都昌兵,熊 純,官瑞春,江 茫,唐啟東,徐進(jìn)軍

（1．空軍航空維修技術(shù)學(xué)院 航空機(jī)電設(shè)備維修學(xué)院，長沙 410124；2．中國石油管道壓縮機(jī)組維檢修中心，河北 廊坊065000）

輕質(zhì)綜合性能優(yōu)良的鋁鋰合金能夠從材料自身和結(jié)構(gòu)設(shè)計兩個方面對航空航天器材進(jìn)行減重，已成為現(xiàn)代航空航天領(lǐng)域的理想材料[1-3]。在第三代鋁鋰合金 Al-Cu-Li-X（X 主要包含 Mg、Ag、Zn、Ti、Zr以及Mn等元素）的基礎(chǔ)上，我國通過調(diào)整合金成分，研發(fā)出第四代新型Al-Cu-Li-X系合金，如2A97、X2A66等[4-5]。Al-Cu-Li-X系合金是可時效強(qiáng)化合金，主要的強(qiáng)化相包括：δ′（Al3Li）、θ′（Al2Cu）和 T1（Al2CuLi）[3，6]。進(jìn)行適宜的時效處理是Al-Cu-Li合金改善強(qiáng)塑性的關(guān)鍵手段，常見的時效處理主要包括單級、多級人工時效（T6）及預(yù)變形 + 人工時效（T8）等。與T6時效處理相比，T8時效可增大合金基體位錯密度，促進(jìn)時效過程中強(qiáng)化相的均勻形核析出。

Gable等[7]指出T8時效處理能夠減小T1相的直徑和厚度并顯著增加析出密度，有益于提升合金約100 MPa的屈服強(qiáng)度。鄧燕君等[8]在研究Al-4.16Cu-1.15Li-X合金形變熱處理過程中析出相演變規(guī)律及力學(xué)性能變化時發(fā)現(xiàn)：T6時效處理后，試樣中的析出相以大尺寸的T1相和θ′相為主，而T8時效處理后，T1相的析出密度明顯增多，而θ′相的析出密度則減少。Rodgers等[6]研究不同預(yù)拉伸程度下T1相析出形態(tài)，并定量的分析T1相對2195鋁鋰合金力學(xué)性能生成的影響；隨著預(yù)拉伸量的增加，合金強(qiáng)度不斷增加，但伸長率逐漸下降；當(dāng)預(yù)拉伸量增至15%時，試樣峰值時效態(tài)屈服強(qiáng)度可達(dá)到670 MPa，伸長率為7.5%；Tao等[9]在對Al-4Cu-1Li-0.3Mg 合金進(jìn)行 2% 預(yù)變形 + 125 ℃/32 h的時效處理后，與125 ℃/32 h的人工時效相比，屈服、抗拉強(qiáng)度和伸長率分別提高 94 MPa、48 MPa和2.2%。Li等[10]對比研究三種不同峰值時效制度下Al-3.7Cu-1.5Li-X合金的性能變化，研究結(jié)果表明與單級、雙級人工時效相比，T8（6%預(yù)變形 +135 ℃/60 h）時效能夠在稍微降低伸長率的情況下獲得最高強(qiáng)度，且試樣中只發(fā)現(xiàn)T1強(qiáng)化相。程彬等[11]研究Al-3.81Cu-1.28Li-X時發(fā)現(xiàn)：無論是T6還是T8時效處理，峰值時效態(tài)試樣中的強(qiáng)化相均為T1相和θ′相，但T1相起主要的強(qiáng)化作用；預(yù)拉伸量控制在5%左右時，合金獲得最好的強(qiáng)塑性配比（抗拉強(qiáng)度為623.6 MPa，伸長率為10.2%）。綜上研究成果可知：不同合金成分以及時效制度處理導(dǎo)致鋁鋰合金中強(qiáng)化相的類型、尺寸以及析出密度情況不盡相同，時效析出行為的差異顯著影響合金的力學(xué)性能[12-13]。雖然時效前進(jìn)行預(yù)變形處理有助于提升Al-Cu-Li-X合金力學(xué)性能已成為共識，但不同合金成分下的最佳預(yù)變形量也不盡相同。因此，有必要更加深入的探討新型X2A66合金在不同時效制度以及不同預(yù)拉伸量下，合金的時效析出行為與力學(xué)性能生成的關(guān)聯(lián)性。

本工作結(jié)合一系列的力學(xué)性能測試以及微觀組織觀察，研究時效前預(yù)拉伸處理對X2A66合金力學(xué)性能的影響；進(jìn)一步研究不同預(yù)拉伸量（2.5%、5%和7.5%）對X2A66合金的時效析出特性與力學(xué)性能生成的影響規(guī)律，并對形變位錯強(qiáng)化與析出相強(qiáng)化進(jìn)行定量分析；以期獲得能夠提升X2A66合金力學(xué)性能的熱處理方法并提供實驗參考和理論依據(jù)。

1 實驗材料及方法

采用Al-50Cu以及Al-10Li等中間合金和工業(yè)純 Al、Mg 等為原料，在 LiCl + LiF 熔劑的保護(hù)下在大氣環(huán)境中進(jìn)行熔煉（熔煉溫度750 ℃左右）；待合金充分熔化后，進(jìn)行扒渣處理并沖入C2Cl6在720 ℃ 下精煉 10 min，待充分靜置 30 min 后在氬氣的保護(hù)下將熔液（710 ℃）澆入已預(yù)先加熱至200 ℃左右的方形模具中，待熔液冷卻至室溫后獲得方形合金鑄錠；將方形鑄錠進(jìn)行均勻化處理，再經(jīng)過切頭銑面機(jī)械去除后在460 ℃下保溫6 h；隨后在?400 mm × 1000 mm 二輥熱軋機(jī)上進(jìn)行熱軋（每道次軋制量控制在30%左右）加工至4 mm，再冷軋至2 mm獲得本實驗用板材，其化學(xué)成分如表1所示。

表1 X2A66 合金的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%）Table 1 Chemical composition of the X2A66 alloy （ mass fraction/%）

圖1 室溫拉伸樣品尺寸示意圖Fig.1 Size diagram of the tensile specimen at room temperature

沿實驗板材的軋制方向切取如圖1所示的標(biāo)準(zhǔn)室溫拉伸試樣，試樣經(jīng)510 ℃/1 h固溶處理后淬火至室溫（淬火轉(zhuǎn)移時間少于 5 s），隨后在DDL100電子萬能材料試驗機(jī)上進(jìn)行不同變形量（0%、2.5%、5%、7.5%）的預(yù)拉伸處理（借助引伸計精確控制變形量），所有預(yù)拉伸后的試樣都在155 ℃下進(jìn)行不同時間的時效處理，并分別簡稱為AA（0%）、P1（2.5%）、P2（5%）和 P3（7.5%）。

通過維氏硬度和室溫拉伸實驗來評估時效處理對X2A66合金力學(xué)性能的影響。在顯微維氏硬度HV-1000A儀上進(jìn)行硬度測試，實驗所用載荷為1 kg、加載時間為 10 s，所得硬度值為最少 5 個測試值的平均值。在DDL100電子萬能材料試驗機(jī)進(jìn)行室溫拉伸試驗，拉伸速率為2 mm/min。采用MA10掃描電子顯微鏡（SEM）對拉伸試樣斷口進(jìn)行觀察。透射電鏡樣品用砂紙精磨至約為80 μm，并借助沖孔器沖壓成直徑約為3 mm的小圓片。隨后采用MTP-1A型雙噴電解減薄儀對小圓片進(jìn)行減薄、穿孔處理，實驗過程中電解溶液配比為30%HNO3+ 70%CH3OH，實驗溫度在–20 ℃ 以下，實驗電壓設(shè)置為10～20 V。最后，用TECNAIG20型透射電鏡（TEM）對制備好的標(biāo)準(zhǔn)試片進(jìn)行透射電子顯微分析，實驗過程各階段示意圖如圖2所示。

圖2 實驗過程各階段示意圖Fig.2 Schematic diagram showing treatment procedures of different stages during experimental process

2 實驗結(jié)果

2.1 時效動力學(xué)

圖3所示為固溶態(tài)X2A66合金經(jīng)不同變形量（0%、2.5%、5%、7.5%）的預(yù)拉伸后，在 155 ℃時效溫度下，測試不同時效時間樣品的硬度值繪制而成的時效硬化曲線。由圖3可以看出，固溶態(tài)樣品經(jīng)預(yù)拉伸后，隨著變形量的增加，初始硬度值不斷增加；經(jīng)2.5%、5%、7.5%預(yù)變形后，合金初始硬度值從81.9HV分別提高至96.8HV、107.5HV、125.9HV，應(yīng)變強(qiáng)化效果明顯。時效開始后，4種制度下的試樣都呈現(xiàn)出明顯的時效硬化效應(yīng)。隨著時效時間的增加，AA試樣硬度值逐漸增加，在48 h附近硬度達(dá)到峰值（193.2HV）。與 AA相比，P1、P2、P3的時效響應(yīng)速率明顯加快，都在28 h左右達(dá)到峰值且硬度值也依次升高，分別為195.5HV、201.7HV、202.8HV，所有試樣在到達(dá)峰值硬度后均在一定時間（60 h）內(nèi)保持穩(wěn)定。時效動力學(xué)以及峰值硬度的差異與時效過程中析出的強(qiáng)化相種類、密度、尺寸等變化有關(guān)。

圖3 合金在四種不同時效制度下的時效硬度曲線Fig.3 Age hardening curves of the alloy four different aging treatment conditions

根據(jù)圖3所示的硬化曲線結(jié)果，分別選取四種時效制度下峰值態(tài)的試樣進(jìn)行室溫拉伸力學(xué)性能測試。除特別說明外，以下文章中的AA、P1、P2和P3均指四種時效制度下的時效峰值狀態(tài)。

2.2 力學(xué)性能測試

根據(jù)時效硬化曲線結(jié)果，分別選取各時效制度下峰值態(tài)試樣進(jìn)行室溫拉伸力學(xué)性能測試，其測試結(jié)果以及對應(yīng)的應(yīng)力應(yīng)變曲線如圖4所示。由圖4（a）可知，不同時效制度處理合金試樣的強(qiáng)度（抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度）與峰值硬度變化規(guī)律基本一致。值得注意的是，P1、P2和P3試樣的強(qiáng)度要明顯高于人工時效處理合金試樣（AA），說明預(yù)變形處理確實有利于提升X2A66合金的力學(xué)性能。AA處理后試樣的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度以及伸長率分別為 566 MPa、597 MPa以及 10.9%。與 AA 相比，時效前進(jìn)行2.5%預(yù)拉伸處理（P1），合金屈服強(qiáng)度只提升了9 MPa，增量不多；預(yù)拉伸量增加至5% 時（P2），屈服強(qiáng)度增加 27 MPa，抗拉強(qiáng)度增加14 MPa且伸長率（10.7%）幾乎沒有降低；預(yù)拉伸量進(jìn)一步增加到7.5%時，屈服強(qiáng)度增加32 MPa，抗拉強(qiáng)度增加12 MPa，但伸長率下降至9.3%。

圖4 四種不同時效制度下室溫拉伸測試結(jié)果 （a）力學(xué)性能；（b）應(yīng)力應(yīng)變曲線Fig.4 Tensile test results of the studied alloy under four different aging conditions （a）mechanical properties；（b）stress strain curve

從實驗結(jié)果可知，預(yù)拉伸處理提升屈服強(qiáng)度較抗拉強(qiáng)度更為明顯，且變形量對合金力學(xué)性能生成具有一定的影響。其中，5%的預(yù)拉伸對于優(yōu)化合金強(qiáng)度和伸長率的匹配效果最佳。

對四種不同時效制度下的拉伸試樣斷口進(jìn)行SEM分析，其典型拉伸斷口形貌如圖5所示。由圖5可知，所有試樣斷口中均呈現(xiàn)出韌窩、穿晶以及沿晶斷裂等特征，但三者比例不盡相同。AA處理試樣斷口中存在較多的深淺不一的韌窩同時也有沿晶斷裂現(xiàn)象，如圖5（a）所示。對比圖5（a）、（b）、（c）可知，AA、P1以及 P2三者斷口形貌較為相似，韌窩分布區(qū)域廣、數(shù)量多且韌窩較深，其斷裂模式為典型韌性斷裂模式，具有更高的斷后伸長率。圖5（d）所示為P3處理試樣斷口形貌圖，與AA相比，P3斷口試樣中的韌窩數(shù)量明顯減少、斷口處有明顯的分層特性，沿晶斷裂特征更加明顯且比重加大，呈現(xiàn)出典型的準(zhǔn)解理性斷裂。

2.3 透射組織觀察

圖5 四種不同時效制度下室溫拉伸斷口 （a）AA；（b）P1；（c）P2；（d）P3Fig.5 Tensile fracture images of the alloy four different aging conditions （a）AA；（b）P1；（c）P2；（d）P3

根據(jù)文獻(xiàn)[3，14]的報道，圖 6為 Al-Cu-Li合金在[110]Al方向上的衍射斑點校準(zhǔn)示意圖。T1相具有六方晶格結(jié)構(gòu)，其晶格常數(shù)為 a = 0.4965 nm，c = 0.9345 nm，慣析面為{111}面。在 [110]Al方向上，T1相的兩個變體偏離晶帶軸，從而在衍射花樣中的1/3<220>Al和2/3<220>Al菱形長對角線處產(chǎn)生斑點（圖6中紅色的圓點），其余兩個變體與晶帶軸平行組成菱形的四條芒線（如圖6中紅色的實線），需要指出的是T1相實際上為盤片狀但在透射電鏡下[110]Al方向下顯示為針狀。θ′相為正方晶格結(jié)構(gòu)，晶格常數(shù) a = 0.404 nm，c = 0.58 nm，慣析面為{100}面。θ′相剛好位于正交立方軸上，所以以衍射花樣<200>Al方向中的菱形短對角邊芒線的形式出現(xiàn)（圖6中綠色的虛線）。δ′相為L12結(jié)構(gòu)球狀相，晶格常數(shù) a = 0.4304～0.4308 nm，與基體共格，以選區(qū)電子衍射斑中1/2<220>處的衍射斑點出現(xiàn)（如圖6中藍(lán)色的圓點）。

圖6 [110]Al軸 T1，θ′，δ′析出相的透射電子衍射斑點示意圖Fig.6 Schematic electron diffraction patterns showing T1，θ′，δ′ precipitates reflections and typical double diffraction relative to the aluminum matrix in the incidence direction [110]Al

圖7所示為時效處理后試樣在透射電鏡下[110]Al方向下的 TEM 暗場像（dark field，DF）照片及TEM選區(qū)衍射譜（如圖中右上角所示）。為更加清楚的了解T1相的析出密度和尺寸分布，采用Image J軟件對不同區(qū)域的多張TEM圖片進(jìn)行統(tǒng)計，其結(jié)果如圖8所示。通過觀察圖7右上角TEM選區(qū)衍射譜可知，AA處理試樣中主要的強(qiáng)化相有 T1和 δ′相（與文獻(xiàn) [5，15]結(jié)果一致）；與AA相比，P1處理后試樣中主要的強(qiáng)化相也是T1和 δ′相，但 δ′相斑點較 AA 試樣更弱，說明 δ′相的析出量較少。而P2、P3處理試樣中只有清晰的T1相衍射條紋顯示，且沒有發(fā)現(xiàn)明顯的δ′相衍射斑點。

結(jié)合圖7所示的TEM暗場像照片和圖8所示的統(tǒng)計結(jié)果可知，AA處理試樣中有大量針狀的直徑尺寸分布在10~90 nm的T1相析出，且存在一定區(qū)域的無沉淀析出區(qū)（none precipitation zone），說明析出相分布不夠均勻且析出密度不高（204.1 個/μm2）。與AA相比，P1處理后試樣中的T1析出數(shù)量增多（287.9 個/μm2），無沉淀析出區(qū)范圍減小，如圖7（b）所示。預(yù)變形量至5%時（P2），合金中幾乎不存在無沉淀析出區(qū)，T1相的析出密度也增加至 324.5 個/μm2，特別是直徑為 10～39 nm 的小尺寸T1相顯著增加，占比高達(dá)73.6%。與P2相比，預(yù)拉伸量提升至7.5%時（P3），合金中T1相的析出密度進(jìn)一步增加至 343.8 個/μm2，小尺寸 T1相的占比也提升至75.3%，說明T1相尺寸更加細(xì)小且分布均勻。由圖8（b）可知，隨預(yù)拉伸量的增加，合金T1相的平均直徑逐漸減小，析出密度逐漸增加。說明時效前進(jìn)行預(yù)拉伸處理能夠促進(jìn)T1相在晶內(nèi)高密度均勻細(xì)小析出。

圖8 四種不同時效制度下T1相相關(guān)參數(shù)的統(tǒng)計結(jié)果 （a）直徑分布圖；（b）析出密度和平均直徑Fig.8 Statistical results of T1 precipitate correlation parameters under four aging conditions （a）evolution of the diameter distribution of T1 precipitate；（b）statistical results of precipitation density and average diameter of T1 precipitate

3 討論與分析

上述研究結(jié)果表明，X2A66合金的強(qiáng)度與其時效析出相的組成密切相關(guān)，而析出相的強(qiáng)化效果取決于析出相的類型、尺寸、形貌和數(shù)密度等。Al-Cu-Li合金的主要時效析出強(qiáng)化相包括T1、θ′和δ′相。T1相和θ′相都與基體為非共格關(guān)系，所需的形核功較大，為減少形核功極易在晶體缺陷處析出，以便減小形核析出所需的界面自由能[16-17]。T1相和θ′相的界面能相似，T1相的體積自由能則大于θ′相；雖然T1相和θ′相的剪切應(yīng)變相似，但T1相的剪切應(yīng)變位于（111）Al[112]Al，而 θ′相的剪切應(yīng)變位于（001）Al[100]Al。由于 T1相的剪切應(yīng)變位于鋁基體位錯的柏氏矢量所在的（111）Al晶面，因此，T1相較θ′相更容易在位錯上優(yōu)先形核析出。T1相的持續(xù)析出勢必消耗基體中的溶質(zhì)Cu原子，又進(jìn)一步限制θ′相的形核析出[3]。具有L12結(jié)構(gòu)的球狀 δ'相與基體幾乎共格，且 δ'相界面能很?。?.014 個J/m2），但與空位和Li原子的結(jié)合能卻較高（0.26 eV），在淬火和時效初期就能夠彌散析出。所以，在AA處理試樣中只有T1和δ'相。預(yù)變形處理能夠在基體內(nèi)引入大量位錯，位錯可以作為Cu、Li原子快速擴(kuò)散區(qū)域為T1相的快速析出創(chuàng)造優(yōu)異條件[16]。所以，預(yù)變形處理后試樣的T1相析出密度不斷增加。預(yù)拉伸為2.5%時（P1），引入的位錯為T1相析出提供更多的形核質(zhì)點但析出密度增加量不多，基體中Li原子的過飽和度仍足以維持δ'生長。所以P1試樣中還有少量的δ'相存在。當(dāng)預(yù)拉伸量增加至5%、7.5%時，T1相的高密度析出消耗大量 Li，有效的抑制δ′析出和生長，所以P2和P3試樣中幾乎沒有δ′相，只有T1相[10]，這與圖7所觀察到的實驗結(jié)果相吻合。

在基體{111}面上析出的片狀粒子形成的臨界分切應(yīng)力增量Δτ總是大于{100}面上析出的球狀粒子，故T1相的強(qiáng)化效果明顯高于δ′相；且T1相的析出密度遠(yuǎn)高于δ′，所以合金主強(qiáng)化相為T1相。T1相的高密度析出減小了析出相間的距離，從而縮短溶質(zhì)原子的擴(kuò)散路徑并加速溶質(zhì)溶解降低了基體溶質(zhì)過飽和度，最終減小了T1相直徑，這與圖8所示的統(tǒng)計結(jié)果相一致。在室溫拉伸過程中，在T1相的周圍產(chǎn)生應(yīng)力場，從而加大位錯移動所需的臨界切應(yīng)力。T1相的致密析出，增大了位錯的線張力，使位錯移動越困難；因此，需要較大的拉應(yīng)力才會使合金發(fā)生屈服變形，從而能夠有效的提高合金的屈服強(qiáng)度。根據(jù)Rodgers等[6]的研究成果，經(jīng)預(yù)拉伸處理的時效態(tài)鋁鋰合金的屈服強(qiáng)度σy可以簡化為式（1）：

式中：σy是合金的屈服強(qiáng)度；M是Taylor因子；τB是基礎(chǔ)強(qiáng)度（恒定的剪切強(qiáng)度和固溶強(qiáng)化的綜合結(jié)果）；τs和τp分別是形變位錯強(qiáng)化和T1相析出強(qiáng)化的強(qiáng)度。需要指出的是：第二相的析出會消耗基體中的溶質(zhì)原子，但大量的Cu原子在時效后仍然存在于基體中，所以在時效過程中本文假定合金基礎(chǔ)強(qiáng)度保持不變。預(yù)拉伸處理后試樣基體中將引入大量位錯，產(chǎn)生明顯的應(yīng)變強(qiáng)化（見圖3所示的初始硬度值），前期研究結(jié)果表明預(yù)拉伸處理后試樣在155 ℃的時效溫度下幾乎沒有發(fā)生靜態(tài)回復(fù)，可以認(rèn)為在峰值時效態(tài)合金中，位錯強(qiáng)化導(dǎo)致的屈服強(qiáng)度增量都將大部分保留。將固溶態(tài)試樣進(jìn)行預(yù)拉伸處理后，取下變形后試樣在常溫下靜置10 min后進(jìn)行室溫拉伸測試，固溶態(tài)試樣、2.5%、5%以及7.5%預(yù)拉伸后試樣屈服強(qiáng)度分別為176 MPa、305 MPa、363 MPa和 422 MPa。在此基礎(chǔ)上，預(yù)拉伸后試樣進(jìn)行峰值時效處理后，屈服強(qiáng)度的增加可認(rèn)為是T1相的析出強(qiáng)化所致。圖9所示為四種不同時效處理峰值時效態(tài)合金的主要強(qiáng)化機(jī)制的分布圖。由圖9可知，隨著預(yù)拉伸量的增加，形變位錯強(qiáng)化效果明顯增大，而T1相的析出強(qiáng)化效果逐漸減小。

圖9 不同時效制度下X2A66合金的屈服強(qiáng)度組成分布Fig.9 The main components distribution to the yield strength of X2A66 alloy under different aging systems

Rodgers[6]和Dorin等[18]根據(jù)T1相與位錯的交互作用機(jī)制，在假設(shè)T1相體積分?jǐn)?shù)一定時（合金成分一定時，峰值時效態(tài)試樣的析出相體積分?jǐn)?shù)為定值。）建立了T1相的析出密度和尺寸與析出強(qiáng)化（?τ）之間的函數(shù)關(guān)系：

式中：D為盤片狀T1相的直徑；N為T1相的數(shù)密度；t為T1相厚度。由上述公式可知，D和N皆與強(qiáng)度成正比關(guān)系，t與強(qiáng)度成反比。其中D對第二相強(qiáng)度的影響最大，當(dāng)D減小時將導(dǎo)致T1相的強(qiáng)化效果降低。圖10（a）為AA處理后T1相高分辨TEM 圖，圖 10（b）為 P2 試樣。用 Image J軟件對T1相厚度進(jìn)行測量，不同時效處理后T1相都約為1.86 nm，說明預(yù)拉伸處理不明顯改變T1相厚度。將圖8（b）所測的T1相直徑和析出密度代入公式（2）計算可知：AA、P1、P2和P3處理后試樣的析出強(qiáng)化?τ值依次減小，這與圖 9所測的結(jié)果相吻合。

圖10 T1 相高分辨圖 （a）AA；（b）P2Fig.10 HRTEM images of the T1 precipitates （a）AA；（b）P2

圖11 不同時效制度下處理后試樣的晶界 TEM 圖 （a）AA；（b）P1；（c）P2；（d）P3Fig.11 TEM images of the specimens treated under four different ageing systems （a）AA；（b）P1；（c）P2；（d）P3

此外，合金的力學(xué)性能與晶界的析出行為有關(guān)，特別是沿晶界無沉淀帶（PFZ）。圖11為不同時效處理制度下試樣的晶界TEM圖。在拉伸過程中，PFZ容易產(chǎn)生應(yīng)力集中，過早的引起合金發(fā)生沿晶的脆性斷裂，所以有PFZ的AA和P1試樣的強(qiáng)度都不高（如圖 11（a）、（b）所示）；而 P2處理在基體引入位錯為T1相在基體內(nèi)析出提供了形核質(zhì)點，基體中均勻析出的T1相，能夠有效的窄化甚至消除晶界PFZ（如圖11（c）所示）；析出相均勻分布在基體中有助于材料均勻變形，所以P2處理試樣能夠獲得高強(qiáng)度的同時保持較高的伸長率。與P2相比，P3也消除了 PFZ（如圖 11（d）所示），但T1相析出密度過高導(dǎo)致合金易在T1相的周圍發(fā)生應(yīng)力集中；造成合金在強(qiáng)度增幅不大的情況下，顯著降低了其伸長率。

4 結(jié)論

（1）與AA處理試樣相比，引入預(yù)拉伸后加速合金時效響應(yīng)速率，縮短峰值時效時間；隨著預(yù)變形量的增加，P1、P2和P3試樣的峰值時效態(tài)硬度值也有所增加。

（2）AA和P1處理后試樣中主要的強(qiáng)化析出相有 T1相和δ′相；增加預(yù)拉伸量至 5%、7.5%時，T1相析出密度顯著增加，直徑減?。桓呙芏萒1相的析出消耗了大量Li，抑制了δ′相的形核生長，所以試樣中沒有發(fā)現(xiàn)δ′。預(yù)拉伸處理能夠增加T1相的析出密度，細(xì)化T1直徑，但不改變T1相厚度（約為1.86 nm）。

（3）增加預(yù)變形量，使峰值時效態(tài)試樣的強(qiáng)度升高。其中，形變位錯強(qiáng)化作用隨預(yù)拉伸量的增加而升高，T1相析出強(qiáng)化作用逐漸減小，但所有試樣中析出強(qiáng)化都大于形變位錯強(qiáng)化。5%的預(yù)拉伸量使T1相在基體內(nèi)均勻細(xì)小析出以及消除了PFZ獲得了良好的晶界析出形貌，使P2試樣獲得最佳的強(qiáng)塑性配比。預(yù)拉伸量增加7.5%時，基體內(nèi)T1相析出密度過高導(dǎo)致合金易在T1相的周圍發(fā)生應(yīng)力集中，使試樣伸長率下降明顯。