范建磊，郑成坤，罗宗强，张卫文

(华南理工大学 机械与汽车工程学院，广州 510640)

Al-Li合金具有密度低和弹性模量高等优点，相对于传统铝合金，可以减轻构件质量、增加构件刚度、降低合金疲劳裂纹扩展速率，是一种理想的航空结构材料。因此，铝锂合金的研究倍受关注，特别是作为变形铝合金，已经在航空和航天领域得到了广泛的商业应用。

相对变形铝锂合金的研究，铸造铝锂合金的研究和开发工作还非常少。在有限的研究中，WEBSTER等[1]在真空条件下采用熔模铸造工艺制备了二元铝锂合金铸件，其性能超过了传统A356铝合金的，并展望了铝锂合金熔模铸造的前景。安阁英等[2]和SESHAN等[3]等分别对常压下铝锂合金的熔铸工艺进行了研究，发现树脂砂干型、金属型和惰性涂料是适用于铝锂合金铸件开发的造型材料。ROGER等[4-5]开发了一种适合铝锂合金流变成型的工艺技术，并获得了合格的Al-Li-Mg合金汽车连杆制件。针对铸造铝锂合金的力学性能，NIKITIN等[6-7]研究了合金元素含量和热处理工艺对铸造Al-Li-Cu合金组织和性能的影响，发现在金属型铸造和双级时效条件下，经过成分优化后的合金可获得较优的综合力学性能：抗拉强度高于370 MPa，伸长率为6.0%，密度约为2.54 g/cm3。总之，现有研究表明，铝锂合金对复杂型腔结构的充型能力一般强于传统铝合金的，这对形状复杂的航空结构件成形非常有利。如与7075合金相比，铝锂合金具有较优的铸造性能，流动性虽比 A356合金的差，但充填能力强，能制造出较精细的部件[8]。此外，相对变形铝锂合金中一般要求Li含量不超过1.8%[9]，铸造铝锂合金中的Li元素允许含量可更高，这有利于进一步降低铝锂合金的密度，提高比强度和比刚度[6]。因此，在结构件轻量化背景下，对铸造铝锂合金进行研究以扩大其应用具有十分重要的意义。然而，铸造铝锂合金还存在不少难题，如锂含量的增加会降低合金流的动性、氧化和吸氢更加恶化，且易产生缩孔、缩松缺陷，因此，铝锂合金铸件的力学性能尤其是韧性仍比变形铝锂合金差很多。

挤压铸造是一种优质、高效、节能的近净成形技术，它可使铸件在低流速下充型、高压下凝固，降低了对合金铸造性能的要求，且获得的铸件组织致密，是一种兼具铸造和锻造优点的金属材料成形工艺[10-11]。挤压铸造在提高铝硅系和铝铜系合金强韧性方面效果明显，且可消除合金的气孔、缩松等缺陷[12-13]。目前，关于挤压铸造铝锂合金研究的相关报道极少。将挤压铸造技术独特的优越性与铝锂合金优越性能相结合，可大大降低铝锂合金铸件生产成本和缩短生产周期，将有利于推动铝锂合金铸件的应用。因此，本文作者以Al-Li-Cu合金为研究对象，探讨压力对铸造Al-Li-Cu合金组织和力学性能的影响。

1 实验

在7.5 kW坩埚电阻炉中熔炼合金，采用碳化硅石墨坩埚，先将纯铝熔化，当熔体温度约为720 ℃时加入Al-50Cu中间合金，完全熔化后用C2Cl6精炼，扒去表面浮渣后，采用预热好的60%LiCl+40%LiF(质量分数)复合溶剂保护熔体，控制熔体温度在690~710 ℃范围内，待覆盖剂全面铺展开后，用钟罩将铝箔包覆好的纯锂锭(99.9%)压入熔体中，锂锭按20%烧损率配料，随后以Ar保护精炼5 min，搅拌均匀后静置，在730~740 ℃浇铸。采用化学法分析的合金的化学成分见表1。

表1 合金的化学成分Table 1 Chemical composition of alloy (mass fraction, %)

采用直接挤压铸造法制备样品，模具材料为H13钢。模具预热到约220 ℃，合金熔体通过浇勺快速浇注到模具中。在100 t液压机上进行挤压，压力分别为0(重力铸造)、25、50和75 MPa，上冲头下降速度为1.5~1.7 cm/s，距液面相对高度9 cm，保压30 s至铸件完全凝固，获得半径为35 mm、高度为65 mm的圆柱形铸锭。

从铸锭半径为 17 mm 的圆周位置线切割出d10 mm的圆棒，取一部分进行热处理，工艺参数如下：540 ℃固溶10 h，80~100 ℃水中淬火，170 ℃时效24 h，然后分别将铸态和热处理态的d10 mm圆棒加工成直径为5 mm的标准棒状拉伸试样(GBT228-2002)，在 SANS CMT5105微机控制万能材料试验机上进行力学性能测试，拉伸速率为1 mm/min，测试结果取3个数据的平均值。硬度和密度试样取自切割出的d10 mm圆棒的中部，硬度测量按照国家标准 GB23l在 TH320型全布氏硬度机上进行，试验条件如下：d5 mm钢球、载荷2542 N、保压时间30 s，结果取10个以上实验值的平均值；试样的密度在BS224S型电子天平上通过称量法测得；断口和金相试样直接取自拉伸试样，宏观腐蚀采用 Poulton试剂，微观腐蚀采用 Keller试剂，组织观察在 Leica光学显微镜和Quanta2000扫描电子显微镜上进行；DSC测试在NETZSCH STA 449C综合热分析仪上进行；X射线衍射相分析在D8 ADVANCE上进行。

2 结果与讨论

2.1 压力对铸锭表面质量的影响

图1所示为挤压铸造和重力铸造获得的铝锂合金铸锭。图 1(a)所示为重力铸造条件下金属型中凝固的铸锭；图1(b)所示为50 MPa比压挤压铸造后的铸锭。压力下凝固的铸锭表面光洁，而重力条件凝固的铸锭表面有许多褶皱和冷隔。铝锂合金凝固时，Li的加入使熔体导热率降低了50%~60%；此外，合金的凝固区具有液-固区宽而固-液区窄的特点[14]。熔体导热率低，表层激冷结晶凝壳被重熔的可能性增大，冷隔倾向增大；同时液-固区宽而固-液区窄的特点使液态金属自过渡区向铸锭表面移动，促进冷隔层的形成。合金在压力作用下凝固时，合金紧贴模具内壁，有助于改善凝固合金与铸型之间的热交换条件，获得组织致密、表面质量优良的合金铸件。

图2 A1-2.47Li-1.49Cu铸锭密度Fig. 2 Density of A1-2.47Li-1.49Cu alloy ingots

2.2 压力对合金宏观组织的影响

不同压力下制备的合金铸锭的密度如图2所示。由图2可知，随着压力增大，铸锭密度先降低再增大，平均密度为2.525 g/cm3，较纯铝密度降低了6.6%。图3所示为不同压力下合金铸锭纵截面的宏观组织。由图3可见，重力铸造下，合金锭上部存在集中缩孔，铸锭组织粗大，压力下凝固，集中缩孔在压力强制补缩作用下消除，但25 MPa时，由于补缩压力较低，铸锭未完全致密，集中缩孔以细小缩孔缩松形式存在于铸锭中，导致合金密度较重力条件下的低；50 MPa以后铸锭缩孔缩松消失，组织更加致密，从而密度增大。铸锭宏观组织从外壁到心部可分为3个区域：表层细晶区、中间柱状晶区和芯部等轴晶区。各铸锭中柱状晶区十分发达，但在压力下凝固柱状晶区有缩小的趋势。

通过截线法统计的外壁处柱状晶平均长度和宽度示于图4。由图4可知，随着压力的增大，柱状晶平均长度和宽度均有减小的趋势，压力对柱状晶区及其组织有不同程度的细化。柱状晶形成的外因是散热的方向性，内因是晶体生长的各向异性，柱状晶的长大速度与已凝固固相的温度梯度和液相的温度梯度有关，固相的温度梯度越大或液相温度梯度越小时，柱状晶的长大速度越快。凝固过程中，在垂直于型壁方向散热最快，因而表层激冷形成的细晶粒有沿其相反方向择优生长的趋势，然而表层结晶形核释放的结晶潜热以及锂加入到铝合金中导致导热系数减小的综合作用大大减小了液相的温度梯度，所以晶粒沿择优取向方向生长成发达柱状晶。挤压铸造过程中，在压力作用下凝固组织得以细化的原因主要有[15]：1) 压力促使凝固时体积收缩，合金的凝固点温度升高，过冷度增大；2) 压力促使熔体紧贴铸型壁，从而消除因熔体收缩和铸型膨胀产生的间隙，提高界面传热系数，增大冷却速度；3) 加强合金的流动性，使生长中的枝晶破碎形成新的晶核，形核率增大。图5所示为Al-Li-Cu合金的DSC分析结果。图5表明，施加压力可以提高合金相变点，但是从图4测得的柱状晶特征数据来看，施加压力超过50 MPa以后，柱状晶长度和宽度基本保持不变，因此可以认为该合金组织得到细化的主要原因是压力使凝固合金保持与铸型紧密接触，界面热传递系数增大。当压力增大到一定程度，铸件凝固时与铸型之间的气隙消除，压力对合金宏观组织细化的能力不再提高。

2.3 压力对合金微观组织的影响

根据铝锂铜三元合金相图[16]，Al-2.47Li-1.49Cu合金位于α(Al)固溶体相区内，平衡条件下凝固生成单相α(Al)；但是，在非平衡条件下凝固时，溶质原子再分配导致溶质偏析，可能发生 4种共晶反应：1)L→α(Al)+δ；2)L→α(Al)+T2；3)L→α(Al)+T1；4)L→α(Al)+T1+TB。

图1 不同压力下的A1-2.47Li-1.49Cu合金铸锭Fig. 1 Casting ingots of A1-2.47Li-1.49Cu alloy at different pressures: (a) 0 MPa; (b) 50 MPa

图3 不同压力下凝固的Al-2.47Li-1.49Cu合金铸锭的宏观组织Fig. 3 Macrostructures of Al-2.47Li-1.49Cu alloy ingots solidified at different pressures: (a) 0 MPa; (b) 25 MPa; (c) 50 MPa;(d) 75 MPa

图 4 不同压力下 Al-2.47Li-1.49Cu铸锭柱状晶的长度和宽度Fig. 4 Length and width of columnar grais of Al-2.47Li-1.49Cu alloys solidified at different pressures

图5 Al-2.47Li-1.49Cu合金的DSC测试结果Fig. 5 DSC analysis results of Al-2.47Li-1.49Cu alloys

根据DSC差热分析测试结果(见图5)。常压下凝固试样在加热重熔过程中主要有 3个峰，分别是220~320 ℃范围内基体中沉淀析出相重熔的吸热峰(峰1)、558.2 ℃开始的低熔点共晶相重熔的吸热峰(峰2)和634.5 ℃开始的α(Al)初生晶的熔化吸热峰(峰3)。对比75 MPa与常压下成形试样DSC曲线可以发现，压力作用下成形试样的峰 1温度范围有所扩大，从220~320 ℃扩大为220~340 ℃时，峰面积从17.3 J/g增加到22.6 J/g。另外，还发现吸热峰的峰值温度随着压力的增大呈上升趋势，与Clausius-Clapeyron方程反映的规律一致。

Al-2.47Li-1.49Cu合金铸态组织中出现了 3种第二相(见图6)，分别为分布在晶界的T2相(Al6CuLi3)、长条状或针状的 Al6(CuFe)相和方块状 AlLiSi相。对应的能谱分析结果见表2(EDS无法检测出Li的含量)，与有关文献[16-17]的报道的结果一致。

图6 Al-2.47Li-1.49Cu合金铸态组织中的第二相Fig. 6 Second phases in as-cast Al-2.47Li-1.49Cu alloy

表2 图6中Al-2.47Li-1.49Cu合金第二相EDS分析结果Table 2 EDS analysis results of second phases in Al-2.47Li-1.49Cu alloy shown in Fig. 6

所以，Al-2.47Li-1.49Cu合金凝固过程中主要是析出α(Al)初晶，随着溶质偏析，剩余液相中铜含量增多，当温度降低到 555 ℃左右时，局部发生L→α(Al)+T2二元共晶反应，而杂质元素Fe和Si在凝固过程中逐渐被排斥到富铜的剩余液相中，达到一定成分起伏后形成AlLiSi相和Al6(CuFe)相。刘玉林等[16]研究了 Al-2.56Li-1.12Cu-1.07Mg合金的凝固过程，认为320 ℃左右在晶界附近有颗粒状T2相析出。同时，α(Al)基体内有颗粒状δ′不断析出，δ′相的溶解温度范围在200~270 ℃之间[18]。XRD谱分析结果也表明，合金中存在δ′和T2相(见图7)。因此，图5所示DSC曲线上在180~320 ℃间出现的吸热峰应该对应δ′和颗粒状T2析出相的溶解。

铸态合金在重力和挤压压力下的微观组织见图8。由图8可知，在压力作用下凝固时，合金中的主要相是α(Al)和T2相。DSC、SEM和XRD分析结果表明，施加压力并没有改变合金中的相组成，但施加压力对合金微观组织形貌有显著影响，合金中枝晶变得更细小，显微缩松消除，合金更加致密。

图7 Al-2.47Li-1.49Cu合金的XRD谱Fig. 7 XRD patterns of Al-2.47Li-1.49Cu alloy

图8 不同压力下凝固的Al-2.47Li-1.49Cu铸态合金的微观组织Fig. 8 Microstructures of as-cast Al-2.47Li-1.49Cu alloys solidified at different pressures: (a) 0 MPa; (b) 50 MPa

2.4 压力对合金力学性能的影响

图9所示为不同压力下合金的力学性能。从图9中可见，铸态和热处理态合金的布氏硬度和抗拉强度均随压力增大而增大，但增加的效果并不显明。铸态合金的平均硬度从 0 MPa压力下的 119HBS增大到75 MPa下的127HBS，平均抗拉强度从0 MPa压力下的195 MPa增大到75 MPa下的221 MPa。但压力对改善合金的伸长率效果显著，铸态合金的平均伸长率从0 MPa压力下的0.8%增大到50 MPa下的2.9%，增长了近3倍。经热处理后，合金的各项力学性能都得到了明显改善，如经热处理后50 MPa压力下合金的抗拉强度由307 MPa提高到329 MPa，伸长率由2.9%提高到6%。但是压力超过50 MPa后，压力对力学性能的改善已不明显。

图9 压力对Al-2.47Li-1.49Cu合金力学性能的影响Fig. 9 Effect of pressure on mechanical properties of Al-2.47Li-1.49Cu alloys: (a) Microhardness; (b) Ultimate strength;(c) Elongation

图10所示为不同压力下铸态合金的断口形貌。由于第二相与基体的结合强度较低，裂纹在第二相与基体的界面处产生并扩展，发生沿晶断裂，所以，合金塑性较差。未施加挤压力的合金晶粒粗大，断口上呈现较长的沿晶条带，50 MPa压力下的合金晶粒细小，组织均匀，形变过程中变形也较均匀，使得塑性得到改善，但仍为沿晶断裂。

图10 不同压力下Al-2.47Li-1.49Cu合金的铸态断口形貌Fig. 10 Fracture morphologies of as-cast Al-2.47Li-1.49Cu alloys at different pressures: (a) 0 MPa; (b) 50 MPa

图 11所示为不同压力下经热处理后合金的断口形貌。经热处理后，大多数共晶相均溶解到基体中，时效时析出弥散细小的共格δ′和半共格的T1相，使合金强度和塑性均有不同程度的提高。合金经 T5热处理后，断口上出现了局部平坦的剪切滑移平面，台阶状的断层及沿晶裂纹以及晶粒内部的穿晶剪切区。比较图11中的晶粒内部韧窝和穿晶剪切断裂形貌发现，未施加压力试样的韧窝大小分布不均匀，断口上还观察到很多未溶解的第二相，而压力下成形试样的韧窝较细小，分布较均匀。

与基体共格的δ′相是Al-Li-Cu合金中的主要强化相，形变过程中位错以切割方式通过，显著提高合金强度，但是，这将导致大量后续位错易于在先行位错已切过的δ′粒子滑移面上滑移，即产生共面滑移。这种共面滑移引起位错沿滑移面集中滑移至晶界处，在晶界处产生局部应力集中，诱发裂纹萌生，并使裂纹沿晶界或滑移面迅速扩展，产生台阶状沿晶断裂，导致AI-Li合金的韧性大幅度下降[19-20]。压力下成形并未抑制共面滑移的产生，所以合金仍以沿晶断裂为主，但挤压铸造成形铸件的组织分布较为均匀，共面滑移剪切平面特征较分散，有利于局部应变和应力集中的缓和，所以合金的强度和塑性得到一定的提高。因此，挤压压力增大导致材料力学性能提高主要是因为压力改变了合金中的枝晶尺寸，消除了缩松缺陷，使第二相分布更均匀，但挤压压力超过50 MPa以后，对力学性能的提高效果不明显。

图11 不同压力下T5热处理态Al-2.47Li-1.49Cu合金的断口形貌Fig. 11 Fracture morphologies of T5 heat-treated Al-2.47Li-1.49Cu alloys at different pressures: (a) 0 MPa; (b) 50 MPa

3 结论

1) A1-2.47Li-1.49Cu铸态合金中柱状晶发达，在施加压力下凝固有助于减小柱状晶区，50 MPa下，铸锭中的柱状晶平均长度较重力铸造条件下的降低了20%，施加压力下凝固可以显著改善铸锭的表面质量，获得致密无缩松缺陷的铸锭。

2) A1-2.47Li-1.49Cu铸态合金微观组织主要由初生α(Al)和T2相以及少量AlLiSi和Al6(CuFe)组成，压力不改变相的组成，但可使第二相分布更加均匀。

3) A1-2.47Li-1.49Cu合金硬度、抗拉强度以及伸长率在50 MPa以下均随压力增大而增大，但50 MPa以后压力对性能的影响不明显。50 MPa下T5热处理态合金的硬度为135HBS、抗拉强度为329 MPa、伸长率为6%，较重力铸造合金的分别提高了3%、7.2%和107%。

[1] WEBSTER D, HAYNES T G, FLEMING R H. Al-Li investment castings coming of age[J]. Advanced Materials & Processes,1986, 133(6): 25-32.

[2] 安阁英, 闵光辉, 彭德林. 铝锂合金与铸型表面作用的研究[J]. 特种铸造及有色合金, 1992(2): 5-7.AN Ge-yin, MIN Guang-hui, PENG De-lin. Study on the interaction between the melt of Al-Li alloys and sand moulds[J].Special Casting & Nonferrous Alloys, 1992(2): 5-7.

[3] SESHAN S, SRIVATSAN T S. Casting aluminum-lithium alloys in open atmosphere[J]. Material & Manufacturing Processes,1990, 5(1): 109-119.

[4] ROGER S, BERND F, GRIMMIG T, MATTHIAS B,ANDREAS B P. Development of aluminum-lithium alloy process by the Rheo container process[J]. Solid State Phenomena,2006, 116: 513-517.

[5] ROGER S, BERND F, GRIMMIG T, MATTHIAS B,ANDREAS B P, PETER J U. Semi-solid processing of tailored aluminum-lithium alloys for automotive applications[J].Advanced Engineering Materials, 2007, 9(4): 253-258.

[6] ILIN A A, NIKITIN S L, OSINTESEV O E, BORISOV Y V.Effect of elements on the structure and properties of Al-Li-Cu cast alloys[J]. Russian Metallurgy, 2009, 4: 338-344.

[7] NIKITIN S L, OSINTESEV O E, BETSOFEN S Y. Effect of heat treatment conditions on the structure and mechanical properties of a cast Al-Li-Cu aluminum alloy[J]. Russian Metallurgy, 2010, 11: 1041-1045.

[8] TONG C H, YAO I G, NIEH C Y, CHANG C P, HSU S E.Cast-ability of Al-Li-Mg and Al-Li-Cu-Mg alloys[J]. Journal of Physical, 1987, 9: 117-122.

[9] ROBERTO J R, JOHN L. The evolution of Al-Li base products for aerospace and space applications[J]. Metallurgical and Materials Transaction A, 2012, 43(9): 3325-3337.

[10] MALEKI A, SHAFYEI A, NIROUMAND B. Effect of squeeze casting parameters on the microstructure of LM13 alloy[J].Journal of Material and Process Technology, 2009, 209:3790-3797.

[11] DAI Wei, WU Shu-sen, LU Shu-lin, LIN Chong. Effects of Rheo-squeeze casting parameters on microstructure and mechanical properties of AlCuMnTi alloy[J]. Materials Science and Engineering A, 2012, 538: 320-326.

[12] 张克武, 赵海东, 欧阳晓贤, 张卫文, 李元元. 不同挤压力下凝固的 Al-Si-Cu-T4的组织与性能[J]. 中国有色金属学报,2009, 19(4): 625-632.ZHANG Ke-wu, ZHAO Hai-dong, OUYANG Xiao-xian,ZHANG Wei-wen, LI Yuan-yuan. Microstructure and mechanical properties of Al-Si-Cu-T4 solidified at different squeeze pressures[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals,2009, 19(4): 625-632.

[13] HAJJARI E, DIVANDARI M. An investigation on the microstructure and tensile properties of direct squeeze cast and gravity die cast 2024 wrought Al alloy[J]. Materials and Design,2008, 29: 1685-1689.

[14] GRUSHKO O E. Ingot metallurgy of aluminum-lithium alloys[J].Journal of Aeronautical Materials, 1994, 14(2): 45-54.

[15] GHOMASHCHI M R, VIKHROV A. Squeeze casting: An overview[J]. Journal of Material Process Technology, 2000, 101:1-9.

[16] 刘玉林, 胡壮麒, 张 匀, 赵洪恩, 师昌绪. 8090Al-Li合金的凝固机制[J]. 材料科学进展, 1993, 7(5): 391-395.LIU Yu-lin, HU Zhuang-qi, ZHANG Yun, ZHAO Hong-en, SHI Chang-xu. The solidification mechanism of 8090 Al-Li alloy[J].Materials Science Progress, 1993, 7(5): 391-395.

[17] 姜 峰, 郑秀媛, 徐艳萍, 陈宜钊. B93高强铝合金结晶相分析[J]. 武汉理工大学学报, 2011, 33(6): 12-16.JIANG Feng, ZHENG Xiu-yuan, XU Yan-ping, CHEN Yi-zhao.Constituents in B93 high-strength aluminum alloy[J]. Journal of Wuhan University of Technology, 2011, 33(6): 12-16.

[18] KATSIKIS S, NOBEL B, HARRIS I S J. Microstructural stability during low temperature exposure of alloys within the Al-Li-Cu-Mg system[J]. Materials Science and Engineering A,2008, 485: 613-620.

[19] SURESH S, VASUDEVAN A K, TOSTEN M H, HOWELL P R.Microscopic and macroscopic aspects of fracture in lithiumcontaining aluminum alloys[J]. Acta Metallurgica, 1987, 35:25-46.

[20] PASANG T, SYMONDS N, MOUTSOS S, WANHILL R J H.Low-energy intergranular fracture in Al-Li alloys[J]. Engineering Failure Analysis, 2012, 22: 166-178.