多級均勻化處理對Al-Cu-Li-Sc-Zr合金微觀組織與性能的影響

孫心弈，張 勇，鄧運(yùn)來，郭曉斌

(中南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，長沙 410083)

Li元素的加入能夠降低鋁合金的密度并且提升彈性模量，因此Al-Li合金在航空航天領(lǐng)域具有廣泛的應(yīng)用。相比于第二代Al-Li合金，第三代Al-Li合金降低了Li元素的含量(低于2%，質(zhì)量分?jǐn)?shù))，并加入了更多種類的微合金元素，以獲得更好的強(qiáng)度、韌性及抗損傷性[1-3]。

微合金元素(如Mg，Ag，Zr和Sc等)的加入，能顯著改善鋁鋰合金的力學(xué)性能，如Mg元素主要是通過結(jié)合Al元素與Cu元素形成S′相，其具有很大的硬化潛力，同時在均質(zhì)滑移上比T1相更有效果；Ag元素能夠促進(jìn)形成θ相，從而增強(qiáng)析出動力學(xué)[4-6]。而Zr和Sc元素則能夠形成Al3(Sc,Zr)，Al3Zr和Al3Sc等彌散相粒子，抑制合金的再結(jié)晶，并提升合金的抗腐蝕性與力學(xué)性能[7-8]。Al3(Sc,Zr)彌散相粒子為L12結(jié)構(gòu)，其晶格常數(shù)為0.4095 nm，而Sc,Zr元素在鋁合金中能析出的結(jié)構(gòu)同樣為L12的Al3Sc和Al3Zr相，其晶格常數(shù)分別為0.4125 nm和0.43917 nm。Al3(Sc,Zr)彌散相粒子的晶格常數(shù)要小于另外兩種相，因此在鋁合金中相比于Sc,Zr元素析出的其他相更能降低基體與析出物之間的晶格常數(shù)錯配[9]。在7×××系鋁合金中，Al3(Sc,Zr)能夠造成Al-Zn-Mg-Cu-Sc-Zr合金中Zn，Mg和Cu等原子團(tuán)簇的偏析，同時為強(qiáng)化相η和η′的析出提供形核位置，進(jìn)而提升合金力學(xué)性能[7]。在2×××系的Al-Cu-Li-Zr合金中，Zr元素主要是通過形成細(xì)小的彌散相β′ (Al3Zr)，與Al基體共格，可以作為再結(jié)晶形核位置，進(jìn)而控制晶粒結(jié)構(gòu)，抑制再結(jié)晶的形成，從而提升力學(xué)性能[9]。而2×××系鋁鋰合金在加入Sc元素后，可以和7×××系鋁合金一樣形成Al3(Sc,Zr)彌散相粒子，起到細(xì)化晶粒，提高再結(jié)晶溫度，改變主要強(qiáng)化相δ′的尺寸、形貌和分布狀況以及提升合金延展性等作用[10]。

Al3(Sc,Zr),Al3Sc和Al3Zr的彌散相粒子，通常是在鋁合金均勻化過程中形成的，然而僅靠傳統(tǒng)單級均勻化工藝，是無法達(dá)到調(diào)控彌散相成分，減少枝晶偏析，改善后續(xù)合金性能等目的。Deng等研究了單級均勻化與雙級均勻化對Al-Cu-Li-Zr合金組織與性能的影響，發(fā)現(xiàn)在Al-Cu-Li-Zr合金中引入雙級均勻化工藝，能夠析出更加細(xì)小且分布均勻的β′相(Al3Zr)，促進(jìn)T1相的析出，提升合金后續(xù)力學(xué)性能[11]。

雖然含Sc,Zr元素的7×××系鋁合金的均勻化制度研究已經(jīng)十分深入，但關(guān)于含Sc,Zr元素的Al-Cu-Li合金均勻化制度的研究還有待進(jìn)一步探索。本工作以Al-Cu-Li-Sc-Zr合金作為研究對象，通過分析鑄態(tài)合金的DSC結(jié)果，擬定不同的三級均勻化工藝，研究不同均勻化工藝制度對合金熱軋?zhí)幚砗骉6峰值時效態(tài)的拉伸性能與微觀組織結(jié)構(gòu)的影響，確定均勻化工藝對合金力學(xué)性能和組織結(jié)構(gòu)的影響機(jī)理與規(guī)律。

1 實(shí)驗材料與方法

實(shí)驗材料采用真空熔鑄的Al-Cu-Li-Sc-Zr合金鑄錠，化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)為：Cu 3.9，Mg 0.76，Li 1.15，Ag 0.29，Mn 0.25，Zr 0.12，Zn 0.32，Sc 0.09，Al余量。

通過差示掃描量熱儀(DSC)對Al-Cu-Li-Sc-Zr合金鑄錠進(jìn)行分析，實(shí)驗升溫速率為10 ℃/min，溫度范圍為25～600 ℃，全部實(shí)驗流程在氬氣氣氛保護(hù)條件下進(jìn)行。表1為合金四種均勻化工藝制度，如表1所示，通過分析DSC實(shí)驗結(jié)果，初步設(shè)計不同溫度與不同時間的四種均勻化工藝制度，并分別命名為D1，D2，D3和D4。圖1為Al-Cu-Li-Sc-Zr合金實(shí)驗流程，如圖1所示，4組樣品經(jīng)過均勻化處理后在實(shí)驗溫度為460 ℃的固溶爐內(nèi)保溫2 h，通過熱軋?zhí)幚?，將厚?0 mm的均勻化樣品軋制成厚度10 mm的板材，軋制后4組板材樣品進(jìn)行空冷處理，隨后將4組樣品置于520 ℃的固溶爐內(nèi)固溶處理2 h，室溫水淬火。淬火后立刻將4組樣品分為12組樣品，每種均勻化制度含3組樣品，分別置于170,180 ℃與190 ℃的時效爐中，進(jìn)行時效處理，并測定時效硬化曲線。時效硬化曲線在HV-1000 硬度機(jī)上測定，加載應(yīng)力30 N，加載時間15 s。

表1 Al-Cu-Li-Sc-Zr合金均勻化處理

圖1 Al-Cu-Li-Sc-Zr合金實(shí)驗流程圖

隨后根據(jù)時效硬化曲線結(jié)果確定520 ℃/2 h+170 ℃的峰值時效(T6)工藝。將D1,D2,D3和D4樣品經(jīng)過T6峰值時效處理后再加工成拉伸試樣，拉伸試樣規(guī)格參照GB/T 228.1—2010，在DDL100萬能試驗機(jī)上進(jìn)行拉伸性能檢測，應(yīng)變速率為2 mm/min，相對應(yīng)變由25 mm MTS型的引伸計測量，室溫拉伸結(jié)果(包括屈服強(qiáng)度與抗拉強(qiáng)度)取3次測試的平均值。四種均勻化樣品經(jīng)過固溶處理后，命名為DS1，DS2，DS3和DS4；四種均勻化樣品經(jīng)過T6峰值時效處理后，命名為DA1，DA2，DA3和DA4。

四種經(jīng)過均勻化處理的樣品通過ZEISS EVOMAIO掃描電子顯微鏡(SEM)觀察均勻化效果，同時對析出相進(jìn)行X射線能譜分析(EDS)。對經(jīng)過固溶處理的四種均勻化樣品進(jìn)行電子背散射衍射(EBSD)檢測，實(shí)驗結(jié)果由掃描電子顯微鏡上裝載的OXFORD EBSD探頭檢測獲得。EBSD數(shù)據(jù)由Mtex與HKL Channel 5軟件分析獲得。

將四種經(jīng)過T6峰值時效處理的均勻化樣品線切割成0.5 mm薄片，機(jī)械研磨至50 μm左右，在雙噴電解儀上制備透射電子顯微鏡(TEM)試樣，操作溫度-20 ℃，操作電壓20 V，電流90～100 mA，雙噴電解液成分的體積分?jǐn)?shù)為30%HNO3+70%CH3OH。隨后在Tecnai G2 F20透射電子顯微鏡下觀察四種均勻化樣品的時效析出相。

2 結(jié)果與分析

2.1 Al-Cu-Li-Sc-Zr合金鑄錠DSC檢測結(jié)果

圖2為Al-Cu-Li-Sc-Zr合金鑄錠的DSC檢測結(jié)果，可以看出，在200,300,350 ℃以及410 ℃附近有微小的吸放熱峰變化，表示有Al3(Sc,Zr)相析出[6]，因此設(shè)計三級均勻化機(jī)制，探索提高材料均勻化效果的最佳熱處理制度。三級均勻化工藝中，第一階段為350 ℃去應(yīng)力退火階段；第二階段為調(diào)控彌散相析出階段，主要目的是探索Al3(Sc,Zr)在410 ℃的最佳保溫時間，設(shè)計4 h保溫時間與16 h保溫時間進(jìn)行對比，同時參考7×××合金的均勻化制度，引入460 ℃作為對比實(shí)驗；第三階段為520 ℃消除枝晶階段。設(shè)計出的四種均勻化制度如表1所示。

圖2 Al-Cu-Li-Sc-Zr合金鑄錠DSC檢測結(jié)果

2.2 硬度與拉伸性能

圖3顯示了四種熱軋態(tài)樣品經(jīng)過固溶處理后于170 ℃的時效硬化曲線結(jié)果，樣品的原始硬度和峰值硬度如表2所示，對比四種樣品的硬度值，均勻化二階段溫度為460 ℃的DA3和DA4樣品峰值硬度要高于二階段溫度為410 ℃的DA1和DA2樣品。

圖3 樣品170 ℃的時效硬化曲線

表2 170 ℃原始硬度與峰值硬度結(jié)果

圖4為四種樣品經(jīng)過T6時效處理后的室溫拉伸實(shí)驗結(jié)果，在四種樣品中，抗拉強(qiáng)度與屈服強(qiáng)度最高的是DA3樣品，分別為504,452 MPa，DA4樣品的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度以及伸長率(485,424 MPa,10.42%)均要低于DA3樣品。而在DA1和DA2樣品中，DA1的抗拉強(qiáng)度(470 MPa)和屈服強(qiáng)度(417 MPa)分別高于DA2樣品8 MPa和7 MPa，但DA2相比于DA1具有更好的伸長率，達(dá)到11.7%。

圖4 Al-Cu-Li-Sc-Zr合金T6處理室溫拉伸結(jié)果

圖5為四種樣品時效處理后的拉伸斷口SEM圖，由圖5可知，四種樣品在拉伸過程中均為產(chǎn)生穿晶斷裂與韌窩的復(fù)合斷裂形式，在高倍電鏡下觀察，四種樣品均存在細(xì)小韌窩，但韌窩的密集程度并不相同。均勻化處理第二階段溫度相同的DA2樣品相比于DA1有著更深更密集的韌窩分布，同時在力學(xué)性能上，DA2相比于DA1具有更好的伸長率；均勻化處理第二階段溫度相同的另兩組樣品中DA3樣品相比DA4具有相同的規(guī)律。

圖5 拉伸斷口SEM圖 (a)DA1;(b)DA2;(c)DA3;(d)DA4

2.3 微觀結(jié)構(gòu)

圖6為四種樣品均勻化處理后和作為對比的Al-Cu-Li-Sc-Zr合金鑄錠的SEM圖與析出相EDS能譜數(shù)據(jù)統(tǒng)計結(jié)果。為了減少EDS點(diǎn)掃描的誤差，每種樣品拍攝2張低倍SEM圖和5張高倍SEM圖，EDS總?cè)↑c(diǎn)數(shù)分別為8點(diǎn)和15點(diǎn)，將析出相上EDS掃描獲得的Cu,Sc,Zr元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)進(jìn)行平均后，作為樣品析出相中相應(yīng)元素的大致質(zhì)量分?jǐn)?shù)，以此對比四種樣品均勻化程度以及析出相成分。

圖6 四種均勻化樣品與Al-Cu-Li-Sc-Zr合金鑄錠SEM圖以及EDS能譜統(tǒng)計結(jié)果

低倍SEM圖中，均勻化后四種樣品的粗大析出相含量相比于鑄態(tài)樣品要明顯減少。在鑄態(tài)樣品的SEM圖中，Sc,Zr元素在低倍SEM圖的析出相、低倍SEM圖的基體以及高倍SEM圖的析出相中，質(zhì)量分?jǐn)?shù)十分接近。而在四種均勻化樣品中，析出相中Sc,Zr元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)均高于基體的質(zhì)量分?jǐn)?shù)，這表明均勻化后，四種樣品均析出了含Sc,Zr元素相。在7×××合金中，Cu元素會在Al3(Sc, Zr)彌散相粒子的作用下，圍繞Al3(Sc,Zr)粒子的富Zr殼區(qū)，產(chǎn)生偏析[7]。而與之類似的，均勻化后四種樣品的析出相中均含有大量Cu元素，Cu元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)遠(yuǎn)高于Sc和Zr元素，且高于基體的Cu元素，因此在均勻化后的Al-Cu-Li-Sc-Zr合金中，有Al3(Sc,Zr)粒子的析出，產(chǎn)生了Cu元素的聚集。

Al3(Sc,Zr)彌散相粒子能有效阻礙位錯運(yùn)動，從而阻礙了亞晶界的遷移，減緩了退火過程中亞晶的合并過程，從而提升了再結(jié)晶溫度，抑制再結(jié)晶的發(fā)生；同時，彌散相有效地抑制大角度晶界的移動，阻止晶粒長大，明顯細(xì)化晶粒[9,12]。圖7為四種均勻化樣品經(jīng)過固溶處理后的EBSD圖片，在四種均勻化樣品晶粒內(nèi)由于Al3(Sc,Zr)彌散相粒子的作用，存在大量亞晶。四種均勻化制度中作為調(diào)控Al3(Sc,Zr)彌散相粒子析出的第二階段的保溫時間與溫度不同，析出的Al3(Sc,Zr)彌散相粒子數(shù)量并不相同，因此在這些Al3(Sc,Zr)彌散相粒子的作用下，四種樣品亞晶數(shù)量、尺寸以及再結(jié)晶分?jǐn)?shù)也各不相同。表3為四種樣品在固溶處理后RD-ND方向亞晶與大角度晶粒數(shù)量比、亞晶尺寸以及再結(jié)晶分?jǐn)?shù)的統(tǒng)計結(jié)果。由表3可知，在第二階段溫度相同時，DS2的亞晶與大角度晶粒數(shù)量比相比DS1高11.7%，且平均亞晶尺寸比DS1要小15.3%，再結(jié)晶分?jǐn)?shù)比DS1低19.18%；而DS3的亞晶與大角度晶粒比相比DS4多76.6%，平均亞晶尺寸比DS4小15.5%，再結(jié)晶分?jǐn)?shù)比DS4低14.92%。

圖7 四種均勻化樣品經(jīng)過固溶處理后的EBSD圖片 (a)DS1;(b)DS2;(c)DS3;(d)DS4

表3 RD-ND面中亞晶/大角度晶粒數(shù)量比、亞晶尺寸與再結(jié)晶分?jǐn)?shù)統(tǒng)計結(jié)果

圖8為四種均勻化樣品經(jīng)過T6峰值時效處理后的TEM圖。由圖8(a),(b)可知，在DA1和DA2兩種均勻化樣品經(jīng)過峰值時效后，在晶粒內(nèi)和晶界上都形成了T1相，同時伴隨著少量δ′相析出。而從同樣的〈110〉軸上看，圖8(c)～(f)所示的DA3和DA4樣品中不僅形成了大量T1相，還能觀察到δ′相。

圖8 四種均勻化樣品峰值時效TEM圖 (a)DA1;(b)DA2;(c),(d)DA3;(e),(f)DA4

2.4 表觀激活能與晶界強(qiáng)化

鋁鋰合金通常在時效過程中析出主要強(qiáng)化相T1相、δ′相以及θ′相，故為了確定四種均勻化工藝的差異以及均勻化產(chǎn)生的Al3(Sc,Zr)彌散相粒子對后續(xù)時效過程的影響，選擇計算樣品在時效過程中的表觀激活能，以期能夠從側(cè)面解釋四種均勻化樣品峰值時效后力學(xué)性能差異的原因。

Johnson-Mehl-Avrami(JMA)公式是用于理解析出過程的常用公式[13]：

f=1-exp[-(kt)n]

(1)

式中：f是合金性能百分比變化，通常用硬度變化表示；t是相變時間，采用時效時間表示；k和n分別是表征相變過程中的速率常數(shù)與Avrami指數(shù)，用于描繪相變過程。

為了計算f，通常使用以下公式[14]：

(2)

式中：Hi為當(dāng)前時效硬度；Haq為淬火后得到的硬度；Hpeak為峰值時效點(diǎn)。

之后再通過式(3)[15]：

(3)

線性擬合ln[ln1/(1-f)]和lnt得到的截距與斜率來表示n和lnkn。將得到的速率常數(shù)k代入Arrhenius方程得到式(4)[15]：

k=Ae-Ea/RT

(4)

式中：Ea是化學(xué)激活能；k是與溫度有關(guān)的反應(yīng)速率常數(shù)，可用之前計算得到的時效過程中的速率常數(shù)k來代替；A是Arrhenius常數(shù)；R是氣體常數(shù)；T是時效溫度。

兩邊取對數(shù)可得式(5)：

(5)

進(jìn)一步線性擬合lnk與1/T，所得的斜率即可求出激活能Ea。由于鋁鋰合金在時效溫度低于165 ℃時主要析出δ′相和少量T1相，而時效溫度高于165 ℃時則析出大量T1相與少量δ′相和θ′相[16]，時效溫度的變化會導(dǎo)致時效過程中析出相的種類與數(shù)量發(fā)生變化，而Arrhenius方程主要是針對相同析出相進(jìn)行分析的經(jīng)驗公式，析出物種類與數(shù)量發(fā)生變化會影響分析結(jié)果，故選用170,180 ℃以及190 ℃來進(jìn)行樣品的表觀激活能計算。

圖9為四種樣品在170,180 ℃和190 ℃時效的激活能擬合結(jié)果。如圖9所示，按照式(1)，(2)，(3)計算并線性擬合后D1,D2,D3,D4樣品在170,180 ℃與190 ℃下的Avrami指數(shù)分別為0.68,0.76,0.68,0.50,0.83,0.52，0.66,0.72,0.75,0.66,0.51,0.81。研究表明Avrami指數(shù)為2/3時，析出相主要在位錯上形核，Avrami指數(shù)為1時析出相主要在晶界上形核[15]。擬合后的Avrami指數(shù)表明，四種均勻化樣品在時效過程中不僅能夠在位錯上析出T1相，同時由于Al3(Sc,Zr),Al3Sc和Al3Zr的作用[11]，使T1相也能夠在晶界上析出。圖8的TEM圖也可觀察到在晶界上存在的T1相，與分析結(jié)果相符。擬合計算后，D1,D2,D3與D4樣品時效過程中的表觀激活能分別為88.9,110.5,87.2,76.5 kJ/mol。

對比第二階段均勻化溫度相同的兩組均勻化樣品D1和D2， D1樣品的激活能低于D2樣品，D1樣品的制度利于樣品在時效過程中析出含Li強(qiáng)化相如T1相、δ′相，從力學(xué)性能的表現(xiàn)來看，析出更多含Li相的D1樣品的抗拉強(qiáng)度與屈服強(qiáng)度要高于D2。而第二階段均勻化溫度為460 ℃的D3和D4，通過激活能對比可以看出D2 > D1 > D3 > D4，從力學(xué)性能上看，激活能較低，時效過程中能析出更多含Li相的D3與D4樣品，其抗拉強(qiáng)度與屈服強(qiáng)度均高于D1與D2樣品。而同樣是460 ℃的D4，雖然也能析出δ′相與T1相進(jìn)行復(fù)合強(qiáng)化作用，但是其亞晶結(jié)構(gòu)與織構(gòu)的強(qiáng)化作用與D3有所區(qū)別。

屈服模型如式(6),(7)所示[17]：

σy=Δσgb+Mτtot

(6)

τtot=Δτ0+Δτss+Δτd&ppt

(7)

式中：Δσgb為晶界強(qiáng)化；M為織構(gòu)的影響；τtot為晶粒的臨界剪切應(yīng)力；τ0為合金固有的剪切應(yīng)力；τss為固溶強(qiáng)化；τd&ppt為晶粒中位錯與析出相的作用，晶界強(qiáng)化通過式(8)表示[17]。

(8)

式中：α2是常數(shù)，通常取2；G是剪切模量；b是柏氏矢量；fReX是再結(jié)晶分?jǐn)?shù)；δ是亞晶尺寸。D3和D4樣品由于軋制及后續(xù)熱處理等過程均相同，所以柏氏矢量大小相同，因此對于兩組樣品在式(8)的晶界強(qiáng)化模型中，主要考慮再結(jié)晶分?jǐn)?shù)和亞晶尺寸的作用。通過EBSD結(jié)果計算得出，D3的TD-RD面、RD-ND面和ND-TD面上(1-fReX)(1/δ)的值分別為0.1633, 0.094 和 0.8214，均大于D4的0.1525, 0.0629 和 0.0789。由此可得D3樣品在Al3(Sc,Zr)彌散相粒子細(xì)化晶粒、降低再結(jié)晶分?jǐn)?shù)的作用下，晶界強(qiáng)化效果大于D4樣品。

圖10為四種均勻化樣品固溶處理后RD-TD方向的EBSD織構(gòu)成分圖，表4為織構(gòu)占比統(tǒng)計結(jié)果，可以看出四種均勻化樣品在固溶處理后，織構(gòu)主要是由形變織構(gòu)的S,Copper和Brass織構(gòu)組成，而再結(jié)晶織構(gòu)Goss,Cube織構(gòu)的占比較少。四種樣品中占比最多的是S織構(gòu)。M在式(6)代表織構(gòu)的影響，由泰勒模型[18-19]計算RD-TD面上M的值，所得D3和D4的M值分別為2.34和1.72。雖然D4樣品的激活能小于D3，利于含Li強(qiáng)化相的析出，但在晶界強(qiáng)化與織構(gòu)的復(fù)合影響下，D3的力學(xué)性能要優(yōu)于D4。

圖10 RD-TD面四種均勻化樣品固溶處理后的織構(gòu)成分 (a)DS1;(b)DS2;(c)DS3;(d)DS4

表4 RD-TD面四種均勻化樣品織構(gòu)占比統(tǒng)計結(jié)果(%)

2.5 Schmid因子

圖11為四種樣品固溶處理后TD-ND面的Schmid因子(0.45～0.5)分布圖，從圖11對比來看，DS2樣品相比于DS1樣品的亞晶分布更加密集，大于0.45的Schmid因子分布在更多的細(xì)長晶粒中。DS3樣品相比于DS4樣品有更多含高Schmid因子晶粒。通常來說，高Schmid因子在粗大晶粒中容易造成應(yīng)力集中，導(dǎo)致晶粒優(yōu)先發(fā)生屈服和變形，從而使位錯在晶界上快速積累，最終產(chǎn)生晶間裂紋，DS1和DS4樣品相比于均勻化溫度相同的DS2和DS3樣品的晶粒尺寸要大，Schmid因子分布集中，容易表現(xiàn)為樣品的斷裂韌度較低[20]。雖然DS2和DS3樣品中同樣具有含Schmid因子較高的晶粒，但是樣品的晶粒較為細(xì)小且取向隨機(jī)，使得塑性變形主要發(fā)生在這些細(xì)小晶粒上，從而提高了樣品的伸長率和韌性，圖5的拉伸斷口也顯示DS2和DS3相比于DS1和DS4含有更深更密集的韌窩。這與圖11中含高Schmid因子的晶粒分布相似。

圖11 TD-ND面Schmid因子分布圖 (a)DS1;(b)DS2;(c)DS3;(d)DS4

3 結(jié)論

(1)350 ℃/4 h+460 ℃/4 h+520 ℃/48 h均勻化制度最有利于Al3(Sc,Zr)彌散相粒子的析出。四種均勻化制度雖然都能析出Al3(Sc,Zr)彌散相粒子，產(chǎn)生Cu原子團(tuán)簇偏析，但通過350 ℃/4 h+460 ℃/4 h+520 ℃/48 h均勻化制度的樣品，在Al3(Sc,Zr)彌散相粒子的作用下具有最低的再結(jié)晶分?jǐn)?shù)以及大量亞晶組織。

(2)350 ℃/4 h+460 ℃/4 h+520 ℃/48 h和350 ℃/4 h+460 ℃/16 h+520 ℃/48 h均勻化制度有利于時效過程中含Li強(qiáng)化相的析出，這是由于Al3(Sc,Zr)彌散相粒子在調(diào)控晶粒組織的同時，也能改變T1相的形核位置，降低合金時效過程中的激活能，更有利于含Li相的析出，從而提升力學(xué)性能。

(3)350 ℃/4 h+460 ℃/4 h+520 ℃/48 h均勻化制度使Al-Cu-Li-Sc-Zr合金在均勻化過程中析出Al3(Sc,Zr)彌散相，在Al3(Sc,Zr)彌散相粒子的作用下，可以細(xì)化晶粒，減小再結(jié)晶分?jǐn)?shù)，降低時效激活能，促進(jìn)含Li強(qiáng)化相的析出，減小應(yīng)力集中，提升合金伸長率，并綜合提升合金的力學(xué)性能。