都昌兵 ,肖 锎 ,官瑞春 ,彭 靜 ,唐啟東 ,徐進軍,4*

（1.空軍航空維修技術(shù)學院 航空機電設(shè)備維修學院,長沙 410124；2.中機國際工程設(shè)計研究院有限責任公司,長沙 410124；3.國家管網(wǎng)集團北方管道有限責任公司 壓縮機組維檢修中心,河北 廊坊 065000；4.湖南省飛機維修工程技術(shù)研究中心,長沙 410124）

與常規(guī)的2×××系和7×××系鋁合金相比，第三代鋁鋰合金（Al-Cu-Li 系合金）具有密度更低、強韌性匹配更佳以及彈性模量更高的特點[1]。在航空航天領(lǐng)域，鋁鋰合金在抗沖擊以及后續(xù)修復等方面比復合材料具有一定的優(yōu)勢。因此，Al-Cu-Li 合金已成為現(xiàn)代航空航天器制備中不可或缺的輕質(zhì)金屬材料[2]。隨著航空航天工業(yè)的飛速發(fā)展，對鋁鋰合金的要求不再是單純追求減重效果而是朝著高強、高韌以及耐腐蝕等高綜合性能發(fā)展。不同于傳統(tǒng)鑄造工藝制備的Al-Cu-Li 合金，通過噴射成形工藝制備的Al-Cu-Li 合金胚料無宏觀偏析、顯微組織更加均勻精細，為研發(fā)和制備高綜合性能的鋁鋰合金提供了新思路[3-5]。

鋁鋰合金是可熱處理強化合金，晶粒組織結(jié)構(gòu)特征、粗大未溶第二相以及納米析出相的析出行為不僅對合金的力學性能具有顯著影響，還會明顯影響合金的抗腐蝕性能[6]。宏微觀組織特征與合金成分和形變熱處理制度息息相關(guān)，而對于合金成分確定的Al-Cu-Li 系合金，只能通過優(yōu)化后續(xù)的形變熱處理制度來調(diào)控材料的宏觀組織結(jié)構(gòu)和微觀納米析出相的析出行為來進一步提升材料的綜合性能[7-9]，特別是通過調(diào)整時效制度可改變鋁鋰合金中主要強化相的析出行為，從而達到改善合金性能的目的。

Al-Cu-Li 系合金中主要析出相種類有δ′（Al3Li）相、θ′（Al2Cu）相和T1（Al2CuLi）相等。析出相的強化效果依賴于析出相在塑性變形過程中對位錯運動的阻礙作用[10]。可動位錯如果切過析出相（如δ′相）能夠促進合金發(fā)生平面滑移，導致塑性變形的局域化，析出相產(chǎn)生的強化效果較??；位錯如果繞過析出相（如T1和θ′相），有利于合金發(fā)生交滑移，將導致變形更加均勻，產(chǎn)生的強化效果較強[11-13]。析出相是被切過還是繞過主要取決于析出相的類型和析出形態(tài)。在Al-Cu-Li 系合金中，在基體{111}Al面上析出的T1相所形成的臨界分切應(yīng)力大于在{100}Al面上析出的θ′相以及球狀的δ′相。所以，在Al-Cu-Li 合金中，T1相的強化作用明顯高于θ′相和δ′相，為主要強化相[14]。

對固溶態(tài)鋁鋰合金進行冷變形（拉伸或者軋制）處理，能夠在基體中引入更多位錯，從而為后續(xù)時效過程中析出相析出提供額外的形核質(zhì)點，促進強化相在晶粒內(nèi)部的非均勻形核析出，從而提升合金強度。在航空航天領(lǐng)域，除力學性能外，Al-Cu-Li 合金的晶間腐蝕（intergranular corrosion,IGC）性能也是評價材料是否能投入應(yīng)用的重要指標，改善Al-Cu-Li 系合金的抗腐蝕性能也成為一個熱點研究方向。在腐蝕性介質(zhì)中，由于Li 元素具有較強的化學活性，鋁鋰合金中含Li 相（如T1和δ?相等）較基體的腐蝕電位更負[15]，極易發(fā)生腐蝕，從而惡化合金的耐腐蝕性能[16-18]。雖然可以調(diào)整時效工藝來促進T1相析出提高Al-Cu-Li 系合金的強度，但是T1相可能是引發(fā)Al-Cu-Li 系合金產(chǎn)生局部腐蝕的重要原因。

綜上所述可知，同步提升Al-Cu-Li 合金的力學性能和晶間腐蝕性能依然是一個重要的難題。因此，探索不同的時效處理制度對Al-Cu-Li 合金組織和性能的影響仍然是必要的，通過總結(jié)微觀組織演變和性能之間的規(guī)律，不斷優(yōu)化熱處理制度以期進一步開發(fā)合金的潛在利用價值。本工作通過在時效前引入不同的預變形處理（預拉伸或預軋制），研究三種時效制度下Al-Cu-Li 合金的時效析出特性與室溫力學性能和耐腐蝕性能的影響規(guī)律，獲得能夠同步提升Al-Cu-Li 合金力學和耐腐蝕性能的熱處理方法。

1 實驗

采用測量精度為1×10-6的電感耦合等離子原子發(fā)射光譜儀對噴射成形態(tài)Al-Cu-Li 合金的元素成分進行定性及定量分析，測試結(jié)果如表1 所示。對噴射態(tài)合金進行450 ℃/ 24 h+510 ℃/ 24 h 的均勻化處理，然后利用機械法去除合金表面的氧化層和可見缺陷；再采用?400×1000 型二輥熱軋機對合金進行軋制處理，先將合金熱軋至6 mm 厚，再按照6 mm→5 mm→4 mm→3 mm 的冷軋工藝，獲得實驗用3 mm 冷軋板。

表1 Al-Cu-Li 合金的標準化學成分(質(zhì)量分數(shù)/%)Table 1 Standard chemical composition of Al-Cu-Li alloy（mass fraction/%）

1.1 時效制度介紹

冷軋板經(jīng)510 ℃/1.5 h 固溶處理后（淬火轉(zhuǎn)移時間小于3 s），將合金分別進行3 種不同的時效制度處理。為了方便起見，將直接人工時效、預軋制后再人工時效以及預拉伸后再人工時效制度合金，分別命名為AA、RA 和SA，具體時效處理制度如表2 所示。

表2 Al-Cu-Li 合金的時效處理制度Table 2 Aging treatment system for Al-Cu-Li alloy

1.2 力學性能測試

采用HV-1000A 維氏硬度計測試經(jīng)不同時效制度處理試樣的硬度值。測試過程中，施加載荷為9.8 N，加載時間為15 s，每次硬度測試至少5 個點并取其平均值作為最后結(jié)果。采用線切割加工制備標準的室溫拉伸試樣，尺寸如圖1 所示。室溫拉伸測試在DDL100 萬能試驗機上進行。拉伸速率為2 mm/min，借助25 mm MTS 引伸計測定應(yīng)變和總伸長率，試樣的最終強度值為三個拉伸試樣的平均值。

圖1 標準拉伸試樣尺寸示意圖Fig.1 Schematic diagram of standard tensile specimen

1.3 晶間腐蝕及電化學測試

參照國標GB/T 7998—2005 對時效處理后的試樣進行晶間腐蝕測試。腐蝕液成分為：57 g NaCl+1 L 蒸餾水+10 mL H2O2。浸泡實驗時，一個面積為10 mm × 10 mm 的試樣表面暴露于腐蝕溶液中，其余表面采用環(huán)氧樹脂密封。35 ℃恒溫浸泡6 h后，用去離子水清洗試樣并自然風干。將腐蝕試樣垂直于腐蝕面切開后，按金相試樣制備方法進行打磨和拋光，通過金相顯微鏡放大觀察，測量出腐蝕深度并觀察腐蝕形貌。

電化學測試則采用MUL TI AUTOLAB M204三電極電化學系統(tǒng)進行，以鉑片為輔助電極，飽和甘汞電極為參比電極，面積為1 cm2的正方形樣品為工作電極。所有試樣在3.5% NaCl 溶液中浸泡10 min 后，在–1.2～0 VSCE范圍內(nèi)以0.2 mVSCE測量其極化曲線。

1.4 微觀組織表征

用Zeiss EVO MA10 掃描電鏡（scanning electron microscope，SEM）觀察室溫拉伸實驗試樣的斷口形貌。根據(jù)標準的研磨和拋光工藝，將TEM 試樣磨薄至80 μm 左右，并用沖孔器沖出直徑為3 mm的圓盤薄片；然后在30% HNO3+70% CH3OH 電解質(zhì)溶液中對圓盤薄片進行電解雙噴拋光以及減薄處理，拋光過程中加入液氮，使溫度保持在–20 ℃左右。實驗電壓為15～ 20 V，電流為50～70 mA。最后，用FEI Titan F20 G2透射電鏡（transmission electron microscope，TEM）在200 kV 加速電壓下對樣品的微觀組織特征進行識別和觀察。

2 實驗結(jié)果

2.1 預變形處理對合金力學性能的影響

測試三種時效制度下合金硬度隨時效時間的變化情況，圖2 為合金硬化曲線。RA 和SA 時效處理試樣與AA 相比，時效前的預變形產(chǎn)生了明顯的加工硬化作用，如圖2 中箭頭所示，固溶淬火后5%預軋制、5%預拉伸變形處理分別使初始硬度提高至93.1HV 和95.7HV。由圖2 可知，RA 和SA在155 ℃條件下恒溫保存約28 h 后，峰值硬度分別達到167.4HV 和171.8HV；而AA 則需要48 h時才能達到152.6HV 的峰值硬度，明顯比RA 和SA 達到峰值硬度的時間長而且硬度值更低。因此，在人工時效前進行預軋制或預拉伸處理，不僅有利于人工時效過程中提高材料的峰值硬度，而且還可以縮短合金到達峰值硬度的時間。

圖2 AA、RA、SA 三種時效制度下的時效硬化曲線Fig.2 Age hardening curves under three ageing systems of AA,RA and SA

據(jù)時效硬化實驗結(jié)果，選取三種時效制度下的峰值時效試樣進行室溫拉伸實驗。圖3 為不同時效制度處理的峰值時效試樣室溫拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線及性能對比柱狀圖。由圖3 可知，AA、RA、SA 時效制度的屈服強度（yield strength,YS）和極限抗拉強度（ultimate tensile strength,UTS）依次增加，而斷后伸長率（elongation，E）都約為13%。RA 的YS、UTS 以及E值分別為534 MPa、556 MPa 和13.1%，SA 的YS 為 545 MPa、UTS 為568 MPa、E為13.4%。與AA 的YS 值462 MPa、UTS 值513 MPa、E值13.2% 相比，RA 的YS提高15.6%，UTS提高8.4%，SA 的YS提高18%，UTS 提高10.7%，經(jīng)過預變形（RA、SA）處理的試樣綜合力學性能（強度和伸長率）要明顯優(yōu)于人工時效（AA）處理試樣，說明預變形有利于提升Al-Cu-Li 合金的力學性能。

圖3 AA、RA、SA 三種時效制度下力學性能測試結(jié)果（a）應(yīng)力-應(yīng)變曲線;（b）抗拉強度、屈服強度、伸長率的比較Fig.3 Mechanical properties of AA,RA and SA under three ageing systems（a）stress-strain curve;（b）comparison of tensile strength,yield strength and elongation

圖4 為AA、RA 和SA 試樣的典型室溫拉伸斷口形貌。由圖4 可看出，所有斷口中均出現(xiàn)韌窩造成的穿晶以及沿晶斷裂特征。圖4(a)為AA 處理試樣斷口形貌圖，斷口中分布著較多的深淺不一的韌窩，同時也存在沿晶斷裂現(xiàn)象，表現(xiàn)出典型的韌窩型及沿晶解理斷裂的混合型斷裂。圖4(b)和4(c)分別為RA 和SA 處理試樣斷口形貌圖，與AA 相比，三者斷口形貌較為相似，說明三種試樣的斷裂模式相同且斷后伸長率相差不大，這與室溫拉伸測試相吻合。

圖4 室溫拉伸實驗后試樣的斷口形貌（a）AA；（b）RA；（c）SAFig.4 Fracture morphologies of the samples after tensile test at room temperature（a）AA；（b）RA；（c）SA

2.2 預變形處理對合金晶間腐蝕的影響

圖5 為三種時效制度下峰值時效試樣在晶間腐蝕溶液中浸泡6 h 后的晶間腐蝕形貌圖。RD 為軋制方向，ND 為法線方向。AA 制度下表現(xiàn)為全面晶間腐蝕并且伴隨著嚴重坑蝕特征，而且腐蝕坑底部的晶間腐蝕還有向合金內(nèi)部擴展的趨勢，如圖5(a)所示。RA 制度下表現(xiàn)為坑蝕并且蝕坑邊緣伴隨著微弱的局部晶間腐蝕特征，晶間腐蝕逐漸向晶粒內(nèi)部發(fā)展，如圖5(b)所示。SA 制度下無明顯的晶間腐蝕網(wǎng)格狀特征，主要為晶粒內(nèi)部的腐蝕，細小的孔洞結(jié)合形成較大的孔洞形成坑蝕，如圖5(c)所示。此外，由圖5(d)統(tǒng)計的腐蝕深度可以看出，AA、SA 以及RA 試樣的平均腐蝕深度分別為136 μm、109 μm 和121 μm，試樣的晶間腐蝕敏感性為AA>SA>RA。

圖5 試樣在IGC 溶液中浸泡6 h 后的典型截面形貌和腐蝕深度統(tǒng)計（a）AA;（b）RA;（c）SA;（d）腐蝕深度統(tǒng)計Fig.5 Cross sectional mophologies and corrosion depth statistics of peak-aged samples after immersed in ICG solution for 6 h（a）AA；（b）RA；（c）SA；（d）corrosion depth statistics

表3 為不同試樣的最大和最小腐蝕深度值。由表3 可知，最大和最小腐蝕深度變化規(guī)律與試樣的平均腐蝕深度變化規(guī)律相似，進一步表明時效前進行預變形處理可以改善合金的耐腐蝕性能。

表3 不同時效制度下晶間腐蝕形貌特征及深度Table 3 Intergranular corrosion morphologies and depth under different aging systems

2.3 預變形處理對合金微觀組織的影響

圖6 為不同時效制度條件下的試樣沿[110]Al方向拍攝的HAADF-STEM 圖像及其對應(yīng)的選區(qū)電子衍射(SAED)圖譜。如圖6(a)所示，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(a)中紅色的圓點），其余兩個變體與晶帶軸平行組成了菱形的四條芒線（如圖6(a)中紅色的實線）。θ′相以衍射花樣<200>Al方向中的菱形短對角邊芒線的形式出現(xiàn)（圖6(a)中藍色的虛線）。δ′相以選區(qū)電子衍射斑中1/2<220>處的衍射斑點出現(xiàn)（圖6(a)中藍色的三角形）。

由圖6(b)可知，AA 合金中的析出相為較多數(shù)量針狀T1相（橢圓盤片狀T1相通過TEM 電鏡的二維成像呈現(xiàn)出來為針狀）和一定量的θ'相。RA 試樣的析出相形貌與AA 合金有所不同，RA 試樣中存在大量均勻分布且尺寸細小的T1相，如圖6(c)所示。SA 試樣與RA 試樣析出相特征較為相似，試樣中同樣也是大量均勻細小的T1相，SAED 圖譜中的T1相斑點較為明亮清晰，如圖6(d) 所示。由圖6 可知，與AA 處理制度相比，RA 和SA 處理制度試樣的T1相的直徑顯著減小，數(shù)量大幅度增加，并且RA 和SA 試樣中T1相分布更均勻，而AA 試樣中T1相析出相數(shù)量相對較少，析出相間距更大。隨著預變形的引入，合金中析出相的種類、尺寸、形貌以及數(shù)量發(fā)生變化，峰值時效處理后形成大量的T1相作為主要的強化相。

圖6 HAADF-STEM 圖像及其對應(yīng)[110]Al 方向的SAED（a）[110]Al 方向的SADE 衍射斑點示意圖;（b）AA;（c）RA;（d）SAFig.6 HAADF-STEM images taken along [110]Al direction and the corresponding SAED patterns（a）schematic diagrams of SADE diffraction spots in [110]Al direction;（b）AA;（c）RA;（d）SA

為了清楚地描述不同時效制度下主要的T1析出相的變化情況，運用ImageJ 圖像處理軟件，分別對AA、RA、SA 試樣的HAADF-STEM 圖像中T1相的尺寸和數(shù)量密度分布情況進行測量統(tǒng)計分析，結(jié)果如表4 所示。由表4 可知，AA試樣中T1相平均直徑尺寸、面積分數(shù)以及析出數(shù)密度分別為171.1 nm、3.67% 以 及26.4 /μm2；與AA 試樣相比，RA 試樣的析出相直徑明顯減小，析出數(shù)密度增加。RA 試樣中T1相平均直徑尺寸、面積分數(shù)以及析出數(shù)密度分別為37.7 nm、4.63%以 及173.8 /μm2。與RA 試樣相比，SA 試樣中T1相平均直徑尺寸更大（38.3 nm）、面積分數(shù)以及析出數(shù)密度都略低，分別為4.61% 以及167.3/μm2。

表4 三種不同時效制度下T1 相參數(shù)統(tǒng)計Table 4 T1 phase parameter statistics with three aging conditions

3 分析與討論

由實驗結(jié)果可知，不同時效處理后試樣的力學和晶間腐蝕性能存在差異。Al-Cu-Li 合金的性能與時效析出相的類型、尺寸、形貌和數(shù)密度密切相關(guān)。本研究中合金析出相類型主要包括T1和θ′相，前期研究成果表明T1和θ′相之間存在著競爭關(guān)系。

T1相和θ′相與基體分別呈非共格和半共格的關(guān)系，兩種析出相的共格畸變能和界面能均較大，所需形核功較大。為減少形核功，T1相和θ′相往往優(yōu)先在晶體缺陷處非均勻形核，以便減小析出新相所需的界面自由能。在固溶后進行預拉伸或預軋制處理能夠在基體中引入大量位錯[7-10]，溶質(zhì)原子容易在位錯處偏聚形成大量以位錯為中心的溶質(zhì)過飽和區(qū)。基體中高密度位錯的存在導致合金畸變能增加，在這種具有較高能量的位置形成新相，相當于提高了相變自由能，從而為析出相提供驅(qū)動力和形核位置。此外，由于晶體缺陷處原子排列混亂，溶質(zhì)原子沿晶體缺陷的擴散較為容易，從而促進析出相在很短的時間內(nèi)完全析出。強化相的快速析出，加快了合金的時效響應(yīng)速率，縮短了合金到達峰值時效的時間。所以，預變形處理后試樣到達峰值時效的時間都較直接人工時效處理試樣更短。

T1相和θ′相都易在位錯處析出，能量勢壘更低的析出相則優(yōu)先形核析出[11]。位錯促進析出相形核的有效性隨α值的增大而增大，而α值與界面能和相變自由能的函數(shù)關(guān)系如式（1）：

式中：ΔGv為第二相析出時體積自由能的變化；μ為剪切模量；b為柏氏矢量；σ為析出相與基體的界面能。

T1相和θ′相的界面能相似。由于T1相為平衡相，而θ′相為亞穩(wěn)相，故T1相的體積自由能大于θ′相。雖然T1相和θ′相的剪切應(yīng)變能相似，但它們的剪切應(yīng)變所處的晶面和晶向卻不同。θ′相位于(001)Al/[100]Al，而T1相位于(111)Al/[112]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，所以T1相較θ′相更容易在位錯處優(yōu)先形核析出。T1相的大量析出，會消耗基體中的溶質(zhì)Cu 原子，能夠進一步限制θ′相的析出。所以，在RA 和SA 試樣中幾乎只有大量的T1相析出。需要特別指出的是，圖6(c)所示的TEM 結(jié)果是在RA 試樣表面取樣進行觀察，而心部TEM 結(jié)果與人工時效試樣接近，也驗證了在5%預軋制變形處理過程中，塑性變形主要發(fā)生在合金材料的表面[19]。而預拉伸變形過程中試樣變形均勻，有利于位錯均勻分布，試樣的表面和心部TEM 觀察結(jié)果相同。

微觀組織的不同造成了合金的力學性能差異。人工時效峰值態(tài)合金的強化來源主要包括固溶強化（Δσs）和析出強化（Δσp），經(jīng)預變形處理后峰值時效態(tài)合金（RA 和SA 試樣）的強化來源主要包括固溶強化（Δσs）、位錯強化（Δσdis）和析出強化（Δσp）[7]。峰值時效態(tài)合金的屈服強度Δσy可表示為：

將固溶淬火后的合金馬上進行室溫拉伸測試，測得屈服強度為228 MPa。值得注意的是，時效過程中析出第二相會消耗基體中的溶質(zhì)原子，從而降低溶質(zhì)原子的強化作用，但該部分的強化作用與析出強化相比較小，故默認為不變。預變形處理后試樣在常溫下靜置10 min，再進行室溫拉伸測試。測得5%預拉伸后試樣的屈服強度為340 MPa，可認為位錯強化約為112 MPa；5% 預軋制后試樣屈服強度為346 MPa，由軋制變形產(chǎn)生的位錯強化約為118 MPa。說明在5% 預變形量處理下，軋制處理較拉伸處理能產(chǎn)生略強的加工硬化作用。前期研究結(jié)果，經(jīng)過預變形處理的變形態(tài)合金在155 ℃時效溫度下幾乎不會發(fā)生靜態(tài)回復，因此可認為位錯強化導致的強度增量都將獲得保留[7]，故峰值時效態(tài)較預變形態(tài)試樣的強度增量主要是由析出強化導致的。AA、RA 和SA 試樣的析出強化值分別為234 MPa、188 MPa 以及205 MPa。根據(jù)上述分析結(jié)合合金的強度測試結(jié)果，可得如圖7 所示的合金屈服強度分布圖。

由圖7 可知，與AA 試樣相比，RA 和SA 試樣的析出強化作用都有所減小。由于三種試樣中主要的析出相為T1相，且T1相在{111}Al晶面上呈橢圓盤片狀析出，對位錯運動的阻礙作用最為顯著。由于時效處理合金的成分一定且都是峰值時效態(tài)，可假設(shè)T1相體積分數(shù)一定，T1相的析出密度和尺寸與析出強化（?τ）之間存在如式（3）的函數(shù)關(guān)系[7]：

圖7 不同時效制度下Al-Cu-Li 合金的屈服強度組成分布Fig.7 Main component distribution of yield strength of Al-Cu-Li alloy under different aging systems

式中：D為盤片狀T1相的直徑；N為T1相的析出數(shù)密度；t為T1相厚度（不同時效制度下析出相厚度變化不大）。

由式（3）可知，D和N與強度都成正比關(guān)系，t與強度成反比。其中D對第二相強度的影響最大，當D明顯減小時將導致T1相的強化效果降低。因此，與AA 試樣相比，RA 和SA 試樣中的析出強化作用略有減小。因此，RA 和SA 試樣較AA 試樣具有更高的強度，是位錯強化和析出強化共同作用的結(jié)果。

除析出相在晶內(nèi)的析出行為外，析出相在晶界上的析出行為也影響著合金的力學性能。圖8 為AA、RA 以及SA 合金在透射電鏡下[110]Al方向下晶界的HAADF-STEM 照片。在直接人工時效處理過程中，晶界處能夠減少析出相析出所需的形核功，析出相往往優(yōu)先在晶界上析出和生長，如圖8(a)所示。與AA 試樣相比，經(jīng)預變形處理后試樣（包括RA 和SA）中T1相優(yōu)先在晶內(nèi)致密析出，快速消耗了基體中的溶質(zhì)原子，有效地抑制了析出相在晶界上形核和生長。所以，在RA 和SA 試樣中晶界上只有極少數(shù)量的析出相，分別如圖8(b)和圖8(c)所示。在室溫拉伸過程中，晶界上的粗大析出相容易引起合金發(fā)生平面或局部滑移，造成晶界局部區(qū)域產(chǎn)生高應(yīng)力集中區(qū)，從而在晶界處產(chǎn)生位錯堆積，形成空洞并生長，導致合金發(fā)生低能晶間斷裂。減少晶界上析出相數(shù)量有益于減輕合金晶界處的應(yīng)力集中程度，能夠提升合金的斷后伸長率。

圖8 不同時效制度下試樣的晶界HAADF-STEM 圖像（a）AA;（b）RA;（c）SAFig.8 HAADF-STEM images of grain boundaries of samples under different aging systems（a）AA;（b）RA;（c）SA

與AA 試樣相比，SA 試樣中均勻細小的T1相在晶內(nèi)致密析出，并且減少晶界上析出相數(shù)量，能夠有效弱化拉伸變形過程中的應(yīng)力集中效應(yīng)，促進晶界、晶內(nèi)變形更加均勻，從而在提升合金強度的同時提升合金韌性。值得注意的是，由于5%預軋制變形處理引入的位錯主要集中在試樣表層，造成合金的表層和心部組織有所差異，引起合金在拉伸過程中的變形不夠均勻。因此，與AA 試樣相比，預軋制變形處理能夠在略微損害伸長率的前提下，提升合金強度，但效果較SA 試樣略差。

析出相的析出行為對合金的耐晶間腐蝕性能也有重要影響。圖9 為3.5%的NaCl 溶液中AA、RA和SA 試樣的極化曲線。由圖9 可以看出，極化曲線的變化趨勢是一致的，表明試樣的腐蝕反應(yīng)相差不大。

圖9 不同時效制度下合金的電化學極化曲線Fig.9 Electrochemical polarization curves of the alloys under different aging systems

通過外推圖9 中極化曲線的線性Tafel 段可得到自腐蝕電位(Ecorr)和自腐蝕電流(Icorr)，用來評價不同時效制度下合金的腐蝕形態(tài)演變以及腐蝕敏感性的差異，統(tǒng)計結(jié)果如表5 所示。由表5 可以看出，試樣的Ecorr隨著時效前預變形的引入而向正方向移動，AA、RA 以 及SA 試樣的Ecorr分別為–0.666 VSCE、–0.626 VSCE和–0.643 VSCE。相對于合金晶粒內(nèi)部的面積，晶界面積所占比例較小可忽略不計。而T1相的電位較基體更正，晶內(nèi)高密度析出的T1相是合金腐蝕電位降低的主要原因[14-16]。AA、RA 以及SA 試樣的Icorr分別為4.17×10–6A/cm2、1.79×10–6A/cm2和2.51×10–6A/cm2，試樣的Icorr變化趨勢為AA

表5 不同時效制度下合金的極化曲線參數(shù)Table 5 Polarization curve parameters of the alloys under different aging systems

經(jīng)人工時效處理后的合金（AA）中，晶界上有著大量的富Cu 相析出（圖8（a）），容易引起周圍基體發(fā)生腐蝕。致密連續(xù)的晶間析出相為電子轉(zhuǎn)移提供了便捷通道，使合金對晶間腐蝕的敏感性更高并加快了合金的腐蝕速率。因此，在相同的腐蝕時間內(nèi)，AA 試樣較預變形后再進行時效處理試樣的腐蝕深度更深，且沿晶界腐蝕特征較為明顯。而在SA 試樣中，晶粒內(nèi)部T1相的數(shù)量大幅度增加。T1相的腐蝕電位較基體更負，在晶間腐蝕溶液中，Li 在T1相中優(yōu)先發(fā)生溶解，留下了大量的Cu 元素形成富Cu 區(qū)。富Cu 區(qū)與θ′相的作用相似，都較基體電位更正，能使附近基體成為陽極發(fā)生腐蝕。且晶界上析出相的減少，使試樣晶界和晶粒內(nèi)部的電位差降低，不利于腐蝕沿晶界擴展，而有利于促進合金發(fā)生均勻腐蝕，進一步減緩了非均勻性的晶間腐蝕。因此，SA 試樣中T1相在晶內(nèi)均勻致密析出進而夠促進合金在晶內(nèi)發(fā)生均勻腐蝕，析出相間距的減小也不利于腐蝕的快速擴散，腐蝕在空腔周圍擴散緩慢有效地降低了合金的腐蝕速率，減小了合金的腐蝕深度并沿縱深擴展形成腐蝕坑。與預拉伸處理不同，5%的預軋制冷變形使合金表層受到摩擦力的作用比合金里層所受的摩擦力作用小。因此，導致合金表層主要產(chǎn)生拉應(yīng)力，而里層則產(chǎn)生壓應(yīng)力。在隨后155 ℃的時效溫度下，合金的應(yīng)力不能完全釋放，從而合金表層有殘余拉應(yīng)力。合金表層的殘余拉應(yīng)力，會使合金表面晶格產(chǎn)生扭曲甚至微裂紋，從而使合金表面電位降低；在腐蝕介質(zhì)中腐蝕容易沿平行于合金軋制面擴展而不易向縱深方向擴展，所以RA 試樣的晶間腐蝕深度較SA 試樣略低。

4 結(jié)論

（1）時效前引入預變形(預軋制或預拉伸)處理都可以在基體中引入位錯，產(chǎn)生明顯的位錯強化作用。5% 預拉伸變形處理產(chǎn)生的位錯強化作用約為112 MPa，5% 預軋制變形產(chǎn)生的位錯強化約為118 MPa。在5% 預變形處理下，軋制處理較拉伸處理能產(chǎn)生略強的加工硬化作用。此外，兩種預變形處理都可以顯著縮短Al-Cu-Li 合金達到時效峰值狀態(tài)的時間，同時提升合金峰值時效態(tài)的硬度值。

（2）與直接人工時效試樣相比，預拉伸再時效處理后合金晶粒內(nèi)部中主要是均勻細小呈彌散分布的T1相，并且減少晶界上析出相數(shù)量，從而在提升合金強度（抗拉強度為600 MPa，屈服強度為570 MPa）的同時提升合金韌性（伸長率為13.4%）。值得注意的是，由于5%預軋制變形處理引入的位錯主要集中在試樣表層，造成合金的表層和心部組織有所差異。與AA 試樣相比，預軋制變形處理能夠在略微損害伸長率的前提下，提升合金強度，但效果較SA 試樣略差。

（3）預變形處理后再進行人工時效能夠平衡合金晶界和晶粒內(nèi)部的電位差，不利于腐蝕沿晶界擴展，從而降低合金的晶間腐蝕敏感性，促進合金從晶間腐蝕向晶粒內(nèi)部腐蝕轉(zhuǎn)變。T1相在晶粒內(nèi)部均勻致密析出能夠促進合金在晶內(nèi)發(fā)生均勻腐蝕能減小腐蝕速率，并沿縱深擴展形成腐蝕坑。與預拉伸不同，5%的預軋制冷變形使合金表面晶格產(chǎn)生扭曲甚至微裂紋，從而使合金表面電位降低；在腐蝕介質(zhì)中腐蝕容易沿平行于合金軋制面擴展而不易向縱深方向擴展，所以RA 試樣的晶間腐蝕深度較SA 試樣略低。