本发明属于金属材料类及冶金领域，涉及一种含镁铸造铝锂合金的制备方法，具体涉及一种通过添加合金元素(li、cu、mg、zr)及相应热处理工艺条件获得力学性能优良、密度低、弹性模量高的铸造铝锂合金的制备方法。
背景技术：
航空航天领域的快速发展对飞行器尤其是大型民用飞机制造业提出了日益严格的要求。降低材料的密度，提高材料的刚度和损伤容性成为其实现核心技术突破的重要手段。铝锂合金是一种低密度、高强度、高刚度和耐损伤的轻质合金。研究表明，在铝合金中每添加1wt％li，可使合金密度降低3％，而弹性模量提高6％；用它取代常规铝合金部件优势明显。铝锂合金已逐渐成为现代飞行器设计中最具竞争力的结构材料之一。
铝锂合金按照加工工艺主要可分为变形铝锂合金、铸造铝锂合金及粉末冶金铝锂合金。在诸多类型铝锂合金中，变形铝锂合金因其与传统铝合金相比，具有密度低、比强度和比刚度高、弹性模量高、疲劳裂纹扩展速率低、低温性能较好、良好的耐腐蚀性等诸多的综合性能，已在民用客机、直升飞机、军用飞机和战斗机上广泛使用。然而，变形铝锂合金也存在着诸多问题：生产工艺条件严格，材料的各向异性问题严重，合金中li含量较低，减重效果不明显，不能用于复杂结构件的制备等。同时，国内外关于铸造铝锂合金的研究十分缺乏，针对航空航天领域和军事领域(如导弹舱体、鱼雷壳体等)对复杂结构件减重、提高刚度的迫切需求，开发机械性能、铸造性能优良，成本较低的新型铸造铝锂合金势在必行。
目前关于铸造铝锂合金的相关研究还十分薄弱，对于不同成分、不同强度水平的铸造铝锂合金的研究还存在很大的空白。现有的有限的研究表明，由于锂的化学活性很高，铝锂合金的空气熔炼存在着诸多困难，开发出的铸造铝锂合金的强度和延伸率较低。山东大学韩建德等研究了al-li-cu三元铸造合金的组织和性能的变化，在时效态al-3li-1cu合金的力学性能达到350mpa，但延伸率仅为0.4％；中国专利文献cn201610200924.5公开了一种轻质高强铸造铝锂合金的制备方法，这种合金含有3～3.5％li，1～2％cu，0.5～2％mg和微量的ag、zr、mn，密度仅为2.49g/cm3，同时具有较高的力学性能(抗拉强度为380～408mpa，延伸率为2.9～3.5％)。中国专利文献cn201410674805.4公开了另一种轻质高强铸造铝锂合金的制备方法，合金含有2～3％li，1.5～2.5％cu，0.4～1.2％mg，0.2～0.8％zn，0.1～0.8％mn以及微量的zr、ti、ce，通过多种元素微合金化和双级固溶、单级时效处理可以获得抗拉强度在400mpa，延伸率为2.8～3.6％的中高强铸造铝锂合金。本课题组在综合前人成果的基础上，通过改变合金的成分，减少了微合金元素的添加种类，节省了原料成本；优化了合金元素的成分范围及相应的热处理工艺，开发出一种新型低密度、高强韧铸造铝锂合金。本发明可以有效较低生产成本，提高材料的刚度，在导弹舱体、鱼雷壳体等军工与航天航空领域具有广阔应用前景。
技术实现要素：
本发明的目的在于克服现有铸造铝锂合金开发技术的不足，提供一种低密度、高强韧、低成本的新型铸造铝锂合金及其制备方法，通过添加极少的微合金元素(mg，zr)及固溶、时效处理，获得力学性能优良、制备工艺简化、铸造性能良好的铸造铝锂合金，制得的此类铝合金具有比传统铸造铝合金更低的密度及更高的弹性模量，同时比现有的铸造铝锂合金更高的强度和延伸率，成本低廉。
本发明是通过以下技术方案实现的：
第一方面，本发明提供了一种含镁铸造铝锂合金，其由按重量百分数计的如下元素组成：
li1.6～1.99％，cu0.8～1.8％，mg0.2～0.7％，zr0.1～0.25％，余量为al和不可避免的杂质元素，所述杂质元素中，fe、si、na、k和p的总量小于0.25％。
微量的mg的添加起到两方面重要作用，一方面可以降低al基体的层错能，促进t1(al2culi)相(铝锂合金中强化效果最好的沉淀相)的析出，从而提高材料的强度；另一方面，mg原子会争夺基体中的cu原子和异质形核点，引入s(al2cumg)相，从而提升材料的韧性。添加微量的mg元素是本发明的关键之处。
所述新型铸造铝锂合金中添加mg的范围是0.2～0.7％，适量的mg元素的添加使得引入的s相与t1相的竞争析出行为处于一个平衡状态，实现同时提高材料的强度和延伸率；若mg含量低于这一范围，则无法引入对塑性有提升作用的s相，也无法有效促进强化相t1相的析出；若mg含量高于这一范围，则合金中将析出较多的s相，t1相的析出在一定程度上被抑制，由于铸造合金中的位错密度较低，无法得到均匀析出的s相，降低了合金的强度和韧性。
作为优选方案，所述杂质元素中，fe的含量小于0.15％。
第二方面，本发明还提供了一种如权利要求1所述的含镁铸造铝锂合金的制备方法，其特征在于，包括如下步骤：
s1、按照元素的计量比分别称取铝铜中间合金、铝锆中间合金、纯锂、纯镁和纯铝，并将除纯锂以外的其他原料均预热至190～250℃；
s2、将纯铝熔化后，在745～760℃下加入铝铜中间合金，在750℃下保温后加入铝锆中间合金，熔化后，形成熔体，并在所述熔体表面撒覆盖剂；
s3、待所述熔体的温度降至730～740℃后，在氩气的保护下加入纯镁，搅拌均匀后，将纯锂压入熔体内，待纯锂完全熔化后除去表面浮渣并撒覆盖剂；
s4、在720～730℃下精炼后，降温至710℃静置、浇铸，得到合金铸件；
s5、将所述合金铸件依次进行双级固溶处理和单级时效处理，得到所述含镁铸造铝锂合金。
作为优选方案，所述覆盖剂为licl和lif的混合熔剂，其中，licl和lif的质量比为3:1～2:1。
作为优选方案，所述铝铜中间合金中，铜元素的重量百分数为49～51％；铝锆中间合金中，锆元素的重量百分数为4.8～5.3％。
作为优选方案，步骤s2中所述的保温时间不低于15min。
作为优选方案，步骤s4中所述的精炼是在精炼剂或氩气存在的条件下进行的，精炼时间为5～10min，所述精炼剂为六氯乙烷；所述的静置的时间为10～30min。
作为优选方案，所述浇铸是在钢制模具中进行的，所述钢制模具先与预热至190～220℃。
步骤s5中所述的双级固溶处理的具体操作为：先在440～460℃下处理32～40h，再在520～530℃下处理24～36h；所述单级时效处理的温度为150～190℃，处理时间为16～48h。
440～460℃固溶32～40h是为了使得非平衡凝固条件下的生成的低熔点第二相，包括少量的s(al2cumg)相，t2(al6culi3)相和al2mgli相，若固溶温度低于此温度范围，即使延长固溶时间也不能较好的固溶这些第二相；若固溶温度高于此温度范围，则合金中这些低熔点第二相会熔化，出现过烧组织，严重恶化合金的机械性能。520～530℃固溶处理24～36h，是为了使得非平衡凝固条件下的生成的熔点较高的第二相(主要为al2cu及al2culi相)得以充分溶解，同时尽可能提高合金中溶质和空位的过饱和度；同理，若固溶温度低于此温度范围第二相无法有效固溶进入基体中；若固溶温度高于此温度范围，则合金中这些低熔点第二相会熔化，出现过烧组织。
铝锂合金的机械性能优劣很大一部分程度上取决于所选取的热处理工艺。合适的热处理工艺才能充分发挥材料的优势。采用的单级时效处理的温度过低，则达到预期强度所需的时效处理时间较长，温度过高则会使得铸造合金中最主要的强化相δ′(al3li)以及δ′-pfzs(晶界无析出带)的粗化速率大大增加，大幅降低合金的延伸率，出现过早断裂的现象，无法发挥出材料应有的机械性能。本发明中优选的时效处理工艺是175℃下处理8～32h，具体时效工艺可根据具体服役环境条件适当加以调整。
与现有技术相比，本发明具有如下的有益效果：
1、采用熔点较低的al-5％zr中间合金作为晶粒细化剂，降低了中间合金的加入温度，减少因熔炼温度过高产生的氧化夹杂和合金液在较高温度下的停留时间，降低了元素的烧损和能源消耗；
2、采用在覆盖剂及氩气双重保护下在较低温度下加入纯mg和纯li，减少了活泼元素的燃烧倾向和氧化夹杂等，提高了熔体的纯净度；
3、用六氯乙烷精炼剂或氩气分2～4次对熔体进行精炼除气，浇铸时用氩气保护浇铸，有效的减少了合金的氧化和吸气，提高合金的力学性能；
4、优化了合金的成分，添加中等含量的li，降低li元素在晶界附近的偏聚倾向和al3li相的大量析出带来的共面滑移和织构，同时根据相关文献的研究结果，合金的热裂倾向随li元素含量的升高而增大，在约为2.6wt％时热裂最为严重，适当降低li含量有利于提高合金的铸造性能；
5、基于铸造合金相比与变形合金中位错等缺陷的密度低的基础，仅需添加微量的mg元素即可实现制备高强韧铸造铸造铝锂合金，原理是：mg可以降低al基体的层错能，促进t1相的析出，从而提高合金的强度；通过添加微量的mg可以引入适量的s相，少量s相的存在可以有效的分散滑移，缓解应力集中，提高材料的韧性；同时mg元素也可以降低合金的密度；本发明设计的铸造铝锂合金成本低廉，性能优良；
6、减少了微合金元素的添加种类，省去了微合金元素zn、mn、ce、ti等添加，即节省了原料成本，又降低了合金的密度，同时mg元素也可以降低合金的密度；本发明设计的铸造铝锂合金成本低廉，性能优良；
7、对合金在不同温度下的固溶和时效行为进行了系统全面的研究，针对于合金中第二相熔点的高低优化出合适的固溶处理工艺，并优化了时效处理工艺，合金在该处理工艺下可充分发挥其固溶强化、沉淀强化效果。
附图说明
通过阅读参照以下附图对非限制性实施例所作的详细描述，本发明的其它特征、目的和优点将会变得更明显：
图1为实施例1制备的铝锂合金的金相组织照片，其中，图1(a)为铸态合金组织，图1(b)为合金固溶处理后的组织；
图2为实施例2制备的铝锂合金的金相组织照片，其中，图2(a)为铸态合金组织，图2(b)为合金固溶处理后的组织；
图3为实施例3制得的铸造铝锂合金t6态透射电镜微观组织照片，图3(a)为实施例3合金的明场相，针状的t1相和s′共存，图3(b)为暗场相，基体中同样存在al3(li,zr)复合粒子及球形al3li相；
图4为对比例2制得的铸造铝锂合金t6态透射电镜微观组织照片，图4(a)为对比例2合金的明场相，针状的t1相和θ′共存，图4(b)为暗场相，可见al3(li,zr)复合粒子及球形al3li相；相比实施例3，未发现s′相，t1相、al3(li,zr)复合粒子减少，球形al3li相增多；
图5为对比例3制得的铸造铝锂合金t6态透射电镜微观组织照片，图5(a)为对比例3合金的明场相，s′相呈粗大板条状，分布不均匀，图5(b)为暗场相，可见al3(li,zr)复合粒子及球形al3li相；相比实施例3，t1相、al3(li,zr)复合粒子减少，球形al3li相增多，s′相形态改变。
具体实施方式
下面结合具体实施例对本发明进行详细说明。以下实施例将有助于本领域的技术人员进一步理解本发明，但不以任何形式限制本发明。应当指出的是，对本领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明构思的前提下，还可以做出若干变形和改进。这些都属于本发明的保护范围。
实施例1
先将纯铝、纯镁及中间合金al-cu，al-zr预热到190～225℃，然后将纯铝放入石墨坩埚中熔化。铝锭熔化后，在750～760℃加入al-cu中间合金，待铝液温度回升到750℃后，将al-zr中间合金直接加入到铝液中，待其熔化后搅拌均匀并在熔体表面撒入覆盖剂(lif：licl＝1:2)，保温15min。在氩气保护、730～740℃条件下加入mg，待其熔化后充分搅拌，扒去表面熔渣并撒入覆盖剂；随后用钟罩将纯li压入熔体，保持通氩气，待其完全熔化后搅拌均匀，扒去表面熔渣并撒入覆盖剂。将熔体温度降低到720～730℃左右后，用六氯乙烷精炼剂或氩气分2～4次对熔体进行精炼除气，精炼结束后扒去熔渣并撒覆盖剂，降温到710℃静置10～30min。静置结束除去熔体表面覆盖剂，将熔体浇铸到预热至200℃左右的钢制模具中。
对得到的合金进行450℃/32h+525℃/28h双级固溶处理，冷水淬火；
经化学分析合金成分为(wt％)：
li的实得率为：88％，mg的实得率为：89％。
该铸造铝锂合金t4态室温力学性能、弹性模量及密度为：
抗拉强度：368mpa，屈服强度：215mpa，延伸率：17.8％。
弹性模量：78.1gpa，密度：2.570g/cm3。
图1为本实施例制得的高强韧铸造铝锂合金的微观金相组织照片，放大倍数为200×，由图1(a)可知，铸态合金的晶粒呈胞状晶或胞状树枝晶结构，晶界附近存在大量网状分布的非平衡第二相，严重限制了合金的强度和塑性。经固溶处理后，从图1(b)可以看出，非平衡第二相基本都固溶入基体内，晶界变得清晰，晶粒大小基本不变。
实施例2
先将纯铝、纯镁及中间合金al-cu，al-zr预热到190℃～225℃，然后将纯铝放入石墨坩埚中熔化。铝锭熔化后，在750～760℃加入al-cu中间合金，待铝液温度回升到750℃后，将al-zr中间合金直接加入到铝液中，待其熔化后搅拌均匀并在熔体表面撒入覆盖剂(lif：licl＝1:2)，保温15min。在氩气保护、730～740℃条件下加入mg，待其熔化后充分搅拌，扒去表面熔渣并撒入覆盖剂；随后用钟罩将纯li压入熔体，保持通氩气，待其完全熔化后搅拌均匀，扒去表面熔渣并撒入覆盖剂。将熔体温度降低到720～730℃左右后，用六氯乙烷精炼剂或氩气分2～4次对熔体进行精炼除气，精炼结束后扒去熔渣并撒覆盖剂，降温到710℃静置10～30min。静置结束除去熔体表面覆盖剂，将熔体浇铸到预热至200℃左右的钢制模具中。
对得到的合金进行450℃/32h+525℃/24h双级固溶处理，冷水淬火后于170℃时效16h得到t6态合金；
经化学分析合金成分为(wt％)：
li的实得率为：88％，mg的实得率为：88％。
该铸造铝锂合金t6态室温力学性能、弹性模量及密度为：
抗拉强度：423mpa，屈服强度：326mpa，延伸率：4.8％。
弹性模量：78.0gpa，密度：2.565g/cm3。
图2为本实施例制得的高强韧铸造铝锂合金的微观金相组织照片，放大倍数为200×，由图2(a)可知，铸态合金的晶粒呈胞状晶或胞状树枝晶结构，相比于实施例1中晶粒尺寸稍有减小，晶界附近同样存在大量网状分布的非平衡第二相，严重限制了合金的强度和塑性。经固溶处理后，从图2(b)可以看出，非平衡第二相基本固溶入基体内，晶界变得清晰，但仍存在少量未溶第二相，晶粒稍有长大；未溶的第二相降低了合金在t6态的强度和塑性。
实施例3
先将纯铝、纯镁及中间合金al-cu，al-zr预热到190℃～225℃，然后将纯铝放入石墨坩埚中熔化。铝锭熔化后，在750～760℃加入al-cu中间合金，待铝液温度回升到750℃后，将al-zr中间合金直接加入到铝液中，待其熔化后搅拌均匀并在熔体表面撒入覆盖剂(lif：licl＝1:3)，保温15min。在氩气保护、730～740℃条件下加入mg，待其熔化后充分搅拌，扒去表面熔渣并撒入覆盖剂；随后用钟罩将纯li压入熔体，保持通氩气，待其完全熔化后搅拌均匀，扒去表面熔渣并撒入覆盖剂。将熔体温度降低到720～730℃左右后，用六氯乙烷精炼剂或氩气分2～4次对熔体进行精炼除气，精炼结束后扒去熔渣并撒覆盖剂，降温到710℃静置10～30min。静置结束除去熔体表面覆盖剂，将熔体浇铸到预热至200℃左右的钢制模具中。
对得到的合金进行450℃/32h+520℃/24h双级固溶处理，冷水淬火后于180℃时效32h得到t6态合金；
经化学分析合金成分为(wt％)：
li的实得率为：87％，mg的实得率为：90％。
该铸造铝锂合金t6态室温力学性能、弹性模量及密度为：
抗拉强度：443mpa，屈服强度：369mpa，延伸率：5.7％。
弹性模量：77.8gpa，密度：2.567g/cm3。
图3为本实施例制得的高强韧铸造铝锂合金的透射电镜微观组织照片，由图3(a)合金的明场像可知，合金中分布有密集的针状t1相，同时也析出了细长板条状s′相；由图3(b)合金的暗场像可知，合金中主要强化相应为均匀析出的球形δ′粒子以及al3(li,zr)复合粒子；这些共存的多种沉淀相共同决定了t6态合金的力学性能。
实施例4
先将纯铝、纯镁及中间合金al-cu，al-zr预热到190℃～225℃，然后将纯铝放入石墨坩埚中熔化。铝锭熔化后，在750～760℃加入al-cu中间合金，待铝液温度回升到750℃后，将al-zr中间合金直接加入到铝液中，待其熔化后搅拌均匀并在熔体表面撒入覆盖剂(lif：licl＝1:2)，保温15min。在氩气保护、730～740℃条件下加入mg，待其熔化后充分搅拌，扒去表面熔渣并撒入覆盖剂；随后用钟罩将纯li压入熔体，保持通氩气，待其完全熔化后搅拌均匀，扒去表面熔渣并撒入覆盖剂。将熔体温度降低到720～730℃左右后，用六氯乙烷精炼剂或氩气分2～4次对熔体进行精炼除气，精炼结束后扒去熔渣并撒覆盖剂，降温到710℃静置10～30min。静置结束除去熔体表面覆盖剂，将熔体浇铸到预热至200℃左右的钢制模具中。
对得到的合金进行440℃/32h+525℃/24h双级固溶处理，冷水淬火后于180℃时效32h得到t6态合金；
经化学分析合金成分为(wt％)：
li的实得率为：88％，mg的实得率为：90％。
该铸造铝锂合金t6态室温力学性能、弹性模量及密度为：
抗拉强度：420mpa，屈服强度：339mpa，延伸率：6.1％。
弹性模量：77.2gpa，密度：2.560g/cm3。
实施例5
先将纯铝、纯镁及中间合金al-cu，al-zr预热到190℃～225℃，然后将纯铝放入石墨坩埚中熔化。铝锭熔化后，在750～760℃加入al-cu中间合金，待铝液温度回升到750℃后，将al-zr中间合金直接加入到铝液中，待其熔化后搅拌均匀并在熔体表面撒入覆盖剂(lif：licl＝1:2)，保温15min。在氩气保护、730～740℃条件下加入mg，待其熔化后充分搅拌，扒去表面熔渣并撒入覆盖剂；随后用钟罩将纯li压入熔体，保持通氩气，待其完全熔化后搅拌均匀，扒去表面熔渣并撒入覆盖剂。将熔体温度降低到720～730℃左右后，用六氯乙烷精炼剂或氩气分2～4次对熔体进行精炼除气，精炼结束后扒去熔渣并撒覆盖剂，降温到710℃静置10～30min。静置结束除去熔体表面覆盖剂，将熔体浇铸到预热至200℃左右的钢制模具中。
对得到的合金进行460℃/32h+530℃/24h双级固溶处理，冷水淬火后于180℃时效32h得到t6态合金；
经化学分析合金成分为(wt％)：
li的实得率为：87％，mg的实得率为：90％。
该铸造铝锂合金t6态室温力学性能、弹性模量及密度为：
抗拉强度：445mpa，屈服强度：370mpa，延伸率：5.5％。
弹性模量：77.8gpa，密度：2.569g/cm3。
对比例1
该对比例的铝锂合金根据专利cn201410674805.4中的说明书实施例1中的方法制备，制备得到的合金经化学分析合金成分为(wt％)：
li的实得率为：75％，mg的实得率为：85％
该铸造铝锂合金的t6态室温力学性能、弹性模量及密度为：
抗拉强度：402mpa，屈服强度：314mpa，延伸率：2.8％。
弹性模量：77gpa，密度：2.59g/cm3。
对比例2
本对比例的制备方法与实施例3相同，不同之处在于：添加的mg含量为0.10wt％。
由此制备得到的合金经化学分析合金成分为(wt％)：
li的实得率为：88％，mg的实得率为：89％。
该铸造铝锂合金t6态室温力学性能、弹性模量及密度为：
抗拉强度：388mpa，屈服强度：284mpa，延伸率：2.9％。
弹性模量：78.0gpa，密度：2.571g/cm3。
图4为本对比例制得的铸造铝锂合金的透射电镜微观组织照片，由图4(a)合金的明场像可知，合金中分布有少量的针状t1相和片状的θ′(al2cu)相，t1相的面密度降低，没有发现s′相，因此合金时效态的强度、塑性大幅降低；由图4(b)合金的暗场像可知，合金中的主要强化相为球形的δ′粒子，al3(li,zr)复合粒子较少，δ′相容易被位错切过，造成共面滑移和应力集中，降低合金的塑性。本对比例表明添加的mg含量过少时不能有效促进t1相的析出和引入对塑性有提升作用的s′相。
对比例3
本对比例的制备方法与实施例3相同，不同之处在于：添加的mg含量为0.90wt％。
由此制备得到的合金经化学分析合金成分为(wt％)：
li的实得率为：88％，mg的实得率为：89％。
该铸造铝锂合金t6态室温力学性能、弹性模量及密度为：
抗拉强度：420mpa，屈服强度：345mpa，延伸率：2.1％。
弹性模量：77.4gpa，密度：2.562g/cm3。
图5为本对比例制得的铸造铝锂合金的透射电镜微观组织照片，由图5(a)合金的明场像可知，合金中分布有粗大板条状的s′相以及极少量的针状t1相，说明随着mg含量的升高，时效中s′相的析出占据主导地位，使得析出的t1相的数量减少，合金的强度降低；同时由于s′相的分布不均匀，呈粗大板条状，其分散滑移的作用大为减弱，合金的塑性也因此降低。由图5(b)合金的明场像可知合金中的同样析出了大量为球形的δ′粒子和少量al3(li,zr)复合粒子。
对比例4
本对比例的制备方法与实施例3相同，不同之处在于：li的添加方式是以al-li中间合金(含li量为9.5～10.5wt％)的形式加入，加入时仅在覆盖剂的保护下进行。
由此制备得到的合金经化学分析合金成分为(wt％)：
li的实得率为：80％，mg的实得率为：90％。
该铸造铝锂合金t6态室温力学性能、弹性模量及密度为：
抗拉强度：433mpa，屈服强度：360mpa，延伸率：4.5％。
弹性模量：77.8gpa，密度：2.567g/cm3。
对比例5
本对比例的实验合金与实施例3相同，不同之处在于：双级固溶处理的条件为：430℃/32h+520℃/24h，冷水淬火后于175℃时效32h得到t6态合金；
该铸造铝锂合金t6态室温力学性能、弹性模量及密度为：
抗拉强度：393mpa，屈服强度：319mpa，延伸率：3.1％。
弹性模量：77.8gpa，密度：2.567g/cm3。
对比例6
本对比例的实验合金与实施例3相同，不同之处在于：双级固溶处理的条件为：480℃/32h+520℃/24h，冷水淬火后于175℃时效32h得到t6态合金；
该铸造铝锂合金t6态室温力学性能、弹性模量及密度为：
抗拉强度：388mpa，屈服强度：309mpa，延伸率：2.1％。
弹性模量：77.8gpa，密度：2.567g/cm3。
对比例7
本对比例的制备方法与实施例3基本相同，不同之处在于：zr的添加方式是以al-10zr中间合金(含zr量为9.5～10.5wt％)的形式加入，加入时的温度为750～760℃，保温20min以上。
由此制备得到的合金经化学分析合金成分为(wt％)：
li的实得率为：89％，mg的实得率为：90％。
该铸造铝锂合金t6态室温力学性能、弹性模量及密度为：
抗拉强度：435mpa，屈服强度：361mpa，延伸率：4.8％。
弹性模量：77.8gpa，密度：2.567g/cm3。
综上所述，本发明制备的铸造铝锂合金采用在覆盖剂及氩气双重保护下添加li、mg元素，获得了较高的li、mg元素实得率；通过低熔点的al-5wt％zr中间合金的形式添加zr元素，降低了加入温度，减少了高温停留时间；仅通过添加微量mg元素实现了合金的强韧化，省去了其它微量合金元素的添加带来的原料、工艺成本，降低了合金的密度，提高了刚度；且采用分级固溶处理，充分发挥了合金的力学性能，成功开发出一种新型高强韧、成本低廉的铸造铝锂合金。
以上对本发明的具体实施例进行了描述。需要理解的是，本发明并不局限于上述特定实施方式，本领域技术人员可以在权利要求的范围内做出各种变形或修改，这并不影响本发明的实质内容。