn合金，平均晶粒尺寸为18μm （参阅图1所示），共晶相的厚度680nm，含铁相的尺寸为280nm，从而显著提高了合金的综合压缩力学性能。该合金的抗压强度为600.2MPa，压缩屈服强度为446.2MPa，断裂压缩率为11.30%。相比对比列2的Al-Cu-Li-Mg-Ag合金，压缩强度和塑性都有大幅度提升。因此，Zn可以替代贵金属Ag元素，不仅提高了压缩强度同时还降低了合金造价。

通过亚快速离心铸造工艺可以明显细化晶粒（参阅图1所示）和第二相尺寸，含铁相的尺寸为控制到纳米级并且均匀分布晶界上（参阅图2所示）。由此说明离心铸造和亚快速凝固的制备方法可以有效细化含铁相，不仅提高了铝锂合金的强度，还为后续热处理阻碍晶界运动起到至关重要的作用，使含铁相变不利为有利。此外，亚快速离心铸造工艺使合金压缩强度和塑性都得到明显提高。因此，无需通过形变硬化和后续的热处理来改善合金的力学性能，解决了变形合金制备方法工艺工序步骤多、生产效率低的问题，节约了工艺成本。

实施例2-5

实施例2-5与实施例1的铸造方式一致，都采用亚快速离心铸造工艺，得到的冷却速率也都是3.0×10²℃/s。实施例2-5与实施例1相比，Ni的含量不一致，其他组分及含量一致，其组分重量百分比和力学性能参数见表1和表2。实施例2-5的Ni含量分别为0.5wt.%、0.6wt.%、1.2wt.%和2.0wt.%。随着Ni含量的增加，晶粒尺寸逐渐减小，由不加Ni的18μm到2.0wt.%Ni的7.1μm。此外，第二相包括共晶相、含铁相和Al₃Ni相都达到纳米级。随着Ni含量的增加Al₃Ni相的体积分数逐渐增加，因此，压缩强度逐渐增加，但是断裂压缩率先增加后减少。因此，本申请实施例中，Ni元素的最佳含量是实施例3中的0.6wt.%，Ni的添加是通过细化晶粒和Al₃Ni相共同起作用得到最优的合金综合性能。

此外，实施例3中铸造合金上部Ni、Cu、Zn和Li元素的质量百分数分别为0.42%、3.96%、1.14%和3.09%；而合金的下部Ni、Cu、Zn和Li元素的质量百分数为0.79%、4.09%、1.28%和2.98%。由此可知，亚快速离心铸造工艺可以显著改善由重力引起的宏观偏析。

实施例6和7

实施例6-7按照实施例3的步骤制备各种配比的铝锂合金，成分与实施例3一致，但是制备方法不一样。实施例6中合金的制备方法如下：

（1）按照配比量称取的纯Al、纯镁、纯锌、Al-Cu中间合金、Al-Li中间合金、Al-Zr中间合金和Al-Ni中间合金；

（2）将准备的原料表面打磨并烘干水分后，放入石墨坩埚中，采用真空感应熔炼炉，在氩气气氛保护下熔炼合金，得到母合金锭；

（3）将步骤（2）中的得到的母合金锭粉碎后放入石墨坩埚中，关闭设备门进行洗气，洗气完成后抽真空至10^-1-10^-3Pa左右，充氩气至0.4-0.6个大气压，打开加热电流，先在低加热电流下预热5-10分钟、然后增大加热电流，加热至740-780℃，保温2-25分钟，然后降温720℃静置保温2-25分钟，加热停止，浇铸入铜模具中。

实施例6采用的浇铸方式为常规的金属模铸造，将熔体倾倒入铜模具中，获得熔体的冷却速率为15℃/s。实施例6获得的合金，平均晶粒尺寸为90μm，共晶相厚度10.2μm，含铁相尺寸为6.10μm，Al₃Ni相尺寸为7.22μm。制备获得的Al-Cu-Li-Mg-Zn-Ni合金抗压强度为501.4MPa，压缩屈服强度为412.3MPa，断裂压缩率为8.91%。相比下面介绍的实施例12，实施例6获得的含Ni合金压缩强度和断裂压缩率得到明显的提升。此外，相比实施例12和实施例13所获得的合金，实施例6获得的合金不会产生明显的热裂纹。因此，Ni含量需要达到0.48wt.%以上，热裂纹才会消失。这是因为Al₃Ni相是凝固后期阶段通过共晶反应L→(αAl+Al₃Ni)形成的，比初生相α_AlP通过反应L→L+α_AlP要早。因此，大量的Al₃Ni相的增加意味着固体初生α_AlP枝晶间的残余液体越来越多。在这种情况下，初始的热裂纹将由足够的剩余金属熔液体来填充。

此外，实施例6中铸造合金上部Ni、Cu、Zn和Li元素的质量百分数分别为0.23%、2.15%、0.86%和4.04%；而合金的下部Ni、Cu、Zn和Li元素的质量百分数为1.06%、5.94%、1.59%和1.92%。由于重力的影响，传统铸造合金中Ni、Cu和Zn元素明显偏析在合金的下部而Li元素明显偏析在合金上部。结合实施例3，亚快速离心铸造工艺可以显著改善Ni、Cu、Zn和Li元素由重力引起的宏观偏析。

实施例7仍然采用离心铸造和铜模加水冷实现亚快速凝固相结合的工艺，但是相比实施例3，冷却速率仅为1.0×10²℃/s。实施例7获得的合金，平均晶粒尺寸为35μm，共晶相厚度4.21μm，含铁相尺寸为2.92μm，Al₃Ni相尺寸为3.41μm。Al-Cu-Li-Mg-Zn-Ni合金的抗压强度为572.2MPa，压缩屈服强度为430.3MPa，断裂压缩率为10.2%。相比实施例6利用传统铸造工艺制备的合金，可以看出，亚快速离心铸造工艺可以明显细化合金组织，提高力学性能。

实施例8-11

实施例8-11与实施例1、实施例3的铸造方式一致，都采用亚快速离心铸造工艺，得到的冷却速率也都是3.0×10²℃/s。但是，各元素含量发生了变化。实施例8中各元素的质量百分比为Cu：4wt.%，Li：3wt.%，Ni：0.60 wt.%，Mg：0.62wt.%，Zn：0.8wt.%，Ti：0.16wt.%，Zr：0.07wt.%，余量为Al以及不可避免的杂质。相比实施例3，实施例8中的合金成分仅仅Zn元素含量发生变化，由原来的1.2wt.%降低到0.8wt.%。相比实施例3，Al-Cu-Li-Mg-Zn-Ni合金压缩强度略微降低，但是断裂压缩率略微升高。结合实施例3，Zn的含量可以适当微调到0.8wt.%-1.2wt.%。

实施例9中各元素的质量百分比为：Cu：3wt.%，Li：3wt.%，Ni：0.60 wt.%，Mg：0.62wt.%，Zn：1.2wt.%，Ti：0.16wt.%，Zr：0.07wt.%，余量为Al以及不可避免的杂质。实施例10中各元素的质量百分比为：Cu：5wt.%，Li：3wt.%，Ni：0.60 wt.%，Mg：0.62wt.%，Zn：1.2wt.%，Ti：0.16wt.%，Zr：0.07wt.%，余量为Al以及不可避免的杂质。相比实施例3，实施例9仅仅Cu的含量由4wt.%降低到3wt.%，而实施例10仅仅Cu的含量由4wt.%增加到5wt.%。相比实施例3，实施例9中Al-Cu-Li-Mg-Zn-Ni合金压缩强度略微降低，但是断裂压缩率略微升高，而实施例10中Al-Cu-Li-Mg-Zn-Ni合金压缩强度略微升高，但是断裂压缩率略微降低。结合实施例3，Cu的含量可以适当微调到3wt.%-5wt.%。

实施例11中各元素的质量百分比为：Cu：4wt.%，Li：2wt.%，Ni：0.60wt.%，Mg：0.62wt.%，Zn：1.2wt.%，Ti：0.16wt.%，Zr：0.07wt.%，余量为Al以及不可避免的杂质。相比实施例3，实施例11中的合金成分仅仅Li元素含量发生变化，由原来的3wt.%降低到2wt.%。相比实施例3，实施例11中Al-Cu-Li-Mg-Zn-Ni合金压缩强度略微降低，但是断裂压缩率略微升高。

实施例12

实施例12按照实施例1的成分配比铝锂合金，但是制备方法不一样。实施例12与实施例6的铸造方式一致，为常规的金属模铸造，将熔体倾倒入铜模具中，获得熔体的冷却速率为15℃/s。实施例12获得的Al-Cu-Li-Mg-Zn合金，平均晶粒尺寸为109μm，共晶相的厚度13.15μm，含铁相的尺寸7.54μm。此外，实施例12获得的Al-Cu-Li-Mg-Zn合金中产生了一定量的热裂纹。该合金的抗压强度为437MPa，压缩屈服强度为390.3MPa，断裂压缩率为7.8%。利用传统铸造方法制备的合金含铁析出相往往较为粗大甚至达到7μm以上，且后需热处理无法消除，影响了铝锂合金的断裂韧性。而本申请的实施例1采用离心铸造和亚快速凝固相结合技术制备相同组分的Al-Cu-Li-Mg-Zn合金，可以使含铁相达到纳米级（图1、图2和图3）。因此，含铁相变不利为有利。

实施例13

实施例13与实施例12所采用的的铸造方式一致，为常规的金属模铸造，将熔体倾倒入铜模具中，获得熔体的冷却速率为15℃/s，仅合金中的组分Ni元素含量不同，其他组分及含量均与实施例12一致，其组分重量百分比和力学性能参数见表1和表2。实施例13中，Ni的含量为0.48wt.%。相比实施例12，制备获得的Al-Cu-Li-Mg-Zn-Ni合金的压缩强度得到明显提高，但是断裂压缩率仅为6.2%。此外。实施例13所述的合金，也会产生非常少量热裂纹。当Ni含量为0.5wt.%时，热裂纹消失。

对比例1

对比例1与实施例12的铸造方式一致，为常规的金属模铸造，将熔体倾倒入铜模具中，获得熔体的冷却速率为15℃/s，仅合金中的组分Ni元素含量不同，其他组分及含量均与实施例12一致，其组分重量百分比和力学性能参数见表1和表2。对比例1中，Ni的含量为2.1wt.%。相比实施例12，合金的压缩强度得到明显提高且无热裂纹，但是断裂压缩率仅为5.2%。因此，Ni作为微量元素不能超过2.1wt.%，过多的Ni会产生大量的晶界Al₃Ni相，明显降低铝锂合金的断裂压缩率。结合实施例1-5，本申请中的Al-Cu-Li-Mg-Zn合金的Ni含量为0-2wt.%。考虑到综合力学性能以及热裂敏感性，Ni的优选含量为0.5-2wt.%。

对比例2

对比例2所用的合金是常用Al-Cu-Li-Mg-Ag合金，其组分重量百分比和力学性能参数见表1和表2。对比例2与实施例12铸造方式一致，采用的浇铸方式为常规的金属模铸造，将熔体倾倒入铜模具中，获得熔体的冷却速率为15℃/s。对比实施例12，Al-Cu-Li-Mg-Ag合金合金晶粒、第二相尺寸偏大以及出现少量热裂纹，导致力学性能偏低。因此，Al-Cu-Li-Mg-Zn合金相较于Al-Cu-Li-Mg-Ag具有更好的力学性能。

对各实施例及对比例的加工试样进行各方面力学性能测试，压缩测试是在微机控制GOTECH电子万能试验机上进行的，在室温下使用1.0*10^-3s^-1的恒定应变速率获得各加工试样的屈服强度、抗压强度及压缩率。

实验中，对合金进行微观组织的观察和分析主要包括：对铸态合金的金相组织观察分析、对试样的显微组织进行扫描电镜分析及能谱分析等。

其中，金相显微组织分析采用德国徕卡DM4000M金相显微镜光学显微镜观察，显微组织采用飞纳G5扫描电镜配备INCA能谱分析。将各加工试样的成分和性能参数列于表1和表2。

表1 各实施例及对比例的合金成分

表2 各实施例及对比例的微观结构和压缩性能

以上所述仅为本申请的实施例，并非因此限制本申请的专利范围，凡是利用本发明说明书及附图内容所作的等效结构或等效流程变换，或直接或间接运用在其他相关的技术领域，均同理包括在本申请的专利保护范围内。

Claims (10)

1.一种高强铸造铝锂合金，其特征在于，包括化学成分如下质量百分含量的各组分：Cu：3-5wt.%；Li：2-3wt.%；Mg：0.6-0.8wt.%；Zn：0.8-1.2wt.%；Ni：0-2wt.%；Ti：～0.16wt.%；Zr、Sc和Er中的至少一种：<0.1wt.%；余量为Al以及不可避免的杂质。

2.根据权利要求1所述的铝锂合金，其特征在于，包括化学成分如下质量百分比含量的各组分：Cu：3-5wt.%；Li：2-3wt.%；Mg：0.6-0.8wt.%；Zn：0.8-1.2wt.%；Ni：0.5-2wt.%；Ti：～0.16wt.%；Zr、Sc和Er至少一种：<0.1wt.%；余量为Al以及不可避免的杂质。

3.根据权利要求2所述的铝锂合金，其特征在于，包括化学成分如下质量百分比含量的各组分：Cu：3-5wt.%；Li：2-3wt.%；Mg：0.6-0.8wt.%；Zn：0.8-1.2wt.%；Ni：0.6wt.%；Ti：～0.16wt.%；Zr、Sc和Er至少一种：<0.1wt.%；余量为Al以及不可避免的杂质。

4.根据权利要求2所述的铝锂合金，其特征在于，该合金的铸态组织包括α-Al相，晶界第二相Al₆CuLi₃、Al₂Cu和Al₃Ni相以及不可避免的含Fe杂质相Al₁₃Fe₄和Al₇Cu₂Fe相；所述α-Al相的晶粒尺寸为10-35μm，体积分数为85.23%-87.16%；Al₆CuLi₃相的厚度介于0.51-4.21μm，体积分数为12.5%-14.1%；Al₃Ni相的尺寸为0.35-3.41μm，体积分数为0.08%-0.19%；Al₂Cu相的尺寸为0.10-2.70μm，体积分数为0.10%-0.14%；含铁杂质相Al₁₃Fe₄和Al₇Cu₂Fe相的尺寸为0.19-2.92μm，体积分数为0.24%-0.34%，二次枝晶间距2.1-7.2μm；该合金的性能满足：压缩强度为572.2-639.3MPa，屈服强度为430.3-475.1MPa，压缩延伸率为10.2-17.2%。

5.根据权利要求1所述的铝锂合金，其特征在于，该合金的性能满足：压缩强度为437.0-651.6MPa，屈服强度为390.3-490.1MPa，压缩延伸率为6.2-17.2%。

6.一种高强铸造铝锂合金的制备方法，其特征在于，该方法用于制备上述权利要求4中所述的铝锂合金，其特征在于，该方法中，将熔体进行离心铸造，冷却方式为亚快速凝固。

7.根据权利要求6所述的制备方法，其特征在于，该方法的原料准备阶段，具体包括以下步骤：

S1按设计的合金配比，分别称取纯金属和中间合金；

S2将S1中准备的原料采用真空感应熔炼炉，在保护气氛下熔炼合金，最后浇铸得到母合金锭；

S3将S2中的母合金锭切块置于坩埚中，真空度为10^-1-10^-3Pa，并在保护气氛下，重新熔化得到熔体。

8.根据权利要求7所述的制备方法，其特征在于，所述的离心铸造过程包括：

重新熔炼过程中，保护气氛压力为0.4-0.6个大气压，离心转速设置为100-1200rpm，将S3所得到的液态金属温度降至730℃，静置2-25分钟，随后进行浇铸，浇铸温度为700-730℃，冷却方式为亚快速凝固。

9.根据权利要求8所述的制备方法，其特征在于，该方法中，亚快速凝固的冷却速度为1.0×10²-3.0×10²℃/s。

10.根据权利要求1-9中任一项所述的高强铸造铝锂合金的应用。

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