随着航空航天和国防装备等领域的快速发展，对铝合金的轻质耐热性能要求不断提高，尤其是200~300 ℃温度区间内，还缺少轻质耐高温型铝合金［1］。Al-Li合金不仅可以显著减轻结构件质量，而且还可以有效提高结构件的比刚度和比模量。然而，Al-Li合金中的主要强化相δ′-Al3Li的耐热温度相对较低，在高温应用环境下会快速粗化，制约了耐热Al-Li合金的发展。另一方面，Li活泼的化学性质同样也会加大相应结构件的制备难度。目前，铸造仍是制备一些复杂形状铝合金结构件的有效且经济的手段［2］，因此对提高铸造Al-Li合金热稳定性及短时高温力学性能的研究工作十分重要。利用稀土元素对铝合金进行微合金化处理不仅可以消除熔体中的微量杂质元素［3］，还可以通过细晶强化和沉淀强化有效提高合金的热塑性和耐热性［4-6］。研究表明，Sc合金化可引入两种不同尺寸的Al3Sc相，分别通过不同机制强化铝合金：在合金凝固过程中形成的微米尺度Al3Sc初生相可作为α-Al相析出时的异质形核位置，从而有效细化铝合金晶粒，通过细晶强化机制提高合金的性能［7］；在时效过程中析出的纳米尺度Al3Sc相起钉扎位错和亚晶界作用，可通过沉淀强化机制有效强化合金基体并提高合金的变形抵抗能力［8-9］。目前，已有工作研究了Sc合金化对铸造Al-Li合金组织及性能的影响［10-12］。然而，关于Sc合金化对铸造Al-Li合金高温性能的影响仍缺乏系统深入研究。本研究考察了Sc合金化对Al-Li-Cu-Mg合金显微组织、常温和高温力学性能的影响，旨在为发展轻质高强耐热铝合金提供参考。1试验方法采用金属型重力铸造制备了Al-Li合金。采用质量分数为99.99%的高纯铝锭、工业纯镁、纯锂和Al-50Cu、Al-4Zr、Al-2Sc中间合金配制Al-2.5Li-1Cu-1.5Mg-0.15Zr（-0.2Sc）合金，分别简称为ALCM和ALCM-0.2Sc。合金成分通过电感耦合等离子体原子发射光谱法（ICP-AES） 进行测定，测试方法参照GB/T20975.25-2008，合金成分见表1。根据差示扫描量热仪的结果确定热处理工艺制度为380 ℃×4 h+440 ℃×12 h固溶+175 °C×16 h时效。为避免试样氧化烧损，固溶过程采用真空石英管进行保护，时效过程在油浴锅中进行。10.15980/j.tzzz.2024.01.001.T001表1合金的化学成分Tab.1Chemical compositions of alloys合金wBLiCuMgZrScFeSiAlALCM2.421.221.420.14-≤0.15≤0.15余量ALCM-0.2Sc2.511.111.380.110.19≤0.15≤0.15余量%试样经机械研磨、抛光后，使用Keller试剂（5 mL HNO3+3 mL HCl+2 mL HF+190 mL蒸馏水）腐蚀15 s，通过扫描电镜（FEI Quanta 200FEG Carl）观察合金的铸态组织。利用Talos F200X多功能透射电镜对T6态试样的显微组织进行观察。使用AGXplus通用试验机（250 kN/50 kN）进行拉伸试验，拉伸试样尺寸示意图见图1，测试开始前保温30 min，拉伸速率为0.5 mm/min。10.15980/j.tzzz.2024.01.001.F001图1拉伸试样尺寸示意图Fig.1Dimension of tensile specimen2试验结果与讨论2.1两种合金的铸态组织ALCM合金的SEM-BSE图谱及EDS检测结果见图2。由图2a可见，合金中沿晶界主要分布有白色块状不连续第二相。由图2c和图2d可见，白色块状晶间相主要含Al和Cu元素。由于Cu元素的平衡分配系数较低（KCu=0.17）［13］，在合金凝固过程中，液/固界面前沿推动Cu原子向前不断富集，最终在晶界处形成混合富Cu晶间相。10.15980/j.tzzz.2024.01.001.F002图2ALCM合金的铸态组织及EDS点分析结果Fig.2Microstructure and EDS results of as-cast ALCM alloy图3为ALCM-0.2Sc合金的SEM-BSE图及EDS结果。可以看出，添加0.2%的Sc可显著细化合金的晶粒。此外，相较ALCM合金，铸态ALCM-0.2Sc合金基体中存在于沿晶界近网络状分布的块状第二相，结合EDS分析结果可确认这些块状第二相同样为富Cu混合晶间相，体积分数较小。这是由于Sc合金化显著的细化晶粒效果会增加合金单位面积的晶界面积，因此缓解了Cu的枝晶偏析程度，并减少了合金中富Cu晶间相的数量。10.15980/j.tzzz.2024.01.001.F003图3ALCM-0.2Sc合金的SEM-BSE图及EDS点分析结果Fig.3SEM-BSE images and EDS results of ALCM-0.2Sc alloys2.2两种合金的时效态组织2.2.1合金的基体组织对两种合金进行热处理并观察其时效态显微组织，结果见图4和图5。由图4a可见，ALCM合金的基体上存在大量球形沉淀相（直径约为10 nm），结合选区衍射图（Selected area diffraction， SAD）上超晶格衍射斑点可以分辨为δ′-Al3Li相。此外，由图4a还可见一定数量核/壳状Al3（Zr， Li）复合结构粒子的存在。由图4b可见，在基体［100］晶带轴衍射谱上存在1/2［2¯00］α-Al和1/2［2¯2¯0］α-Al超点阵衍射斑点，对应为δ′-Al3Li+β′-Al3Zr和θ′- Al2Cu衍射斑点，说明该相与基体具有完全共格的取向关系：（111）δ′//（111）α-Al，［110］δ′//［110］α-Al。而Al3（Zr， Li）相与δ′-Al3Li相共用一套衍射斑点，结合选区衍射图上超晶格衍射斑点同样可判断核/壳状Al3（Zr， Li）复合结构粒子与基体具有完全共格取向关系：（111）Al3（Zr， Li）//（111）α-Al，［110］Al3（Zr， Li）//［110］α-Al，见图4b。10.15980/j.tzzz.2024.01.001.F004图4时效态ALCM合金基体组织的TEM观察Fig.4TEM images of as-aged ALCM alloy matrix10.15980/j.tzzz.2024.01.001.F005图5时效态ALCM-0.2Sc合金的TEM图像Fig.5TEM images of as-aged ALCM-0.2Sc alloy相较时效态ALCM合金，时效态ALCM-0.2Sc合金基体上可观察到更多数量的核/壳状Al3（Sc， Zr， Li）复合结构粒子，见图5a。明场像下很难观察到基体上.δ'-Al3Li沉淀相，但可由图5b中的超晶格点阵衍射斑判断δ'-Al3Li沉淀相的存在。此外，在ALCM-0.2Sc合金基体上还可以发现微量板条状T1相。由图5b可见，T1相具有以下取向关系：［100］T1//［100］α，［010］T1//［021］α，［001］T1//（012）α。2.2.2合金中核/壳状复合结构粒子的形貌图6为时效态ALCM合金和ALCM-0.2Sc合金中核/壳状复合结构粒子的TEM-HADDF图及相应的EDS面扫描图谱。可以看出，ALCM合金中核/壳状复合结构粒子的芯部仅含Zr元素，而ALCM-0.2Sc合金中核/壳状复合结构粒子的芯部则同时含有Zr和Sc元素。10.15980/j.tzzz.2024.01.001.F006图6两种时效态合金中核/壳状复合结构粒子的TEM-HADDF图及EDS图谱Fig.6TEM-HADDF images and EDS results of shell/core composite particles in as-aged alloys图7为ALCM合金和ALCM-0.2Sc合金中核/壳状复合结构粒子的HRTEM图谱。由于Al3Zr、Al3Li相和α-Al基体间呈完全共格关系［13-14］，合金中形成以Al3Zr为核心、外壳为Al3Li的核/壳状Al3（Zr， Li）复合结构粒子，ALCM合金中核/壳状复合结构粒子的芯部呈球状且无对比度差异，见图7a。ALCM-0.2Sc合金中核/壳状复合结构粒子的芯部呈豆瓣状，且存在明暗区衬度的不同，见图7b。这是由于元素偏析导致晶格畸变，引起芯部区域相干粒子的晶格条纹扭曲，因此产生芯部的对比度差异，且这种芯部元素明暗区的衬度与原子序数差值相关。相较ALCM合金中核/壳状Al3（Zr，Li）复合结构粒子，Al3Zr芯部的对比度更偏暗，ALCM-0.2Sc合金中核/壳状复合结构粒子芯部的Al3Sc主要分布在核/壳状复合结构粒子芯部的内部，而更明亮的Al3Zr部分则倾向于分布在芯部的外层区域，可判断ALCM-0.2Sc合金中核/壳状复合结构粒子以Al3Sc为核心、Al3Zr为中间层、外壳为Al3Li相的核/壳状Al3（Sc， Zr， Li）复合结构粒子。10.15980/j.tzzz.2024.01.001.F007图7时效态合金中核/壳状复合结构粒子的TEM形貌Fig.7TEM images of shell/core composite particles in as-aged alloys2.3温度对合金力学性能的影响图8为时效态ALCM合金和ALCM-0.2Sc合金不同温度下的工程应力-应变曲线及力学性能。室温下，ALCM合金的抗拉强度为372.4 MPa，但伸长率较低，仅为5.42%；随温度升高至200 ℃，合金基体开始发生软化，抗拉强度降至232 MPa，而伸长率则提高至7.5%；随温度继续升高至300 ℃，抗拉强度进一步下降至94.7 MPa，而伸长率进一步提高至18.6%。10.15980/j.tzzz.2024.01.001.F008图8两种合金不同温度下的拉伸性能Fig.8Tensile properties of ALCM and ALCM-0.2Sc alloys at different temperatures相较ALCM合金，ALCM-0.2Sc合金室温下表现出更为优异的强韧性匹配，其屈服强度和抗拉强度分别达到346.2 MPa和389 MPa，而伸长率也达到8.81%，这归因于核/壳状Al3（Sc， Zr， Li）复合结构粒子提供的沉淀强化和Sc合金化带来的细晶强化的共同作用增强了合金的变形抵抗能力。进一步提高测试温度至200 ℃，ALCM-0.2Sc合金仍表现出较好的强韧性匹配，抗拉强度仍高于ALCM合金，为264.3 MPa，而伸长率则提高至11.8%，这说明在200 ℃下，虽然合金基体发生软化，但更多的核/壳状复合结构粒子可为合金提供足够的沉淀强化作用，同时Sc合金化的细晶强化仍起作用。当温度提升至300 ℃时，ALCM-0.2Sc合金的抗拉强度进一步下降至78 MPa，而伸长率显著提高至58.8%。这意味着ALCM-0.2Sc合金在300 ℃下高温强度略低于ALCM基础合金，但是表现出较好的塑性。这是由于在300 ℃下δ′-Al3Li相发生熔化，使得纳米复合粒子结构失稳从而失去强化作用。并且，由于晶界处能量较高，在高温状态下强度下降，从而失去了晶界强化优势。高温下合金基体发生软化使其塑性变形量增加，ALCM-0.2Sc合金中细密的晶粒使得其基体在发生变形时能够有效协调各个晶粒之间的关系并且阻碍裂纹扩展，从而表现出较好的塑性。此外，ALCM-0.2Sc合金在300 ℃下的拉伸曲线形状发生显著变化，拉伸曲线由快速上升、平稳下降、显著退化和最终下降4个阶段组成，说明高温下ALCM-0.2Sc合金的断裂模式发生较大变化。2.4温度对合金断裂模式的影响图9为室温、200 ℃和300 ℃下合金的拉伸断口形貌。由图9a可见，ALCM合金室温断口上主要由解理面、大量撕裂棱和少量的韧窝组成，呈现典型的准解理断裂模式；200 ℃下，合金断口上仍可见一定数量的解理面、韧窝和撕裂棱，说明此时合金的宏观断裂模式仍为准解理断裂模式；而300 ℃下合金断口上的撕裂棱发生较大程度扭曲，同时出现小面积的韧窝。说明随温度升高，合金基体发生充分软化，但断裂模式未发生改变，仍保持准解理断裂。10.15980/j.tzzz.2024.01.001.F009图9不同合金在常温和高温下的断口形貌Fig.9Fracture morphologies of different alloys at ambient and elevated temperatures由图9d可以清晰地观察到，ALCM-0.2Sc合金断口呈冰糖状颗粒特征，说明常温下ALCM-0.2Sc合金发生典型的沿晶断裂。然而，ALCM-0.2Sc合金的沿晶断裂特征并不意味着韧性的降低，这主要是由于合金化元素Sc显著的细化晶粒效果导致沿晶断裂更易发生。随着温度升高至200 ℃，ALCM-0.2Sc合金断口上中仍可以观察到沿晶断裂特征（见图9e），说明细晶强化在200 ℃下仍起作用，该观察结果与合金的性能变化相吻合。此外，合金断口上中还可观察到一定数量的撕裂棱，说明200 ℃下合金的断裂模式为沿晶+穿晶混合型；当温度升高至300 ℃时，可观察到大量细密而浅的韧窝分布于ALCM-0.2Sc合金断口上（见图9f），表现出了典型的微孔聚集型断裂特征，说明300 ℃下晶界强度受温度影响恶化的程度高于晶内强度，细晶强化失效。常温下变形时，晶界对位错运动起到很强的阻碍作用，使位错塞积，并在晶界处产生应力集中。高温下，晶界强度受温度影响恶化的程度高于晶内强度［15］，此时ALCM-0.2Sc合金的细晶强化失效，引起合金的高温强度急剧下降。此外，塞积在晶界的位错会被晶界吸收，由此引起的应力集中会被松弛而产生一定的黏滞性，易使相邻晶粒产生相对滑动，从而引起晶界滑移、晶界变形等运动，赋予合金优异的变形协调能力［16］。因此，ALCM-0.2Sc合金的300 ℃时强度急剧下降，但伸长率显著提高。3结 论（1）稀土元素Sc的添加可显著细化铸造Al-Li-Cu-Mg合金的显微组织，减少合金晶间相的数量，促进合金时效过程中δ′-Al3Li和核壳结构复合粒子的析出。（2）与Al-Li-Cu-Mg合金相比，添加Sc的Al-Li-Cu-Mg合金在室温下表现出良好的强-塑匹配性，抗拉强度和伸长率分别提升了16.6 MPa和3.39%。当温度上升至300 ℃时，合金抗拉强度下降更为剧烈，但伸长率显著提高，分别为78.0 MPa和58.8%。（3）当温度由室温升至200 ℃和300 ℃时，添加Sc后Al-Li-Cu-Mg合金的断裂模式由室温下典型的沿晶断裂分别转变为沿晶+穿晶混合型断裂和微孔聚集型断裂，而Al-Li-Cu-Mg合金的断裂模式为典型的准解理断裂且不随温度变化而发生明显改变。