5A90 鋁鋰合金的蠕變時效行為及機理

傅 進 ，雷 超，邊天軍，郜 陽，曹 曉，任 斐，李 恒

（1.西北工業大學 材料學院，陜西 西安 710072；2.香港理工大學 機械學院，香港 999077；3.西安理工大學 材料科學與工程學院，陜西 西安 710048；4.上海航天設備制造總廠有限公司，上海 200245）

0 引言

大型整體壁板由于其高可靠性、高結構效率和輕量化而被廣泛應用于航空航天工業。然而，由于其通常具有大尺寸、變曲率、結構復雜和厚度不均的特點，在成形和制造方面面臨巨大挑戰。為了滿足航空航天領域對大型整體復雜壁板的需求，蠕變時效成形（Creep Age Forming，CAF）作為一種先進的成形技術得到廣泛的關注和發展，主要用于制造飛機的上下機翼壁板和機身壁板［1］。蠕變時效成形將工件的時效處理和蠕變變形相結合，旨在同步實現結構件所需的特性和目標形狀。與傳統的金屬成形工藝（如噴丸成形、沖壓成形和其他冷塑性成形工藝）相比，蠕變時效成形具有許多優勢，包括成形成性一體化、成形應力低、成形效率高和成形件內部殘余應力低等［2-3］。

為了減輕飛機的重量，質量輕、性能高的金屬和合金是制造大型整體壁板的最佳候選材料。輕合金是現代航天裝備輕量化首選材料，高性能輕合金構件制造能力決定了我國航天裝備的功能水平與競爭力［4］。鋁鋰合金由于其低密度、高比強度和比剛度，在研究和實際應用中都受到了廣泛的關注。在各種鋁鋰合金中，5A90 鋁鋰合金，即一種Al-Mg-Li 合金，可以減少8%～10%的部件質量，在航空航天領域具有廣闊的應用前景。但是，5A90 鋁鋰合金在室溫下塑性較差，不利于復雜零件的成形。研究人員通過熱成形、電塑成形和超塑性成形等技術提高了5A90 鋁鋰合金的可成形性［5-8］。蠕變時效成形是一種可以最大限度發揮合金的可成形性并有效改善機械性能的技術［9］。此外，新型Al-Mg-Li合金可以通過時效強化，使蠕變時效成形工藝成為其成形的理想選擇。因此，進行廣泛的研究以促進蠕變時效成形在Al-Mg-Li 合金構件制造上的知識構建和應用具有重要意義。

蠕變時效成形的工藝參數包括時效溫度、外加應力、材料初始狀態和熱-力加載順序等，這些參數會顯著影響合金在成形過程中的蠕變時效行為、微觀組織演變和力學性能變化。迄今為止，已經進行了許多有關各種鋁合金的蠕變時效實驗研究。LIN等［10］探索了外加應力和時效溫度對Al-Cu-Mg 合金的硬度和析出過程的影響，發現應力可以加速合金的沉淀硬化。LIN 等［11］還研究了溫度對Al-Zn-Mg-Cu 合金蠕變時效第2 階段（SSCAT）沉淀相的影響，指出兩階段蠕變時效中合金的主要析出相為η′和η 相。XU 等［12］研究了Al-Cu-Mg 合金的拉伸和壓縮蠕變時效行為，發現在壓縮應力下的蠕變應變小于在拉伸應力下的蠕變應變。LEI 等［13］對比了7050鋁合金在3 種不同初始狀態下蠕變時效后的微觀組織和材料性能，發現固溶態和重固溶態的合金比回歸態具有更加細小且均勻的晶內析出相和更高的機械性能。ZHANG 等［14］研究了預拉伸程度對Al-Cu-Li 合金蠕變時效過程的影響，指出引入適當的預拉伸可以顯著延長蠕變第1 階段的持續時間，并有效地抑制T1 相的定向析出作用。FU 等［15］和LEI等［16］均指出了熱-力加載順序對蠕變時效行為的重要性。在先加載后加熱的順序下，材料可能會發生非等溫蠕變時效行為，并顯著影響總蠕變應變［17］。綜上所述，這些廣泛的實驗研究增進了對蠕變時效成形過程中材料蠕變時效機理的理解。但是，目前的研究主要集中在Al-Cu-Mg 和Al-Zn-Mg-Cu 合金，很少涉及Al-Mg-Li 合金。因此，亟待開展關于Al-Mg-Li 合金的蠕變時效行為研究，為該合金大型整體壁板構件的蠕變時效成形提供依據。

在本研究中，選取一種Al-Mg-Li 合金（即5A90鋁鋰合金）作為研究對象，在先加載后加熱的順序下進行蠕變時效實驗。本文重點研究時效溫度和外加應力對非等溫和等溫蠕變時效行為的影響，以及微觀組織和力學性能的演變，分析并討論工藝參數的影響規律和機理。

1 實驗材料與方法

1.1 實驗材料與試樣制備

實驗材料為中國西南鋁業（集團）有限公司生產的2 mm 厚5A90-T3S Al-Mg-Li 合金熱軋板。表1 列出了該合金的化學成分。根據GB/T 2039—1997［18］，利用電火花加工（EDM）從熱軋板沿軋制方向加工出標距為50 mm、厚度為2 mm 的蠕變試樣，試樣的幾何形狀和尺寸如圖1 所示。試樣在電阻爐中于460 ℃固溶處理30 min，然后在室溫下水淬。為避免自然時效，試樣在固溶處理后30 min 內用于蠕變時效實驗，或保存在?20 ℃的冰箱中。實驗前將試樣表面和邊緣打磨，以避免蠕變拉伸實驗期間應力集中。

表1 5A90 鋁鋰合金的化學成分Tab.1 Chemical composition of 5A90 Al-Li alloy %

圖1 試樣幾何形狀及尺寸（單位：mm）Fig.1 Geometry and size of the specimen（unit：mm）

1.2 連續/間斷蠕變時效拉伸實驗

軸向拉伸蠕變時效實驗采用先加載后加熱的順序。因此，不能忽視材料在加熱階段的非等溫蠕變時效行為。為了研究蠕變時效行為對溫度和應力的依賴性，針對這兩個參數各選擇了3 個等級來進行蠕變時效實驗，即100、130 和160 ℃以及125、150 和175 MPa。設計了持續時間為18 h 的連續蠕變時效實驗，此外，還進行了持續時間為0.5、4、8 和12 h 的間斷蠕變時效實驗，以研究蠕變時效過程中微觀組織和力學性能的演變。應當注意的是，本文中的持續時間是指除加熱階段以外的等溫階段時間。此外，由于熱機械變形行為的復雜性，進行了10 MPa（200 N）的可忽略應力下的測試，旨在研究純熱變形。因此，可以通過減去熱變形來獲得蠕變變形。

軸向拉伸蠕變時效實驗在珠海三思泰捷公司生產的專用RMT-D10 型蠕變時效實驗機進行。熱環境爐的溫度波動可以控制在1 ℃以下。將樣品放在爐子中間并對齊，在標距段周圍固定3 個熱電偶檢測環境溫度。按照先加載后加熱的順序，首先施加目標載荷，加載速率為0.5 mm/min，然后從環境溫度加熱到目標溫度。用探針型光柵位移傳感器測量標距段的線性變形，測量精度為5×10?4mm。待實驗結束，先卸去載荷，再空冷至室溫。保存實驗數據，取下試樣放置于冰箱冷凍（?20 ℃），以待后續力學性能測試和微觀組織觀察。

1.3 微觀組織表征與力學性能檢測

為研究蠕變時效過程中微觀組織及力學性能演變規律，進行透射電子顯微鏡（TEM）表征、室溫拉伸力學性能測試和維氏硬度測試。采用美國FEI公司Tecnai F30 G2透射電子顯微鏡，觀察透射電鏡暗場像、明場像和高分辨透射電鏡圖像中試樣的沉淀相和位錯。利用Image-Pro Plus 6 軟件對沉淀相直徑和體積分數進行統計測量，對每一個試驗條件進行不少于5 組透射電鏡圖像分析，計算平均值。透射電鏡試樣為蠕變時效持續時間為0.5 和18 h 的試樣。制備時，在蠕變時效試樣標距中心沿著軋制方向切取15 mm×10 mm 的小塊，機械減薄至約60 μm 并沖剪成直徑3 mm 的圓片，最后雙噴減薄。雙噴電解液采用體積分數為20%的硝酸與80%的甲醇，雙噴溫度為?35～?25 ℃，電壓為20 V 左右。室溫拉伸性能測試在MTS CMT5205 通用材料試驗機上進行，拉伸速度為2 mm/min。

2 結果與討論

2.1 溫度對蠕變變形的影響

由于在熱-力加載條件下，5A90 鋁鋰合金的變形行為較為復雜，為探明蠕變時效過程中由蠕變引起的材料變形，需要研究5A90 鋁鋰合金在無應力條件下的熱變形行為，即將蠕變時效過程中試樣的總變形與無應力時效過程中試樣的熱變形相減，所得變形即為蠕變變形。

圖2（a）為5A90 鋁鋰合金在不同溫度下無應力時效的熱變形曲線，在明顯小于蠕變門檻應力即不發生蠕變變形的前提下，為保證實驗裝置各部件的緊密配合，設置預緊力為10 MPa（200 N）；圖2（b）為5A90 鋁鋰合金在不同溫度下蠕變應力175 MPa的蠕變時效變形曲線，變形曲線減去了加載過程中的彈性變形。

圖2 5A90 鋁鋰合金不同溫度下蠕變時效的變形曲線Fig.2 Strain curves of 5A90 Al-Li alloy during creep aging at different temperatures

5A90 鋁鋰合金在無應力條件下的熱變形過程中，加熱階段變形直線上升，主要來自于合金的熱膨脹，試樣在加熱到100、130 和160 ℃的過程中的熱變形分別達到0.024%、0.07%和0.11%。恒溫階段的變形量上升至最高后下降，最終趨于穩定；溫度越高，變形量下降越小，在100、130 和160 ℃下分別為0.047%、0.018%和0.007%，變形量下降主要是由于時效過程中的晶格收縮。5A90 鋁鋰合金時效過程中的析出沉淀相為Al3Li，其晶格常數小于Al 基體晶格常數，并且隨著溶質原子的析出，基體的晶格常數也逐漸減小。由此可見，無應力條件下的熱變形主要包括材料的熱膨脹和時效導致的晶格收縮。

蠕變時效過程中，5A90 鋁鋰合金的總變形由4部分組成，即彈性變形、熱膨脹變形、晶格收縮導致的變形和蠕變變形。溫度越高，變形量越大，160 ℃下達到1.397%，遠遠大于130 ℃下的0.201% 和100 ℃下的0.106%。其中，合金在加熱到100、130和160 ℃時的變形量分別為0.050%、0.106% 和0.179%，均大于無應力時效加熱過程中合金的變形量，說明合金在蠕變時效加熱過程中發生了蠕變變形。值得注意的是，100 ℃下，變形量增大至最高后逐漸減小，然后趨于穩定，減小的變形量為0.021%，表明蠕變產生的變形量增大不足以抵消晶格收縮引起的變形量減小。

用蠕變時效過程中的總變形減去無應力時效過程中的熱變形，得到合金的蠕變變形。圖3（a）和（b）分別為5A90 鋁鋰合金在先加載再加熱順序和蠕變應力175 MPa 下蠕變時效加熱階段和恒溫階段的蠕變應變曲線，圖3（c）為恒溫階段的蠕變應變速率曲線。

圖3 5A90 鋁鋰合金不同溫度下蠕變時效的蠕變變形Fig.3 Creep deformation of 5A90 Al-Li alloy during creep aging at different temperatures

由圖3（a）看出：100、130 和160 ℃下加熱過程合金的蠕變變形分別為0.026%、0.036%和0.069%。由于蠕變時效前材料的初始狀態均為固溶態，蠕變應力均為175 MPa，因此，加熱至100 ℃之前的蠕變應變曲線有較高的重合度。由圖3（b）看出：時效溫度越高，恒溫階段的蠕變應變越大，在160 ℃下達到1.207%，遠高于130 ℃下的0.079% 和100 ℃下的0.039%。160 ℃下恒溫階段的蠕變變形幾乎沒有第2 階段（即穩態階段），短暫的第1 階段（即減速階段）結束后直接進入蠕變第3 階段。結合圖3（c）中的蠕變速率曲線可以發現，160 ℃下蠕變速率先下降后上升，這是因為蠕變過程中發生了損傷，從而加速了蠕變變形。

在100 和130 ℃恒溫階段下，蠕變變形明顯的有第1 階段和第2 階段。前2 h 為蠕變第1 階段，蠕變速率快速下降，這是因為隨著蠕變過程的進行，位錯密度的增加使位錯運動受阻，導致蠕變速率降低；約2 h 后，蠕變變形進入第2 階段，溫度越高，穩態蠕變速率越大，這是因為較高的溫度為位錯運動提供了較高的能量，促使其克服沉淀相及其他位錯的阻礙，從而獲得較高的位錯滑移或攀移速率，宏觀上表現為較高的蠕變應變速率。

2.2 應力對蠕變變形的影響

5A90 鋁鋰合金不同應力水平下蠕變時效的變形行為如圖4 所示。

圖4 5A90 鋁鋰合金不同應力水平下蠕變時效的變形行為Fig.4 Deformation behavior of 5A90 Al-Li alloy during creep aging under different stress levels

圖4（a）為5A90 鋁鋰合金在不同應力水平下蠕變時效的應變曲線，曲線起始點為加載結束加熱開始時，且變形曲線不包含彈性變形?？梢钥闯觯瑧υ酱?，變形量越大。開始時曲線呈直線上升趨勢，此階段變形明顯，主要是由于加熱階段產生了明顯的熱膨脹，加熱結束時試樣的熱膨脹量達0.07%。此后進入恒溫階段，曲線上升速率減小并趨于穩定，此時蠕變變形由第1 階段進入到第2階段。

圖4（b）和（d）分別為5A90 鋁鋰合金在不同應力水平下加熱階段和恒溫階段的蠕變應變曲線。175 MPa 下，試樣在50 ℃之前幾乎沒有蠕變變形，加熱至50 ℃后發生了較明顯的蠕變變形，加熱結束后蠕變應變達到0.036%；而125 和150 MPa 條件下，加熱至120 ℃后才開始發生明顯的蠕變變形。這是因為蠕變變形存在門檻應力，隨著溫度的升高，門檻應力迅速下降。對于5A90 鋁鋰合金，由上述現象可以看出，溫度上升至50 ℃時，蠕變門檻應力低于175 MPa，上升至120 ℃后門檻應力下降至150 MPa 并且繼續下降，甚至很快低于125 MPa。由此可以得到5A90 鋁鋰合金蠕變門檻應力隨溫度變化的示意圖，如圖4（c）所示。

由圖4（d）發現，應力越大，恒溫階段蠕變應變越大，125、150 和175 MPa 下，材料在經過18 h 蠕變時效后，蠕變應變分別達到0.019%、0.05% 和0.079%。恒溫階段的蠕變變形分為明顯的第1 階段和第2 階段。第2 階段蠕變速率基本保持不變，主要是由于材料的加工硬化和回復軟化作用達到了動態平衡。對第2 階段的蠕變數據進行線性擬合，得到125、150 和175 MPa 下穩態蠕變速率分別為9.38×10?6、2.15×10?5和3.19×10?5h?1；應力越大，穩態蠕變速率越大。應力的增大可以促進位錯的滑移或攀移，從而有助于蠕變變形。

2.3 微觀組織演變

在Al-Mg-Li 合金的時效過程中，過飽和固溶體的析出順序可以表示為：α（過飽和固溶體）→δ′（Al3Li）→S（Al2MgLi）［19］。早期研究表明：δ′相是Al-Mg-Li 合金的主要強化相，屬于L12 結構的有序相，點陣錯配度很?。?0］，δ′相與基體共格且呈球形［21］；而S 相呈棒狀且與基體非共格，主要平行于＜110＞Al析出；S 相是平衡相，它的形核以消耗δ′為代價，在一定程度上軟化了材料。時效過程中，如果在材料上施加外部應力，則在較短的時效時間內便會形成S 相［22］。

為研究應力大小對5A90 鋁鋰合金蠕變時效過程中微觀組織演變的影響，選取溫度為130 ℃，應力為125、150 和175 MPa 下的蠕變試樣，利用透射電鏡，對沉淀相微觀組織進行觀測。5A90 鋁鋰合金在不同應力水平下，蠕變時效等溫階段0.5 h 后的沉淀相和位錯如圖5 所示。由透射電鏡暗場像可以看出，應力越大，δ′相體積分數越大，直徑約為3～5 nm，175 MPa 下δ′相分布最為細密。由高分辨透射電鏡圖像看出，材料內部均發現了棒狀的S 相，長度約為4～7 nm。

圖5 5A90 鋁鋰合金不同應力水平下蠕變時效等溫階段0.5 h 后的沉淀相及位錯Fig.5 Precipitation phases and dislocations in 5A90 Al-Li alloy under different stress levels after the isothermal stage is maintained for 0.5 h

在蠕變初期，外加應力激發了大量的可動位錯，為沉淀相的形核提供了質點，降低了形核能，促進沉淀相的析出［23］。應力越大，所提供的能量越大，激發出越多的可動位錯，因此175 MPa 條件下析出較多的δ′相。同時，外加應力使得S 相較早析出［22］。125 MPa 下蠕變時 效0.5 h 后 的位錯密 度較大，175 MPa 下的位錯密度明顯小于125 和150 MPa 下的位錯密度。因此，在蠕變時效的加熱階段，175MPa 下的蠕變試樣有明顯的蠕變變形，而125 和150 MPa 下的試樣變形較小甚至可以忽略。蠕變變形伴隨著材料內部可動位錯的滑移和攀移，異號位錯相遇相互抵消，175 MPa 下蠕變變形消耗了較多的可動位錯，因此蠕變時效等溫階段0.5 h 后的位錯密度較小，125 和150 MPa 下可動位錯消耗較少因此有較高的位錯密度。

圖6 所示為5A90 鋁鋰合金不同應力水平下蠕變時效等溫階段18 h 后的沉淀相和位錯。由透射電鏡暗場像可以看出，125 MPa 下δ′相體積分數較小，175 MPa 下δ′相分布最密。相比于0.5 h 時，18 h 后基體中的δ′相明顯長大，直徑約為10～15 nm，應力越大，δ′相平均直徑越大。由高分辨透射電鏡圖像看出，5A90 鋁鋰合金在125、150 和175 MPa 下蠕變時效等溫階段18 h 后，材料內部均發現了較多的棒狀S 相，應力越大，S 相尺寸越大。S 相的最大長度在175 MPa 下約為20 nm，在150 MPa 下約為15 nm，而在125 MPa 下的長大并不明顯，最大長度約為10 nm。可見，隨著時效過程的進行，沉淀相的析出逐漸減弱，長大逐漸占主導地位，時效后期沉淀相的體積分數主要取決于時效初期沉淀相的形核數量。因此，5A90 鋁鋰合金175 MPa 下蠕變時效等溫階段18 h 后，基體中δ′相的體積分數仍大于125 和150 MPa 下δ′相的體積分數。

和蠕變時效等溫階段0.5 h 時相反，18 h 時，應力越大，位錯密度越大。這是因為蠕變時效初期材料發生了明顯的蠕變變形，位錯的攀移消耗了大量的可動位錯，伴隨著明顯的動態回復，應力越大，蠕變變形越明顯，位錯消耗越大，動態回復越明顯，因此，位錯密度越小。隨著蠕變時效過程的進行，蠕變速率逐漸下降，位錯運動受到位錯本身和沉淀相的阻礙，位錯增殖速率逐漸提高，回復逐漸減弱，蠕變應力越大，蠕變時效后期位錯增殖越快，因此，位錯密度越大［23］。

圖6 5A90 鋁鋰合金不同應力水平下蠕變時效等溫階段18 h 后的沉淀相及位錯Fig.6 Precipitation phases and dislocations in 5A90 Al-Li alloy under different stress levels after the isothermal stage is maintained for 18 h

2.4 力學性能演變

5A90 鋁鋰合金不同應力水平下蠕變時效力學性能變化曲線如圖7 所示。曲線的起始點均為固溶態5A90 鋁鋰合金的力學性能，其中屈服強度約為200 MPa，延伸率為17.9%。蠕變時效后，合金的屈服強度上升，而延伸率下降。各條曲線上的第2 個點代表加熱階段結束后合金的力學性能，其余點分別為等溫階段0.5、4、8、12 和18 h 時的力學性能。

圖7 5A90 鋁鋰合金不同應力水平下蠕變時效力學性能變化曲線Fig.7 Evolution curves of the mechanical properties of 5A90 Al-Li alloy during creep aging under different stress levels

在不同應力水平下，蠕變時效初期合金的力學性能發生了明顯的改變，屈服強度顯著提高，合金的塑性快速下降；隨著蠕變時效的進行，屈服強度和延伸率的變化減緩。在蠕變時效等溫階段18 h后，3 種應力水平下的合金強度均未達到時效峰值，強度仍有上升的趨勢。蠕變時效初期，如曲線上的第2、3 個點，即加熱階段結束時和等溫階段0.5 h時，可以發現，應力越大，合金的屈服強度越小，延伸率越大。等溫階段4 h 時，175 MPa 下合金的強度得到明顯的提高，達到297 MPa，延伸率顯著下降至6.74%；而125 MPa 下合金的屈服強度變為281 MPa，較蠕變時效初期提高較少，延伸率降低至7.8%，高 于150 和175 MPa 下的延伸率（7% 和6.74%）。在后續的等溫階段中，應力越大，屈服強度越大，延伸率則越小。5A90 鋁鋰合金在125、150和175 MPa 下蠕變時效結束時的屈服強度分別為310.2、320.6 和325.7 MPa，延伸率分別為7.1%、6.9%和6.8%。

應力對5A90 鋁鋰合金蠕變時效力學性能的影響，可以從微觀組織的角度來解釋。蠕變時效初期，沉淀強化效果較弱，位錯強化占主導［24］。由圖5可以看出，蠕變時效等溫階段0.5 h 時，應力越大，位錯密度越小，因此，125 MPa 條件下位錯強化最強，而175 MPa 下的位錯強化最弱。由于位錯密度對屈服強度和延伸率的影響大于δ′相的影響，雖然等溫階段0.5 h 后，175 MPa 下合金基體內δ′相體積分數最大，沉淀強化效果最強，但是其較低的位錯密度，導致合金的強度最低且延伸率最高。隨著蠕變時效的進行，由于位錯運動受到阻礙，位錯密度的增殖速率加快，位錯強化效果明顯增強，應力越大，位錯密度越大，位錯強化作用越強；此外，蠕變應力較大時，δ′相的體積分數較大，沉淀強化效果較強；因此蠕變時效后期，175 MPa 下位錯強化和沉淀相強化的疊加使合金的強度最高且延伸率最低。

5A90 鋁鋰合金在不同應力水平下蠕變時效等溫階段0.5 h 后的室溫拉伸曲線如圖8 所示。

圖8 5A90 鋁鋰合金不同應力水平下蠕變時效等溫階段0.5 h 后的室溫拉伸曲線Fig.8 Tensile curves of 5A90 Al-Li alloy at room temperature under different stress levels after the isothermal stage is maintained for 0.5 h

由圖8 可以看出：5A90 鋁鋰合金有明顯的PLC效應［25］。不同應力水平下，隨著工程應變的增加，應力跌落幅值增大。相同工程應變時，蠕變時效外加應力越大，應力跌落幅值越大。這是因為蠕變時效等溫階段0.5 h 后，5A90 合金中有大量的沉淀相析出，外加應力越大，沉淀相體積分數越大；室溫拉伸時，位錯的運動受到沉淀相的釘扎，沉淀相體積分數越大，對位錯運動阻礙作用越強，位錯克服阻礙所需外力越大，導致位錯脫釘后產生的應力降幅較大。這說明在室溫拉伸時，應力跌落幅值隨著沉淀相體積分數的增大而增大。

3 結束語

本文系統研究了時效溫度和外加應力對5A90鋁鋰合金蠕變時效行為及微觀組織和力學性能演變的影響，討論了其影響規律和演化機理，對理解和應用Al-Mg-Li 合金蠕變時效成形具有重要意義。研究結果如下：

1）在外加應力175 MPa 下，加熱至100、130 和160 ℃時的非等溫蠕變應變分別為0.026%、0.036%和0.069%；160 ℃下等溫階段18 h 后的蠕變應變達到1.207%，遠高于130 ℃下的0.079%和100 ℃下的0.039%；蠕變應變速率隨溫度升高而增加；由于蠕變損傷，160 ℃下出現第3 蠕變階段。

2）在時效溫度130 ℃下，應力越大，恒溫階段蠕變應變越大；125、150 和175 MPa 下，材料在蠕變時效恒溫階段18 h 后，蠕變應變分別達到0.019%、0.05%和0.079%。恒溫階段的蠕變變形分為明顯的第1 階段和第2 階段。

3）外加應力越大，沉淀相δ′的體積分數越大；等溫蠕變時效0.5 h 后，175 MPa 條件下位錯密度明顯小于125 和150 MPa 條件下的位錯密度；等溫蠕變時效18 h 后，應力越大，位錯密度越大，125 MPa條件下位錯密度明顯小于150 和175 MPa 條件下的位錯密度。

4）非等溫蠕變時效結束時和等溫蠕變時效0.5 h 后，應力越大，合金的屈服強度越小，延伸率越大；在之后的等溫蠕變時效過程中，175 MPa 下材料的屈服強度始終高于125 和150 MPa 下合金的屈服強度，應力越大，屈服強度越大，延伸率則越小。