時效處理對新型超高強Al-Cu-Li-X合金薄板的力學性能和微觀組織的影響

汪潔霞，劉晴，李勁風，陳永來，張緒虎，許秀芝，鄭子樵

時效處理對新型超高強Al-Cu-Li-X合金薄板的力學性能和微觀組織的影響

汪潔霞1，劉晴1，李勁風1，陳永來2，張緒虎2，許秀芝2，鄭子樵1

(1. 中南大學 材料科學與工程學院，湖南 長沙，410083； 2. 航天材料及工藝研究所，北京，100076)

通過力學性能測試和透射電鏡(TEM)觀察研究熱處理制度對新型超高強Al-Cu-Li-X合金2 mm厚薄板的力學性能和微觀組織的影響。研究結果表明：T8態較T6態時效的合金具有更高的強度和更好的塑性；超高強鋁鋰合金的時效析出相包括大量T1相(Al2CuLi)、較多的θ′相(Al2Cu)、一定的δ′相(Al3Li)以及極少量S′相(Al2CuMg)；T8態時效時引入預變形抑制δ′相和S′相形成，同時促進T1相和θ′相形核析出，但對θ′相的作用效果小于對T1相的作用效果；當預變形量為6%~8%時，合金能獲得較高的強度與伸長率，8%預變形后峰時效時拉伸強度達 616 MPa，伸長率達12%。

鋁鋰合金；熱處理；強度；微觀組織

高性能金屬材料目前仍是航空航天領域中最重要的結構材料。鋁鋰合金由于具有低密度、高比強度和比剛度、低疲勞裂紋擴展速率和較好的高、低溫性能等特點，是21世紀航空航天領域中最理想的輕質高強結構材料[1?2]。目前，國際上一個重要發展趨勢是開發新型的超高強鋁鋰合金。通過研究發現，在Al-Cu-Li合金中同時添加少量Ag和Mg，能改變合金的時效析出過程，從而產生更大的時效強化效應[3]，而Mg和Zn具有類似同時添加Mg和Ag的作用[4?5]。羅先甫 等[6]進行了Mg+Ag，Mg+Zn以及Mg+Ag+Zn微合金化鋁鋰合金力學性能和微觀組織研究，發現同時添加Mg，Ag和Zn微合金化元素的鋁鋰合金力學性能比添加Mg和Ag或Mg和Zn微合金化元素的鋁鋰合金力學性能優，說明Mg+Ag+Zn復合微合金化是開發超高強鋁鋰合金的重要基礎。在此基礎上，羅先甫等[6?9]對新型超高強鋁鋰合金成分設計進行了大量研究。對于可熱處理強化的鋁合金，通過固溶淬火后得到過飽和固溶體，隨后進行不同工藝的人工時效處理，可得到最終使用狀態的產品。通過調整熱處理工藝，可以精確調控合金的微觀組織，改善合金性能。同樣，熱處理也是改善鋁鋰合金強塑性匹配的重要工藝手段之一，固溶淬火后的預變形對時效后的力學性能有重要影響。時效前引入預變形可影響隨后時效過程中主要強化相的種類、尺寸、體積分數及主要強化相競爭析出動力學[10?13]，從而改變合金的時效響應速度、強度與塑性。本文作者就預變形對新型超高強鋁鋰合金各種析出相競爭析出關系及性能的影響進行研究。

1 實驗方法

實驗用鋁鋰合金為厚度2 mm的冷軋薄板，實測成分如表1所示。試樣在鹽浴爐中于520 ℃固溶處理1 h之后冷水淬火，然后分別進行T6態(175 ℃)和T8態(150 ℃)時效處理。T8態時效處理為淬火后先進行冷軋預變形后進行人工時效，時效溫度為150 ℃，預變形量分別為0，3.0%，4.5%，6.0%，8.0%和12.5%。

表1 合金實測化學成分 (質量分數)

熱處理后的合金在MTS810材料試驗機上測試室溫拉伸性能，拉伸速度為2 mm/min，拉伸樣平行段寬度為8 mm，標距長度為25 mm。

采用TecnaiG220型透射電鏡(TEM)觀察合金的微觀組織，加速電壓為200 kV。TEM試樣厚度首先機械減薄至0.08 mm左右，然后用雙噴電解減薄儀制取，電解溶液為25%硝酸+75%甲醇(體積分數)混合溶液，液氮冷卻至?20 ℃以下，工作電壓為15~20 V，電流控制在80~95 mA。

2 實驗結果

2.1 時效方式對合金力學性能和微觀組織的影響

圖1所示為合金冷軋板材T6態及T8態時效不同時間后的室溫拉伸性能曲線，其中T8態時效工藝的預變形量為8%。從圖1(a)和圖1(b)可知：T8態時效時合金具有更快的時效響應速率，在15 h左右強度達到峰值，屈服強度和抗拉強度峰值分別為584 MPa和616 MPa；達到峰時效之后，隨著時效時間延長，合金強度保持在1個較長的平臺，在時效后期出現小幅度下降；T6態時效時合金強度在20 h左右達到峰值，峰時效時屈服強度和抗拉強度分別為558 MPa和 607 MPa；達到峰時效之后，隨著時效時間延長，合金強度持續降低。從圖1(c)可知：T6態和T8態欠時效時伸長率都隨時效時間的延長而逐漸降低，峰時效后伸長率基本保持穩定；T8態峰時效時的伸長率為11%~12%，而T6態的伸長率為8%~9%，說明T8態時效時合金具有更好的塑性。

1—T6態；2—T8態

圖2所示為該合金T6態及T8態近峰值時效的TEM選區衍射譜(SAED)及TEM明場像(bright field, BF)與暗場像(dark field, DF)照片。從圖2(a)和2(b)所示的[112]Al及[100]Al衍射譜中均可以觀察到明亮的T1相斑點和比較明顯的δ′相斑點；另外，在[100]Al衍射譜中還可發現θ′相斑點，在相應TEM照片中則觀察到較多T1相(圖2(a))及部分δ′相和θ′相(圖2(b))。在[112]Al衍射譜中可觀察到極微弱的S′相斑點，相應明場像中觀察到少量的S′相(圖2(a))，這表明T6態峰時效時合金時效析出相為大量T1相、部分θ′相和δ′相以及少量S′相。T8態峰時效樣品在[112]Al及[100]Al衍射譜中同樣觀察到明亮T1相斑點，但S′相斑點非常微弱，而θ′相斑點增強。在相應暗場像中可觀察到大量T1相及較多互相垂直的θ′相，而基本未發現δ′相。與T6態時效相比，T8態時效的合金中T1相直徑更小，密度更大(圖2(c))，且θ′相的析出量也明顯增多(圖2(d))。

2.2 預變形量對T8態時效合金力學性能和微觀組織的影響

圖3所示為合金固溶淬火后分別進行0，3.0%，4.5%，6.0%，8.0%和12.5%的預變形后再于150℃時效不同時間的室溫拉伸力學性能曲線。由圖3可知：時效前的預變形大大提高了合金的時效硬化響應速率，縮短了合金強度達到峰值的時效時間；未預變形的合金在時效78~120 h后，強度才達到峰值；而經預變形的合金即使預變形量很小(3.0%)，時效18 h后其強度即已基本上達到峰值；同時，時效前的預變形提高了合金的峰值強度；隨著預變形量增加，合金強度不斷提高。

圖4所示為合金近峰時效狀態下的力學性能與預變形量之間的關系。從圖4可看出：3.0%預變形后再進行人工時效，其抗拉強度和屈服強度比未預變形而直接時效的合金強度明顯提高；隨著預變形量不斷增加，合金近峰時效的抗拉強度和屈服強度均逐漸增大；當預變形量超過8.0%后，預變形量進一步增加，合金屈服強度增幅較明顯，但抗拉強度增幅很小；當預變形量從8.0%增加至12.5%時，屈服強度增加19.4 MPa，但抗拉強度增幅僅為5.4 MPa；隨著預變形量從0增加至4.5%，合金伸長率從7.2%增加至13.7%；但當預變形量進一步從6.0%增加至12.5%時，合金的伸長率從13.2%降低至9.5%，時效前引入一定量(4%~8%)預變形，在提高超高強鋁鋰合金強度的同時，還可有效提高合金的塑韌性。

(a) T6態，BF，b=<112>Al；(b) T6態，DF，b=<001>Al；(c) T8態，DF，T1相，b=<112>Al；(d) T8態，DF，θ′相，b=<001>Al

預變形量：1—0；2—3.0%；3—4.5%；4—6.0%；5—8.0%；6—12.5%。

1—抗拉強度；2—屈服強度；3—伸長率。

圖5所示為不同程度預變形后近峰時效態的選區衍射譜和TEM暗場像形貌照片。從圖5(a)，(b)，(c)和(d)可以看到明亮的T1相斑點和較明顯的θ′相斑點，而且暗場像觀察也表明無預變形和3.0%預變形的合金中形成較多的T1相和θ′相。另外，圖5(a)所示[112]Al衍射譜中有微弱的S′相的斑點，相應無預變形合金樣品的暗場像中可觀察到一定數量的S′相；而圖5(b)和圖5(d)所示[100]Al衍射譜中還有微弱的δ′相斑點，表明無預變形和3.0%預變形的合金中均有極少量δ′相生成。當預變形量增加至8.0%時，衍射譜特征(圖2(c)和圖2(d))表明合金相組成與3.0%預變形時的合金相組成基本一致。當預變形量進一步增加至12.5%時，衍射譜中T1相斑點依然非常明銳，而θ′相斑點及δ′相斑點強度已非常微弱而很難觀察到，但相應位置的暗場像中依然可發現較密集分布而直徑明顯減小的θ′相(圖5(f))。

表2所示為合金經不同預變形處理后近峰時效時θ′相和T1相的平均數量密度和直徑范圍，由軟件統計3~4張TEM照片中θ′相和T1相的數量后取平均值得到。由表2可知：隨著預變形量增加，θ′相和T1相的數量密度均不同程度地增加，直徑相應地減小，這與文獻[14?16]中結果不同。預變形的引入并沒有抑制θ′相的析出，反而促進了θ′相的析出。但T1相數量的增長幅度遠大于θ′相相數量的增長幅度，特別是當預變形量由8.0%增加至12.5%時，合金中T1相的數量密度增長2倍，θ′相的增長則不到1倍。

圖5 不同程度預變形后峰值時效的選區衍射譜和TEM暗場形貌照片

綜合比較不同預變形后時效時的微觀組織可以明顯發現如下規律：1) 時效前施加預變形可明顯抑制合金中S′相和δ′相的析出，改變合金中析出相的組成；小預變形的合金在以T1相和θ′相為主強化的同時，還有少量S′相和δ′相共同強化作用，而大預變形的合金中析出相S′相和δ′相基本消失；2) 預變形大幅度提高合金中T1相密度，降低T1相直徑；無預變形、3.0%預變形、8.0%預變形及12.5%預變形時T1相長度分別為91~356 (圖5(a))，22~173 (圖5(c))，17~102 和16~ 71 nm(圖5(e))；3) 預變形增加同樣促進合金中θ′相形核，細化θ′相，但效果明顯弱于對T1相的影響效果。

表2 合金不同預變形后近峰時效時θ′相和T1相的平均數量密度和尺寸

3 分析討論

超高強鋁鋰合金中時效析出相包括T1相、θ′相和δ′相。時效前施加預變形改變析出相組成及分布，這與預變形引入位錯從而影響析出相形核有關。T1相和θ′相均與基體保持不完全共格關系，共格畸變能和界面能均較大，為減少形核功，往往優先在晶體缺陷處非均勻形核。人工時效前對合金進行冷變形，可以在合金基體中形成密布的位錯或位錯纏結，為T1相和θ′相在晶內形核提供有利的形核位置，促進T1相和θ′相在晶內的析出。

CAHN等[13,17]提出了如下參數表征位錯對析出相形核析出的影響效果：

式中：?v為第2相析出時體積自由能的變化；為剪切模量；為柏氏矢量；為析出相與基體的界面能。位錯促進析出相形核的有效性隨著的增大而增大，也就是說，隨著?v的增大而增大，隨的增大而減小。

在上述析出相中，T1相為平衡相，θ′相為亞穩相，形成T1相所需的體積自由能的變化(?v)比形成θ′相所需的?v要大[17]。盡管T1相和θ′相的界面能(σ)非常接近，但它們相應的體積應變能相差1個數量級，并且它們的剪切應變位于不同的晶面和不同的晶體學方向上。鋁基體(111)Al/[112]Al取向的T1相剪切應變能高于(001)Al/[100]Al取向的θ′相剪切應變能，而且T1相的剪切應變位于基體位錯柏氏矢量所在的平面(111)Al上[17]。T1相較大的體積自由能變化?v和{111}Al剪切應變能導致T1相更容易在位錯處優先形核析出，因而，時效前預變形增加雖然同時促進了T1相和θ′相形核析出，但對T1相效果更大，合金中T1相數量和密度的增加較θ′相更明顯。時效前預變形促進T1相大量形核，而T1相生長需消耗基體中大量Cu原子，因而，基體不能提供θ′相生長所需的Cu原子，導致θ′相直徑減小，體積分數降低[18]。而且有研究表明過量預變形引入的位錯還可能成為空位湮沒的陷阱，減少空位數量而抑制θ′′/θ′相析出[19]。

本文觀察到預變形抑制了δ′相的析出，與KIM 等[19]的研究結果一致。這應該與以下2個因素有關：1) δ′相為亞穩相，與基體完全共格，位錯對δ′相形核無促進作用；2) 預變形引入的位錯大大加速了平衡相T1相的形核析出過程，T1相析出需要和δ′相爭奪Li原子。而在時效中后期，T1相的生長還需消耗δ′相和θ′相[18,20]，因此，預變形量的增大，將抑制δ′相形成。

由于本文合金最主要強化相是T1相，且T1相的強化效果明顯優于θ′相的強化效果，因而，合金的強度主要取決于T1相的密度、直徑和分布情況。與T6態時效相比，T8態時效時T1相更加細小彌散，T1相數量更多而間距減小，故近峰值時效的強度明顯提高；隨著預變形量的增加，T1相的析出密度隨之增大，合金強度也不斷提高。

鋁合金伸長率與時效時形成的沿晶界無沉淀帶(PFZ)有直接關系。峰時效態下合金TEM明場晶界形貌照片如圖6所示。從圖6可見：T6態時效時，沿晶界可形成明顯的PFZ；而T8態時效時預變形引入的位錯促進了T1相等在合金中大量均勻析出，可消除晶界無沉淀帶[24]。由于PFZ較軟，因而，T6態合金拉伸時變形不均勻，變形更容易集中于晶界PFZ；而T8態時效時可消除PFZ，合金中的變形較均勻。上述原因導致T8態時效時伸長率增大。然而，當預變形過大時，T1相密度大幅度增加(見圖5(e))，導致拉伸變形時位錯運動的自由程大幅度減小，因而，其伸長率下降。

圖6 峰時效態下合金TEM明場晶界形貌照片

4 結論

1) 與T6態時效相比，T8態時效合金的強度及伸長率提高。

2) 超高強鋁鋰合金的時效析出相包括大量T1相、較多的θ′相和δ′相以及極少量S′相。

3) T8態時效時引入預變形可抑制δ′相和S′相形成。預變形同時促進T1相和θ′相形核，但對θ′相作用效果小于對T1相效果；隨預變形量增加，θ′相體積分數降低，而T1相密度大幅度增加，直徑減小。

4) 當預變形量為6.0%~8.0%時，合金能獲得較高的強度與伸長率。8.0%預變形后峰時效時拉伸強度達616 MPa，伸長率達12%。

[1] 鄭子樵, 李勁風, 陳志國, 等. 鋁鋰合金的合金化與微觀組織演化[J]. 中國有色金屬學報, 2011, 21(10): 2337?2349. ZHENG Ziqiao, LI Jinfeng, CHEN Zhiguo, et al. Alloying and microstructural evolution of Al-Li alloys[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2011, 21(10): 2337?2349.

[2] 魏修宇, 鄭子樵, 佘玲娟, 等. Mg、Zn在2099鋁鋰合金中的微合金化作用[J]. 稀有金屬材料與工程, 2010, 39(9): 1583?1587. WEI Xiuyu, ZHENG Ziqiao, SHE Lingjuan, et al. Micro alloying roles of Mg and Zn additions in 2099 Al-Li alloy[J]. Rare Metal Materials and Engineering, 2010, 39(9): 1583?1587.

[3] 王瑞琴, 鄭子樵, 陳圓圓, 等. Ag,Mg合金化對Al-Cu-Li合金時效特性和顯微組織的影響[J]. 稀有金屬材料與工程, 2009, 38(4): 622?626. WANG Ruiqin, ZHENG Ziqiao, CHEN Yuanyuan, et al. Effects of Ag, Mg micro-alloying on aging characteristics and microstructure of Al-Cu-Li alloy[J]. Rare Metal Materials and Engineering, 2009, 38(4): 622?626.

[4] LI Jinfeng, XU Long, CAI Chao, et al. Mechanical property and intergranular corrosion sensitivity of Zn-free and Zn micro-alloyed Al-2.7Cu-1.7Li-0.3Mg alloys[J]. Metallurgical and Materials Transactions A, 2014, 45(12): 5736-5748.

[5] PICKENS J R, KRAMER L S, LANGEN T J, et al. The effect of Zn on nucleation in Al-Cu-Li-Ag-Mg alloy weldalite TM 049(x2094)[C]//PETERS M, WINKLER P J. Aluminum-Lithium Alloys Ⅵ(C). Oberursel, Germany: DMG Informationsgesellschaft mbH, 1992: 357?362.

[6] 羅先甫, 鄭子樵, 鐘繼發, 等. Mg、Ag、Zn多元微合金化對新型Al-Cu-Li合金時效行為的影響[J]. 中國有色金屬學報, 2013, 23(7): 1833?1842. LUO Xianfu, ZHENG Ziqiao, ZHONG Jifa, et al. Effects of Mg, Ag and Zn multi-alloying on aging behavior of new Al-Cu-Li alloy[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2013, 23(7): 1833?1842.

[7] 李勁風, 陳永來, 張緒虎, 等. Cu、Li含量對Mg、Ag、Zn復合微合金化鋁鋰合金力學性能及微觀組織的影響[J]. 宇航材料工藝, 2015, 45(2): 24?28. LI Jinfeng, CHEN Yonglai, ZHANG Xuhu, et al. Influence of Cu and Li contents on mechanical properties and microstructures of Mg-, Ag- and Zn-microalloyed Al-Li alloys[J]. Aerospace Materials & Technology, 2015, 45(2): 24?28.

[8] LI Jinfeng, LIU Pingli, CHEN Yonglai, et al. Microstructure and mechanical properties of Mg, Ag and Zn multi-microalloyed Al-(3.2-3.8)Cu-(1.0-1.4) Li alloys[J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2015, 25(7): 2103?2112.

[9] 潘波, 李睿, 李勁風, 等. Cu, Li含量對新型超高強鋁鋰合金力學性能及微觀組織的影響[J]. 材料研究與應用, 2017, 11(3): 146?152

PAN Bo, LI Rui, LI Jinfeng, et al. Influence of Cu and Li contents on mechanical properties and micro-structures of a new super high strength Al-Li Alloy. Materials Research and Application, 2017, 11(3): 146?152

[10] 于娟, 陸政, 李國愛, 等. 預拉伸處理對2A97 鋁鋰合金薄板組織和性能的影響[J]. 航空材料學報, 2016, 36(5): 21?25.

YU Juan, LU Zheng, LI Guo’ai, et al. Effect of pre-stretching processing on microstructures and Properties of 2A97 Al-Li Alloy[J]. Journal of Aeronautical Materials, 2016, 36(5): 21?25.

[11] GABLE B M, ZHU A W, CSONTOS A A, et al. The role of plastic deformation on the competitive microstructural evolution and mechanical properties of a novel Al-Li-Cu-X alloy[J]. Journal of Light Metals, 2001, 1(1): 1?14.

[12] 李勁風, 陳永來, 張緒虎, 等. 1460 鋁鋰合金的力學性能與微觀組織[J]. 中南大學學報(自然科學版), 2017, 48(11): 2866?2872.

LI Jinfeng, CHEN Yonglai, ZHANG Xuhu, et al. Mechanical properties and microstructure of 1460 Al-Li alloy[J]. Journal of Central South University(Science and Technology), 2017, 48(11): 2866?2872.

[13] CAHN J W. Nucleation on dislocations[J]. Acta Metallurgica, 1957, 5(3): 169?172.

[14] 魏修宇, 鄭子樵, 潘崢嶸, 等. 預變形對2197鋁鋰合金顯微組織和力學性能的影響[J]. 稀有金屬材料與工程, 2008, 37(11): 1996?1999. WEI Xiuyu, ZHENG Ziqiao, PAN Zhengrong, et al. The role of plastic deformation on microstructure and mechanical properties of 2197 Al-Li alloy[J]. Rare Metal Materials and Engineering, 2008, 37(11): 1996?1999.

[15] 張健, 朱瑞華, 李勁風, 等. 時效前處理對新型Al-Cu-Li-X合金力學性能和顯微組織的影響[J]. 中國有色金屬學報, 2015, 25(12): 3300?3308. ZHANG Jian, ZHU Ruihua, LI Jinfeng, et al. Effect of heat treatment before aging on tensile properties and microstructures of new Al-Cu-Li-X alloy[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2015, 25(12): 3300?3308.

[16] 毛柏平, 閆曉東, 沈健. 2197鋁鋰合金形變熱處理中T1相的析出行為[J]. 中國有色金屬學報, 2015, 25(9): 2366?2371. MAO Baiping, YAN Xiaodong, SHEN Jian. Precipitation behavior of T1 phase during thermo-mechanical treatment of 2197 Al-Li alloy[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2015, 25(9): 2366?2371.

[17] LI Jinfeng, YE Zhihao, LIU Danyang, et al. Influence of pre-deformation on aging precipitation behavior of three Al-Cu-Li alloys[J]. Acta Metallurgica Sinica (English Letters), 2017, 30(2): 133?145.

[18] HUANG B P, ZHENG Z Q, YIN D F, et al.Effect of trace Ag and Mg additions on mechanical properties and microstructures of 2195 alloy[J]. Materials Science Forum, 1996, 217/218/219/220/221/222(2): 1239?1244.

[19] KIM J D, PARK J K. Effect of stretching on the precipitation kinetics of an Al-2.0Li-2.8Cu-0.5Mg(-0.13Zr) alloy[J]. Metallurgical Transactions A, 1993, 24(12): 2613?2621.

[20] KUMAR K S, BROWN S A, PICKENS J R. Microstructural evolution during aging of an Al-Cu-Li-Mg-Ag-Zr alloy[J]. Acta Materialia, 1996, 44(5): 1899-1915.

[21] DORIN T, DESCHAMPS A, DE GEUSER F. Quantification and modelling of the microstructure/strength relationship by tailoring the morphological parameters of the T1 phase in an Al-Cu-Li alloy[J]. Acta Materialia, 2014, 75: 134?146.

[22] NIE J F, MUDDLE B C, POLMEAR I J. The effect of precipitate shape and orientation on dispersion strengthening in high strength aluminium alloys[J]. Mater Science Forum, 1996, 217/218/219/220/221/222(6): 1257?1262.

[23] RODGERS B I, PRANGNELL P B. Quantification of the influence of increased pre-stretching on microstructure-strength relationships in the Al-Cu-Li alloy AA2195[J]. Acta Materialia, 2016, 108: 55?67.

[24] LI Hongying, TANG Yi, ZENG Zaide, et al. Exfoliation corrosion of T6- and T8-aged AlCuLialloy[J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2008, 18(4): 778-783.

(編輯 陳燦華)

Effect of aging treatment on mechanical properties and microstructures of super-high strength Al-Cu-Li-X alloy

WANG Jiexia1, LIU Qing1, LI Jinfeng1, CHEN Yonglai2, ZHANG Xuhu2, XU Xiuzhi2, ZHENG Ziqiao1

(1. School of Materials Science and Engineering, Central South University, Changsha 410083, China; 2. Aerospace Research Institute of Materials and Processing Technology, Beijing 100076, China)

The effect of aging treatment on the mechanical properties and microstructure of a novel super-high strength Al-Cu-Li-X alloy sheet with 2 mm thickness was investigated through tensile test and transmission electron microscopy (TEM). The results show that the alloy with T8 temper possesses higher strength and better plasticity than that with T6 temper. The aging precipitates include a large number of T1 phases, considerable θ′ phases, some δ′ phases and tiny S' phases. Pre-deformation before artificial aging restrains the formation of δ′ and S' phases, and promotes the precipitation of the T1 and θ′ phases. However, this promotion effectiveness on θ′ phases is less than that on T1 phases. At 6%?8% pre-deformation, the T8-aged alloy can obtain an excellent combination of strength and elongation. As 8% pre-deformation is supplied, the aged alloy possesses a peak tensile strength of 616 MPa and elongation of 12%.

Al-Li alloy; heat treatment; strength; microstructure

TG146.2

A

1672?7207(2018)04?0794?08

10.11817/j.issn.1672?7207.2018.04.004

2017?04?15；

2017?06?18

國家高技術研究發展計劃(863計劃)項目(2013AA032401)(Project(2013AA032401) supported by the National High-tech Research and Development Program (863 Program) of China)

李勁風，博士，教授，從事鋁鋰合金及金屬腐蝕與防護研究；E-mail：lijinfeng@csu.edu.cn