本发明属于金属材料类及冶金领域，涉及一种含钪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,sc,zr)及相应热处理工艺条件获得一种密度低、弹性模量高、高强韧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。
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。目前开发出的铸造铝锂合金的强度和延伸率较低，强度方面难于与传统的铸造高强铝合金(zl201、zl205a)比肩。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％)。
sc是al合金中一种高效细化剂，添加微量的sc可以显著细化晶粒，同时提高材料的强度和韧性。在al合金中添加sc会形成大量al3sc粒子，al3sc的晶格常数为0.4103nm，与al基体的错配度仅为1.32％，与基体是完全共格的，可以有效细化晶粒和提高合金的强度。同时添加微量的sc和zr还可以形成共格的al3(sc,zr)复合粒子，细化晶粒、抑制再结晶的效果更好，同时带来更好的强化效果。根据也有的文献，这些al3(sc,zr)在随后的时效过程中充当强化相(al3li)的形核、生长基底，形成以al3(sc,zr)为核，以(al3li)为壳的核壳结构的al3(li,sc,zr)复合强化粒子，有利于提高合金的强度和塑性。
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、超高强度、高韧性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,sc,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，比现有的铸造铝锂合金更高的强度和延伸率，强度与高强铸造铝合金(zl205a等)相当。
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钪铸造铝锂合金，其由按重量百分数计的如下元素组成：
li：1.6～1.99％，cu：0.9～1.9％，mg：0.2～0.7％，zr：0.1～0.25％，sc：0.05～0.35％，余量为铝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的添加可以引入s′(al2cumg)相，促进t1(al2culi)相(铝锂合金中强化效果最好的沉淀相)的析出；微量的sc的添加起到两方面重要作用，一方面可以显著细化晶粒组织，起到细晶强化的作用，同时提高材料的强度和塑性；另一方面，sc和zr还可以形成纳米级的al3(sc,zr)复合粒子，为t1相、s′相和δ′(al3li)相的析出提供基底，从而提高材料的强度；同时，时效中形成的以al3(sc,zr)为核，以δ′(al3li)为壳的核壳结构的al3(li,sc,zr)复合强化粒子不能被位错切过，可以提高合金的塑性。
sc的范围是0.05～0.35％，是因为适量的sc元素的添加可以使得合金的强度、塑性得到提高的同时控制合金的原料成本；若sc含量低于这一范围，则无法有效细化合金的晶粒；若sc含量高于这一范围，则合金中将析出较多粗大的方块状初生al3(sc,zr)相，初生al3(sc,zr)相会大幅降低基体中sc和zr的浓度，大幅减少纳米级的al3(sc,zr)的数量，同时粗大的初生al3(sc,zr)相还会充当塑性变形过程中的裂纹源，降低裂纹扩展阻力，严重恶化合金的强度和韧性；同时sc含量过高将大幅提升合金的原料成本。
作为优选方案，所述fe元素的含量小于0.15％。
第二方面，本发明还提供了一种如权利要求1所述的含钪铸造铝锂合金的制备方法，其包括如下步骤：
s1、按元素的计量比分别称取al-cu中间合金、al-zr中间合金、al-sc中间合金、纯锂、纯镁和纯铝，并将除纯锂以外的其他原料预热至180～250℃；
s2、将纯铝熔化后，在760～770℃下加入al-sc中间合金，熔化后在740～760℃下加入al-cu中间合金，待铝液温度回升到750℃保温，加入al-zr中间合金，熔化后形成熔体，并在所述熔体的表面撒覆盖剂；
s3、待所述熔体的温度降至730～740℃后，在氩气保护的条件下加入纯镁，搅拌均匀后，将纯锂压入熔体内，待纯锂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三级固溶处理和单级时效处理后，得到所述含钪铸造铝锂合金。
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al-cu中间合金中，cu的重量百分数为49～51％；al-zr中间合金中，zr的重量百分数为4.8～5.3％；al-sc中间合金中，sc的重量百分数为1.8～2.3wt％。
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10min。
作为优选方案，步骤s4中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180～220℃。
作为优选方案，步骤s5中所述的三级固溶处理的具体操作为：先在440～460℃下处理32h，再在510～520℃下处理24～32h，最后在530～540℃下处理1～6h；所述单级时效处理的处理温度为150～190℃，处理时间为16～48h。
所述制备方法步骤e中的三级固溶处理具体采用：440～460℃下处理32h，再在510～520℃下处理24～32h，最后在530～540℃下处理1～6h。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可能会熔化，出现过烧组织，严重恶化合金的机械性能。510～520℃固溶处理24～32h，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)尽可能得以充分溶解，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可能会熔化，形成复熔球，出现过烧组织；最后在530～540℃下处理1～6h，是为了通过高温短时固溶使得极少量未溶的al2cu及al2culi相得以溶入基体内，同时尽可能提高合金中溶质和空位的过饱和度；若固溶温度高于此温度范围，晶粒会发生较为明显的粗化。
热处理工艺很大程度上决定了铝锂合金的性能，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′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，增大沿晶断裂的倾向，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。
本发明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，大幅提高现有铸造铝锂合金的强度水平，提高材料的刚度，在新型鱼雷壳体、导弹壳体等军工与航天航空领域具有广阔应用前景。
与现有技术相比，本发明具有如下的有益效果：
1、采用al-2％sc中间合金和熔点较低的al-5％zr中间合金作为晶粒细化剂，晶粒的细化效果十分显著，并且生成大量al3(sc,zr)弥散相；固溶时抑制晶粒长大粗化，并且在时效时可以充当强化相的异质形核点，促进强化相的析出；
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、添加微量的mg元素可以降低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；
6、添加微量的sc元素的存在可以降低时效过程中δ′以及δ′-pfzs(晶界无析出带)的粗化速率，减小应力集中和晶界无沉淀带的宽度，提高合金的塑性；
7、s′相通常需在位错等缺陷附近形核，铸造合金中位错密度低，并且无法通过预应变(t8处理)引入位错，如何促进铸造铝锂合金中s′相的均匀、弥散析出是一个难题。本发明中发现微量sc元素的存在可以提高s′相的析出动力学，促进s′相的析出，提高其面密度，细化s′相的形貌，从而提高合金t6态的强度和塑性；
8、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。大幅度提高现有的铸造铝锂合金的强度水平，同时保持较高的塑性。
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′弥散分布，图3(b)为暗场相，基体中同样存在al3(li,sc,zr)复合粒子及球形al3li相，除了常规的核壳结构的al3(li,sc,zr)复合粒子之外，还有少量棒状al3(li,sc,zr)复合粒子；
图4为对比例1制得的铸造铝锂合金与实施例3中制得合金的金相组织照片对比，图4(a)为对比例1铸态合金的金相组织，图4(b)为实施例3铸态合金的金相组织，图4(c)为对比例1固溶态合金的金相组织，图4(d)为实施例3固溶态合金的金相组织。
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、al-sc预热到180～225℃，然后将纯铝放入石墨坩埚中熔化。铝锭熔化后，在760～770℃加入al-sc中间合金，待其熔化后搅拌均匀，在740～760℃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＝1:3～1:2)，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10min。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+530℃/4h三级固溶热处理，冷水淬火。
经化学分析合金成分为(wt％)：
li的实得率为：89％，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：401mpa，屈服强度：240mpa，延伸率：20.3％。
弹性模量：78.2gpa，密度：2.580g/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细小等轴晶结构，平均晶粒尺寸约为53.4μm，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、al-sc预热到180℃～225℃，然后将纯铝放入石墨坩埚中熔化。铝锭熔化后，在760～770℃加入al-sc中间合金，待其熔化后搅拌均匀，在740～760℃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＝1:3～1:2)，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20min。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+530℃/2h三级固溶热处理，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：89％，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：486mpa，屈服强度：415mpa，延伸率：5.0％。
弹性模量：78.3gpa，密度：2.584g/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，铸态合金的晶粒呈细小等轴晶结构，平均晶粒尺寸约为22.9μm，晶界附近存在着不连续分布的非平衡第二相；经固溶处理后，从图2(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3
先将纯铝、纯镁及中间合金al-cu，al-zr、al-sc预热到180～225℃，然后将纯铝放入石墨坩埚中熔化。铝锭熔化后，在760～770℃加入al-sc中间合金，待其熔化后搅拌均匀，在740～760℃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℃/28h+530℃/1h三级固溶热处理，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：90％，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：481mpa，屈服强度：408mpa，延伸率：6.4％。
弹性模量：78.1gpa，密度：2.582g/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相和细长板条状s′相；由图3(b)合金的暗场像可知，合金中同样存在均匀析出的球形δ′粒子以及al3(li,sc,zr)复合粒子；除了常规的核壳结构的al3(li,sc,zr)复合粒子之外，还有少量棒状al3(li,sc,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、al-sc预热到180～225℃，然后将纯铝放入石墨坩埚中熔化。铝锭熔化后，在760～770℃加入al-sc中间合金，待其熔化后搅拌均匀，在740～760℃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℃/28h+530℃/1h三级固溶热处理，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：90％，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：450mpa，屈服强度：378mpa，延伸率：6.5％。
弹性模量：77.9gpa，密度：2.572g/cm3。
实施例5
先将纯铝、纯镁及中间合金al-cu，al-zr、al-sc预热到180～225℃，然后将纯铝放入石墨坩埚中熔化。铝锭熔化后，在760～770℃加入al-sc中间合金，待其熔化后搅拌均匀，在740～760℃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℃/28h+530℃/1h三级固溶热处理，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：90％，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：475mpa，屈服强度：390mpa，延伸率：6.0％。
弹性模量：78.1gpa，密度：2.583g/cm3。
对比例1
先将纯铝、纯镁及中间合金al-cu，al-zr预热到180～225℃，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20min。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175℃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：2.576g/cm3。
图4为对比例1制得的铸造铝锂合金与实施例3中制得合金的金相组织照片的对比，图4(a)为对比例1铸态合金的金相组织，图4(b)为实施例3铸态合金的金相组织，图4(c)为对比例1固溶态合金的金相组织，图4(d)为实施例3固溶态合金的金相组织。可以看出：添加0.2wt％的sc对合金的组织有十分显著的细化作用，从本对比例的室温力学性能与实施例3相比较可以发现，合金的强度和塑性都得到大幅度提升。
对比例2
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：76％，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：401mpa，屈服强度：313mpa，延伸率：2.8％。
弹性模量：77gpa，密度：2.59g/cm3。
对比例3
该对比例的铝锂合金根据专利cn201610200924.5中的说明书实施例4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：87％；
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：408mpa，屈服强度：325mpa，延伸率：2.9％。
弹性模量：82.5gpa，密度：2.5g/cm3。
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：添加的sc含量为0.02wt％。
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：87％，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：449mpa，屈服强度：375mpa，延伸率：5.7％。
弹性模量：77.8gpa，密度：2.578g/cm3。
对比例5
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sc含量为0.40wt％。
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：475mpa，屈服强度：423mpa，延伸率：2.7％。
弹性模量：78.3gpa，密度：2.585g/cm3。
对比例6
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：85％，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：477mpa，屈服强度：402mpa，延伸率：5.5％。
弹性模量：78.1gpa，密度：2.582g/cm3。
对比例7
本对比例的实验合金与实施例3相同，不同之处在于：三级固溶处理的条件为：430℃/32h+520℃/28h+530℃/1h三级固溶热处理，冷水淬火后于170℃时效16h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：453mpa，屈服强度：388mpa，延伸率：3.4％。
弹性模量：78.1gpa，密度：2.582g/cm3。
对比例8
本对比例的实验合金与实施例3相同，不同之处在于：三级固溶处理的条件为：430℃/32h+520℃/28h+545℃/1h三级固溶热处理，冷水淬火后于170℃时效16h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：484mpa，屈服强度：403mpa，延伸率：4.7％。
弹性模量：78.1gpa，密度：2.582g/cm3。
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。