材料轻量化在航空航天、国防军工等领域具有重要的意义， 在此背景下Al-Li 合金得到了人们的关注。 Al-Li 合金因其低密度、高比强度、高比刚度、高弹性模量等特点已在飞机、航空航天等领域得到广泛应用，相比于传统的商业铝合金其具有更好的性能优势，是实现轻量化的重要结构材料[1-4]。 Al-Li合金优异的性能主要归功于Li 元素的加入，Li 元素添加到铝合金中，不仅显著降低合金密度，而且可以产生有效的沉淀强化。研究表明，向铝合金中加入质量分数为1%的Li 元素可使合金密度降低约3%，弹性模量增加约6%[5-7]。在铝合金的任何已知添加元素中，Li 元素使铝合金密度降低幅度最大，弹性模量增加幅度最大[8]。 用Al-Li 合金取代常规商用2XXX、7XXX 等铝合金可使航空航天零部件结构质量减轻10%~20%，刚度提高15%~20%[9]。
截至目前， 大部分关于Al-Li 合金的研究都集中在变形Al-Li 合金，但是变形Al-Li 合金难以成型复杂结构部件。 铸造是生产复杂结构部件的一种低成本方法，铸造Al-Li 合金相比于变形Al-Li 合金具有较小的力学性能各向异性， 且铸造Al-Li 合金中的Li 含量可进一步增加, 通常Li 元素的含量在2%~3%之间，减重增刚效果更加显著[10-12]。 但是，铸造Al-Li 合金由于不能通过后续变形进行强化，一般晶粒尺寸较为粗大且力学性能相对较低，这也严重制约着铸造Al-Li 合金的应用。
晶粒细化可同时提高铸造铝合金的强度和塑性，在Al-Li 合金领域，几种过渡元素如Sc、Zr 和Ti在晶粒细化以及沉淀强化方面引起了人们的广泛关注[13-15]，其中Sc 作为兼具过渡金属和稀土元素特性的微合金元素， 微量Sc 对铝合金的晶粒细化效果与Ti/TiB2 等商业细化剂相当，而且由于时效过程中产生的L12 结构Al3Sc 沉淀相，在铝中添加Sc 会产生显著的强化效果[16-17]。 Jiang 等[18]研究了Sc 对2055 铝合金组织和力学性能的影响， 结果表明，Sc的添加会使T1 相的尺寸和数量密度发生明显变化。Huang 等[19]研究了Sc 对Al-Cu-Li 合金析出相形成的影响，发现添加少量Sc 的合金在经过T8 热处理后基体中除了T1 和W 相外，也会出现少量Al3(Sc,Zr)和S′相，其中Al3(Sc,Zr)颗粒具有核壳结构，Zr 原子主要靠近壳，Sc 原子富集在核中，Zr 原子在界面处的聚集抑制了Sc 从Al 合金基体向沉淀物内部扩散，从而使Al3(Sc,Zr)颗粒粗化速率降低。 本文在金属型铸造Al-2Li-2Cu-0.5Mg 合金中添加了不同含量的Sc，分析了Sc 元素对铸造Al-Li 合金组织及力学性能的影响规律，为高性能铸造铝锂合金设计开发提供理论与实验支撑。
1 实验材料与方法
实验材料为金属型铸造Al-2Li-2Cu-0.5Mg-xSc合金(x=0，0.1，0.15，0.2，0.3，0.5，质量分数)，合金化学成分由电感耦合等离子体发射光谱仪测定，测得的合金具体成分如表1 所示。 铸态样品首先进行固溶处理，为了将溶质原子充分固溶进基体，同时避免组织过分粗大及出现过烧组织，采用先低温后高温的多级固溶处理工艺，固溶后的样品在175 ℃下进行人工时效处理，人工时效在恒温油浴炉中进行。
表1 Al-2Li-2Cu-0.5Mg-xSc 合金的化学成分
Tab.1 Chemical composition of the Al-2Li-2Cu-0.5Mg-xSc alloys(mass fraction/%)
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样品用Keller 试剂腐蚀后，利用金相显微镜进行组织观察。 采用半自动光学维氏硬度计对样品硬度进行测试，载荷为5 kg，保载时间为15 s，每个样品测试6 次，取平均值。拉伸测试在电子万能试验机上进行，其中拉伸速率为0.5 mm/min，片状拉伸样品宽度为3.5 mm、厚度为2.0 mm、标距长度为15 mm，每个状态的样品都进行3 次拉伸，取其平均值为最终拉伸性能结果。 利用台式扫描电镜观察合金的微观组织， 同时利用透射电镜分析合金的析出相特征，加速电压为200 kV，其中用于透射电镜分析的样品首先机械研磨成60~70 μm 的薄片； 随后用冲孔机在薄片上冲出直径为3 mm 的圆形薄片；最后用双喷电解减薄仪进行减薄， 电解液的成分为4%高氯酸+96%乙醇(体积分数)，减薄时电解液的温度为-30 ℃，电压为30 V。
2 实验结果及讨论
2.1 铸态合金
铸态Al-2Li-2Cu-0.5Mg-xSc 合金的金相组织如图1 所示。当Sc 的添加量(质量分数，下同)为0.1%、0.15%、0.2%时合金晶粒呈树枝状，并且晶粒逐渐减小，晶粒尺寸分别为289.8、171.0、141.7 μm。随着Sc含量继续增加，晶粒逐渐由树枝晶向近等轴晶转变，第二相沿晶界呈网状分布，晶粒尺寸也持续降低，Sc的添加量为0.3%和0.5%时，合金的组织中能明显看到初生Al3Sc 相，如图1e 和f 中的红圈所示，且Sc 添加量为0.5%时，合金中的初生Al3Sc 相数密度、粒子直径更大， 添加0.3%Sc 的合金晶粒尺寸已经降至47.3 μm，比添加0.2%Sc 的合金降低了约64.1%，而添加0.5%Sc 的合金晶粒尺寸更是降至24.2 μm，晶粒尺寸比添加0.3%Sc 的合金又降低了约48.8%。
图1 铸态Al-2Li-2Cu-0.5Mg-xSc 合金金相组织：(a)0%;(b)0.1%;(c)0.15%;(d)0.2%;(e)0.3%;(f)0.5%
Fig.1 OM images of the as-cast Al-2Li-2Cu-0.5Mg-xSc alloys：(a)0 wt.%;(b)0.1 wt.%;(c)0.15 wt.%;(d)0.2 wt.%;(e)0.3 wt.%;(f)0.5 wt.%
图2 是铸态Al-2Li-2Cu-0.5Mg-xSc 合金相关力学性能变化曲线，铸态合金的各项力学性能随着Sc含量的增加均有先升高后降低的趋势。当Sc 含量添加至0.2%时，继续添加Sc，屈服强度(YS)变化不大，基本维持在260 MPa 左右；Sc 添加量为0.3%时，抗拉强度(UTS)达到最大值，为328 MPa，继续添加Sc到0.5%时，抗拉强度降至269 MPa。 伸长率整体来说较低，Sc 的添加对铸态合金的塑性有一定提高，Sc添加量为0.3%时，合金伸长率(EL)最高，约为1.6%。
图2 铸态Al-2Li-2Cu-0.5Mg-xSc 合金的力学性能
Fig.2 Mechanical properties of the as-cast Al-2Li-2Cu-0.5Mg-xSc alloys
2.2 固溶态合金
图3 给出了固溶态Al-2Li-2Cu-0.5Mg-xSc 合金的背散射电子图像。 当添加0.1%和0.15%Sc 合金后， 经过固溶处理几乎观察不到颗粒较大的含Sc相， 只有少量未溶解的含Cu 相及沿晶界分布呈碎颗粒状的Al3Sc 相。 研究表明，Cu 的存在会降低Sc在Al 中的固溶度，使共晶点偏移。 非平衡凝固条件下初生Al3Sc 相优先从熔体中析出， 形成块状初生Al3Sc 相，颗粒尺寸粗大，形状较为规则，但很难使其固溶进基体中。 另一方面，共晶反应(L→Al+Al3Sc)也在剩余液相凝固过程中进行， 由于Sc 的平衡分配系数k 小于1 (为0.6)，Sc 在固液界面前沿富集，最终在残余液相中形成Al3Sc 相。 当Sc 的添加量从0.2%增至0.5%时，初生Al3Sc 相开始增多，逐渐在晶界处出现块状初生Al3Sc。 如图3d 所示，在添加0.3%Sc 的合金中观察到块状含Sc 的第二相， 同时其附近存在少量含Cu 相， 经过多级固溶处理也未能将其溶解。 在添加0.5%Sc 的合金中有类似的情况，如图3e 所示。
图3 固溶态Al-2Li-2Cu-0.5Mg-xSc 合金背散射电子图像：(a)0.1%;(b)0.15%;(c)0.2%;(d)0.3%;(e)0.5%
Fig.3 BSE images of the solution treated Al-2Li-2Cu-0.5Mg-xSc alloys：(a)0.1 wt.%;(b)0.15 wt.%;(c)0.2 wt.%;(d)0.3 wt.%;(e)0.5 wt.%
固溶态合金的相关力学性能如图4 所示。 当添加0.1%的Sc 时，合金的强度变化不大，屈服强度维持在202 MPa，抗拉强度保持在309 MPa，但伸长率有明显提升，从13.7%提高至16.3%。Sc 的添加量从0.1%提高至0.3%时，合金的强度显著提高，屈服强度提高到240.5 MPa，抗拉强度提高到405 MPa，强度提高的同时伸长率也有明显提升， 添加0.3%Sc的合金伸长率提高到19.9%。继续提高Sc 的添加量合金强度基本保持不变， 但是由于合金Sc 含量增多导致Al3Sc 初生相增多， 这种粗大的第二相会损害合金的塑性， 导致添加0.5%Sc 的合金伸长率与添加0.3%Sc 的合金相比出现大幅降低。
图4 固溶态Al-2Li-2Cu-0.5Mg-xSc 合金的力学性能
Fig.4 Mechanical properties of solution treated Al-2Li-2Cu-0.5Mg-xSc alloys
2.3 时效态合金
根据前面对不同Sc 添加量合金的铸态样品以及固溶态样品组织及力学性能的分析， 当Sc 的添加量为0.3%时， 合金具有较好的综合力学性能，所以选取添加0.3%Sc 的合金做进一步时效分析。图5为未添加Sc 的合金及添加0.3%Sc 的合金经过固溶处理后， 置于175 ℃油浴炉中时效若干个小时(0~512 h)的时效硬化曲线。 添加0.3%Sc 的合金固溶处理后硬度为129.1 HV，其时效硬化曲线整体呈抛物线形状，在时效32 h 后硬度达到最大值，约为166.6 HV，继续延长时效时间合金硬度将逐渐下降。通过与未添加Sc 的合金时效硬化曲线相比， 可知Sc 的添加能加快合金时效硬化的速率及时效硬化的程度。
图5 未添加Sc 的合金及添加0.3%Sc 的合金的时效硬化曲线
Fig.5 Age hardening curves of alloys without Sc and alloys with 0.3 wt.%Sc
图6 给出了固溶态Al-2Li-2Cu-0.5Mg-xSc 合金经过峰值时效(175 ℃/32 h)处理后的各项力学性能。时效态样品的屈服强度随着Sc 添加量的增加而逐渐提高， 当Sc 添加量为0.3%时， 取得最大值为381.3 MPa，继续添加Sc 会使合金的屈服强度降低。抗拉强度具有类似的变化趋势， 当Sc 的添加量为0.2%时，抗拉强度取得最大值为452.3 MPa；继续添加Sc 至0.3%时， 合金的抗拉强度会略有下降为449.5 MPa，同时值得注意的是：经过峰值时效处理后，伸长率最高的合金为添加0.3%Sc 的合金，伸长率为5.8%，相较于未添加Sc 的合金，伸长率有了大幅提升。所以当Sc 添加量为0.3%时，合金经过峰值时效处理后具有较好的综合力学性能。
图6 Al-2Li-2Cu-0.5Mg-xSc 合金在175 ℃时效32 h 后的力学性能
Fig.6 The mechanical properties of the Al-2Li-2Cu-0.5Mg-xSc alloys aged at 175 ℃for 32 h
从上述研究结果可知，当合金中添加0.3%的Sc时， 具有较好的综合力学性能， 且在经过175 ℃/32 h的时效处理后， 添加0.3%Sc 的合金相较于未添加Sc 的合金不仅强度提高，而且伸长率也有大幅提升。 为进一步分析Al-2Li-2Cu-0.5Mg-0.3Sc 合金经过时效处理后性能提高的微观机理， 对时效态Al-2Li-2Cu-0.5Mg-0.3Sc 合金进行了TEM 分析。
图7 为Al-2Li-2Cu-0.5Mg-0.3Sc 合金在峰值时效(175 ℃/32 h)后的TEM 图像。 从图中可以看出，合金在峰值时效后主要的析出相为Al3Li、T1、S′相及Al3(Li，Sc)相。 其中T1 相主要沿[111]方向分布，如图7a 所示，在不同(111)Al 平面上的T1 变体向观察方向“倾斜”，这与之前的相关研究吻合[20-21]，此外合金中还存在一定密度的沿(110)Al 面析出的S′板条。如图7c 和d 所示， 合金中还含有高密度的细小δ′(Al3Li)相，表明δ′相是主要的强化相。当合金中添加Sc 后，δ′相倾向于在Al3Sc 表面形核， 最终形成以Al3Sc 为核心、Al3Li 为外壳的Al3(Li,Sc)复合粒子，Al3(Li,Sc)复合粒子表现为中间暗核被周围更亮的壳层所包围的核壳结构，这类复合相具有较强的热稳定性，时效过程中的粗化速率远低于单一的δ′相[22-23]；Al3(Li,Sc)复合粒子也会与T1 相产生一定的交互作用， 如图7c 和d 中黄色矩形框所示，Al3(Li,Sc)复合粒子可被T1 相切过；核/壳结构的Al3(Li，Sc)相可以在变形过程中抵抗位错剪切， 产生Orowan强化，减少共面滑移，并使平面滑移均匀化，从而提高材料的强塑性。 在Al-Li-Cu-Mg 合金中，S′相主要在δ′相与基体的界面上形核，即当δ′相长大至一定程度时，Cu 和Mg 聚集在生长界面的前端， 构成了S′相形核的必要条件。 此外在形成δ′相时会释放过量的空位，这些过量的空位会成为S′相形核的有利条件，尺寸更小、弥散度更高的板条状S′相也有利于分散滑移，减少共面滑移和应力集中[24]。
图7 时效态Al-2Li-2Cu-0.5Mg-0.3Sc 合金TEM 图像：(a)[011]Al 晶带轴下观察到的明场像；(b~d)[1¯12]Al 晶带轴下观察到的明场像和暗场像
Fig.7 TEM images of the aged Al-2Li-2Cu-0.5Mg-0.3Sc alloy：(a)BF image viewed in the[011]Al zone axis;(b~d)BF image and DF image viewed in the[1¯12]Al zone axis
3 结论
(1)随着合金中Sc 含量的增加，晶粒由树枝晶向近等轴晶转变，晶粒尺寸逐渐降低。 当Sc 的添加量为0.5%时，晶粒尺寸降低至24.2 μm，同时初生Al3Sc 相增多，第二相沿晶界呈网状分布。
(2)当Sc 的添加量为0.3%时，合金具有较好的综合力学性能。同时在175 ℃进行32 h 的峰值时效处理后，添加0.3%Sc 的合金Al-2Li-2Cu-0.5Mg-0.3Sc相比于未添加Sc 的合金Al-2Li-2Cu-0.5Mg 不仅强度提高、伸长率也有大幅提升，时效态Al-2Li-2Cu-0.5Mg-0.3Sc 合金的屈服强度、抗拉强度及伸长率分别达到381.3 MPa、449.5 MPa 和5.8%。
(3)Al-2Li-2Cu-0.5Mg-0.3Sc 合金经过175 ℃/32 h的峰值时效处理后，合金基体中析出的第二相主要为Al3Li 相、T1 相、S'相及Al3(Li,Sc)相，这些第二相的强化作用也是合金强度提升的主要原因。Al3(Li,Sc)相可以在变形过程中抵抗位错的剪切， 产生Orowan强化， 而且可以分散共面滑移使平面滑移均匀化，从而提高材料的强塑性。 同时，Sc 元素的添加使合金晶粒细化，有利于提高Al-Li 合金的强塑性。
[1] El-ATY A A,XU Y,GUO X Z,ZHANG S H,MAY,CHEN D Y.Strengthening mechanisms,deformation behavior,and anisotropic mechanical properties of Al-Li alloys：A review[J]. Journal of Advanced Research,2018,10：49-67.
[2] 吴国华，戚方舟，张小龙，张亮，童鑫，李良彬，熊训满，丁文江.铸造铝锂合金强韧化研究现状与展望[J]. 中国材料进展，2022,41(11)：869-879,890.WU G H, QI F Z, ZHANG X L, ZHANG L, TONG X, LI L B,XIONG XM, DING W J. Strengthening and toughening of cast Al-Li alloys：Research progress and future prospect[J].Materials China,2022,41(11)：869-879,890.
[3] OVRI H,JÄGLE E A,STARK A,LILLEODDENE T.Microstructural influences on strengthening in a naturally aged and overaged Al-Cu-Li-Mg based alloy[J]. Materials Science and Engineering：A,2015,637：162-169.
[4] CHEN A T, PENG Y, ZHANG L, WU G H, LI Y L. Microstructural evolution and mechanical properties of cast Al-3Li-1.5Cu-0.2Zr alloy during heat treatment[J]. Materials Characterization,2016,114：234-242.
[5] DURSUN T,SOUTIS C.Recent developments in advanced aircraft aluminium alloys[J].Materials&Design,2014,56：862-871.
[6] LAVERNIA E J, SRIVATSAN T S, MOHAMED F A. Strength,deformation, fracture behaviour and ductility of aluminium-lithium alloys[J].Journalof MaterialsScience,1990,25(2)：1137-1158.
[7] WU G H,ZHANG X L,ZHANG L,WANG Y X,SHI C C,LI P S,REN G X, DING W J. An insight into the precipitate evolution and mechanical properties of a novel high- performance cast Al-Li-Cu-Mg-X alloy[J].Journal of Alloys and Compounds,2021,875：159996.
[8] ARAULLO-PETERS V,GAULT B,GEUSER F D,DESCHAMPSA,CAIRNEYJM. Microstructural evolution during ageing of Al-Cu-Li-x alloys[J].Acta Materialia,2014,66：199-208.
[9] RIOJA R J, LIU J. The Evolution of Al-Li base products for aerospace and space applications[J]. Metallurgical and Materials Transactions A,2012,43(9)：3325-3337.
[10] WU L, LI X F, WANG H W. The effect of major constituents on microstructure and mechanical properties of cast Al-Li-Cu-Zr alloy[J].Materials Characterization,2021,171：110800.
[11] CHEN A T,ZHANG L,WU G H,SUN M,LIU W C.Influences of Mn content on the microstructures and mechanical properties of cast Al-3Li-2Cu-0.2Zr alloy[J].Journal of Alloys and Compounds,2017,715：421-431.
[12] ZHANG X L,ZHANG L,WU G H,LIU W C,SHI C C,TAO J S,SUN J W.Microstructural evolution and mechanical properties of cast Al-2Li-2Cu-0.5Mg-0.2Zr alloy during heat treatment[J].Materials Characterization,2017,132：312-319.
[13] WANG Y X, WU G H, ZHANG L, GUO Y J. Enhanced strength and ductility in sand-cast Al-Li-Cu-Mg-Zr alloy via synergistic microalloying with Sc and Ti[J].Journal of Alloys and Compounds,2023,962：170954.
[14] ZHANG J S,WU G H,ZHANG L,SHI C C,WANG Y X,SUN B D, LI L B. Role of Ti in the microstructure evolutions and mechanical properties of cast Al- 2.5Li-1.5Cu-1Zn-0.5Mg(-0.2Zr) alloys[J].Journal of Alloys and Compounds,2022,899：163320.
[15] TSIVOULAS D, ROBSON J D. Heterogeneous Zr solute segregation and Al3Zr dispersoid distributions in Al-Cu-Li alloys[J].Acta Materialia,2015,93：73-86.
[16] LI C L,LI X W,ZHANG Y A,WEN K,XIAO W,LI Y N, YU M Y, GAO G J, LI Z H, XIONG B Q. Effect of Sc content on microstructure characteristics and evolution of W phase in Al-Cu-Li alloys under as-cast and homogenization conditions[J].Journal of Materials Research and Technology,2023,25：7335-7352.
[17] HUANG J W, XU C L, LIU S C, JIANG F Q. Microstructure and superior quenching sensitivity of a novel Sc,Zr alloyed Al-Zn-Mg-Cu alloy[J].Materials Letters,2022,309：131422.
[18] JIANG B,YI D Q,YI X O,ZHEGN F,WANG H S,WANG B,LIU H Q,HU Z.Effect of trace amounts of added Sc on microstructure and mechanical properties of 2055 aluminum alloy[J].Materials Characterization,2018,141：248-259.
[19] HUANG L P,HUANG J,LIU W S,CAO L F,LI S.Effect of minor Sc additions on precipitation and mechanical properties of a new Al-Cu-Li alloy under T8 temper[J]. Journal of Alloys and Compounds,2022,927：166860.
[20] DUAN S W,LIU Z L,GUO F Q,PAN Y Z, MATSUDA K, ZOU Y.Precipitates evolution during artificial aging and their influence on mechanical properties of a cast Al-Cu-Li alloy[J]. Journal of Materials Research and Technology,2023,22：2502-2517.
[21] YOSHIMURA R,KONNO T J,ABE E,HIRAGAK.Transmission electron microscopy study of the evolution of precipitates in aged Al-Li-Cu alloys：the θ′and T1 phases[J].Acta Materialia,2003,51(14)：4251-4266.
[22] RADMILOVIC V, OPHUS C, MARQUIS E A, ROSSELL E A,TOLLEY A,GAUTAMA,ASTA M,DAHMENU.Highly monodisperse core-shell particles created by solid-state reactions[J].Nature Materials,2011,10(9)：710-715.
[23] SHI C C,WU G H,ZHANG L,ZHANG X L,SUN J W,ZHANG J S, LI L B. Microstructure and mechanical properties of casting Al-3Li-2Mg-1Zn-0.1Zr alloys modified by Sc additions[J]. Journal of Alloys and Compounds,2021,885：161106.
[24] GREGSON P J, DINSDALE K, HARRIS S J, NOBLE B. Evolution of microstructure in Al-Li-Zn-Mg-Cu alloys[J].Materials Science and Technology,1987,3(1)：7-13.