形變熱處理對噴射成形Al-Cu-Li合金組織與力學性能的影響

唐啟東,肖 锎,官瑞春,江 茫,徐進軍*

（1.空軍航空維修技術學院 航空機電設備維修學院, 長沙 410124；2.中機國際工程設計研究院有限責任公司, 長沙410124；3.國家管網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研究中心, 長沙 410124）

減小航空航天飛行器材的整體質量，可有效地節約能源消耗、顯著提高其有效裝載能力和機動性[1]。輕質高性能鋁合金結構件因其制造成本低、有益于結構減重以及成形性好等方面的綜合優勢獲得廣泛應用。第三代Al-Cu-Li系合金由于其具有輕質高強、抗疲勞性能良好以及較好的高溫及低溫性能等特點，已成為航空航天領域不可或缺的金屬材料[2]。進一步研制綜合性能更加優異的鋁鋰合金已成為我國航空航天領域亟需解決的難題。

由于鋁鋰合金微合金化特點以及工業化鑄造過程中容易出現基體成分分布不均勻、晶內偏析，產生多種非平衡相等現象[3-5]。對變形鋁合金而言，鑄錠的組織狀態不僅直接關系到合金的變形性能，而且對后續的熱處理工藝以及最終制品性能都有較大影響，從而嚴重的限制了材料的使用[6]。

目前，要解決鋁鋰合金鑄錠的宏觀偏析問題可從以下兩個方向著手：（1）在制備鑄錠過程中，以極其緩慢并保持相同的冷卻速度使鑄坯凝固。從而使合金中的各元素有足夠的時間發生擴散，促進合金中的元素均勻分布，此種方法在工業化生產中難于實現；（2）快速凝固，在極短的時間內將液態合金凝固為固態，元素在短時間內來不及偏聚。噴射成形技術（spray forming technology, SFT）就是基于第二種方法設計出來的快速凝固工藝。SFT的基本原理是采用高壓的惰性氣體使金屬液流霧化，使金屬破碎細化成大量的液滴，并在其未完全凝固前將其沉積到接收基體上，通過調整基體轉速以及改變移動方式等手段，制成各式各樣的沉積坯件[7]。通過SFT制備的金屬材料，可有效地弱化合金偏析現象、改善合金中元素的固溶度、細化晶粒尺寸并改變合金中第二相的形貌[8-10]。SFT的快速發展與應用，使得制備高綜合性能鋁鋰合金有了新的途徑，已受到國內外研究人員的密切關注。

在SFT制備的合金中，基體內部容易出現微小孔隙以及微弱偏析等難于避免的缺陷。因此，需要制定適宜的形變熱處理工藝以消除噴射成形態合金的缺陷。在形變熱處理過程中，合金的微觀組織發生了變化，從而影響合金的最終性能[11-14]。因此，有必要深入研究噴射成形態Al-Cu-Li合金在形變熱處理過程中的微觀組織演變和力學性能。

本研究首先表征噴射成形技術制備的Al-Cu-Li合金的鑄態組織特征，其次根據合金的差示掃描量熱法（differential scanning calorimetry，DSC）測試結果設計雙級均勻化處理制度；然后表征合金在均勻化處理和固溶處理過程中，合金的微觀組織演變，最后重點討論時效前預變形處理對合金的第二相析出行為和力學性能的影響規律。

1 實驗過程

噴射成形態Al-Cu-Li合金化學成分如表1所示。均勻化和固溶處理均在SG-XS型高溫箱式馬弗爐進行。利用機加工去除鑄錠表面的氧化層以及可見缺陷后，再進行雙級均勻化處理。采用?400 mm×1000 mm二輥熱軋機對均勻化處理后的合 金 進 行 熱 軋 至6 mm厚，再 從6 mm冷 軋 至3 mm。時效處理過程在DHG9040型數顯恒溫干燥箱中進行。

表1 實驗用Al-Cu-Li合金的化學成分（質量分數/%）Table 1 Chemical composition of Al-Cu-Li alloy（mass fraction/%）

合金中的元素成分采用測量精度為1×10-6的電感耦合等離子原子發射光譜儀進行定性及定量分析。在合金中切取薄片試樣，經過1500目的水磨砂紙打磨后進行拋光處理，用酒精清潔工件表面。待試樣干燥后，剪下質量約為15 mg的薄片，在DSC-700型差示掃描量熱儀上進行DSC測試，測試過程中的保護氣氛為高純氬氣，升溫速率為10 °C/min，溫度測試范圍為20 ～620 °C，采用純鋁坩堝作為參比物。

金相試樣先后通過320目、800目、1200目、1500目的水磨砂紙和1500目的金相砂紙打磨，最后在拋光布上采用粒度為0.5 ～1.5 μm的金剛石拋光膏進行拋光，對拋光后的試樣進行陽極覆膜處理，覆膜液的成分為97 mL H2O+3 mL HF+1.1 g H3BO3，覆膜電壓為25 V。在覆膜過程中盡可能保持試樣靜止，覆膜完成后用清水清洗干凈并吹干，然后在金相顯微鏡下觀察合金的晶粒形貌。

掃描電鏡（scanning electron microscope，SEM）待測試樣經過1500目的水磨砂紙打磨和拋光處理。采用ZEISS MA10型掃描電鏡，利用背散射電子來觀察試樣表面未溶第二相的分布情況，利用裝配的能譜儀分析第二相的成分。

透 射 電 鏡（transmission electron microscope，TEM）樣品先后經水磨砂紙粗磨、細磨以及金相砂紙精磨等減薄至80 μm左右，借助沖孔器獲得直徑約為3 mm的小圓片。隨后使用MTP-1A型雙噴電解減薄儀對制作好的圓片樣品進行減薄、穿孔處理，實驗電流設置為50～70 mA，電壓為10～20 V。使用的雙噴電解溶液為30% HNO3+ 70% CH3OH，并及時加入液氮保證實驗溫度在?20 °C以下。最后，用TECNAIG20型透射電鏡對制作好的標準試樣進行透射電子顯微分析。

2 結果與分析

2.1 噴射成形態鋁鋰合金組織特征

噴射成形態鋁鋰合金的金相照片如圖1所示。從圖1可以看到，噴射成形態鋁鋰合金組織特征與普通熔鑄方法獲得的鑄錠組織具有較大區別。噴射成形態合金中晶粒為典型的等軸晶，晶粒尺寸主要分布在60～90 μm之間，平均約為78.8 μm。此外，晶粒內部存在大量呈長條狀的結晶相。

圖1 噴射成形態鋁鋰合金金相照片 （a）低倍；（b）高倍Fig. 1 Optical microstructure photos of spray deposited alloy （a） low magnification ； （b） high magnification

這種細小的等軸晶組織形成原因主要是由于噴射沉積技術凝固快、噴射速度快。噴射沉積過程中冷卻速度快，大部分霧化液滴在沉積收集器上之前已經固化。高噴射速度導致的強烈沖擊可以打破先前沉積形成的晶粒，相當于增加了額外形核晶粒的數量，從而導致晶粒細化。

圖2為噴射成形態鋁鋰合金的SEM照片，從圖2（a）中可清晰的觀察到合金中不論是晶界處還是晶內，都存在大量的結晶相；但晶界上的結晶相較晶粒內部的尺寸明顯更大（如圖2（b）所示）。晶粒內部則存在大量細長的結晶相，且存在少量孔洞（見圖2（b）中黃色箭頭所指）。隨機選取合金中晶界（點1）和晶粒內部（點2）的結晶相，進行能譜測試分析，其EDS測試結果分別如圖2（c）和2（d）所示。根據圖2（c）和2（d）所示的能譜測試結果可知，合金中晶界處的粗大相為Al7Cu2Fe相，晶粒內部細長的結晶相為AlCu相。結合文獻[8]的研究結果可知，晶粒內部的細長結晶相可能為TB(Al7.5Cu4Li)。

圖2 噴射成形態合金 （a），（b）SEM照片；（c），（d）EDS測試結果Fig. 2 Spray deposited alloy （a）, （b）SEM microstructure photos； （c）, （d）EDS testing results

以上實驗結果表明，噴射成形態合金組織偏離了平衡狀態，必須設計適宜的均勻化處理工藝來改善合金組織。提高均勻化處理溫度能夠顯著增加合金中元素的擴散系數，但溫度過高時，極易引起合金發生過燒現象。因此，必須先確定合金的過燒溫度。

圖3為噴射成形態合金的DSC曲線。由圖3可知，合金的DSC曲線中在A、B和C點位置出現吸熱峰。A點出現吸熱峰說明低熔點結晶相發生溶解，溶解溫度約為452 °C；B點出現吸熱峰說明較高熔點結晶相發生溶解，溶解溫度約為517 °C；C點出現吸熱峰說明測試試樣發生溶解，溶解溫度約為573 °C。考慮到爐溫波動，為保證材料不發生過燒現象，第一級均勻化溫度設置為450 °C，第二級均勻化處理溫度設置為510 °C。

圖3 噴射成形態合金的DSC測試結果Fig. 3 DSC testing results of spray deposited alloy

在均勻化溫度固定時，隨著保溫時間的延長，合金元素逐漸擴散至均勻分布，但過分延長保溫時間，合金晶粒容易發生異常粗化，從而惡化合金的綜合性能。本研究用的噴射成形態合金中，與其他元素相比，在相同溫度條件下Cu元素的擴散速率最慢。因此可設定當噴射成形態合金中偏析的Cu元素減少到初始濃度的1%時，認為已達到良好的均勻化處理效果。根據Fick第一和第二定律[4-6,15]，可推導出均勻化動力學方程為：

式中：T為均勻化處理溫度（510 °C）；t為保溫時間；L=78.8 μm為噴射態合金的平均晶粒直徑。參照文獻[6, 16]可取R=8.32 J/(mol?K)、Q(Cu)=136.8 kJ/mol、D0(Cu)=0.084 cm2/s。將以上參數代入上述公式中可得，510 °C加熱溫度下均勻化處理的保溫時間是22.9 h。綜上所述，可將噴射態合金的均勻化處理溫度設置為450 °C/24 h+510 °C/24 h。

2.2 均勻化處理后合金的組織特征

經均勻化工藝處理后噴射成形態合金的金相組織照片如圖4所示。經均勻化處理后，合金中晶界寬度減小且晶內元素分析趨于均勻，說明晶界和晶粒內部中大部分的結晶相溶解入基體中。

圖4 經均勻化處理后合金的金相組織照片Fig. 4 Optical microstructure photos of spray deposited alloy after homogenization treatment

對均勻化工藝處理后合金進行SEM和能譜測試，其測試結果如圖5所示。圖5（a）和5（b）為經均勻化處理后合金的SEM照片。由圖5（a）可知，合金中大部分結晶相已經發生溶解（未溶結晶相的面積分數約為0.89%），只有少量呈塊狀或者點狀的結晶相未溶解（如圖5（b）所示）。隨機選取合金中的塊狀（如點1）和點狀（如點2）結晶相進行能譜測試，其測試結果分別如圖5（c）和5（d）所示。由圖5（c）可知，合金中呈塊狀的結晶相為Al7Cu2Fe相，說明均勻化處理很難完全消除Al7Cu2Fe相。由圖5（d）可知，點狀的結晶第二相為AlCu相和AlZr相。

圖5 經均勻化處理后合金 （a），（b）SEM ；（c），（d）EDS測試結果Fig. 5 Spray deposited alloy after homogenization treatment （a）, （b）SEM ； （c）, （d）EDS testing results

2.3 固溶處理后合金的組織特征

經均勻化處理后合金先后經過熱軋和冷軋，獲得3 mm實驗用的冷軋薄板，再進行510 °C / 1.5 h的固溶處理。固溶處理后合金的軋制面金相照片，如圖6所示。

合金晶粒組織仍然為等軸晶（如圖6（a）所示），但大晶粒周圍有許多細小晶粒且小尺寸晶粒數量較均勻化處理后合金明顯更多（如圖6（b）所示）。

圖6 經固溶處理后合金的金相照片 （a）低倍；（b）高倍Fig. 6 Optical microstructure photos of alloy after solution treatment （a） low magnification ；（b） high magnification

經均勻化處理后合金的TEM照片如圖7所示。由圖7可知，合金中有呈彌散分布的納米級別的 第 二 相，如 明 場TEM（bright field TEM，BFTEM）條件下所示的黑點（見圖7（a）），相應的暗場TEM（dark field TEM，DF-TEM）如圖7（b）所示，試樣中分布著大量尺寸不一的白色點狀相，其中尺寸更大的白色第二相為β′相（如圖中紅色箭頭所指），尺寸更小且更暗的為δ′相（如圖中黃色箭頭所指）。

圖7 經固溶處理后合金的TEM照片 Fig. 7 TEM images of alloy after solution treatment （a） bright field；（b） dark field

2.4 不同時效制度處理后合金的組織和性能

航空航天用鋁鋰合金薄板的常規制造工藝是固溶處理后進行2%～5%的拉伸處理，以降低淬水過程中產生的殘余應力[17-18]。因此，對經固溶處理后的合金采用2種不同時效制度進行時效處理。一種為固溶處理后直接進行155 °C的人工時效處理，記為AA；另一種為固溶后先進行5%的預拉伸處理，再進行155 °C的時效，記為PA。不同時效處理過程中，合金的硬度變化如圖8所示。

由圖8可知，固溶處理態合金的硬度為82.8HV，固溶處理后先進行預拉伸處理則明顯提高了合金的初始硬度值，硬度值為93.7HV。時效過程中，不同時效制度下合金的時效響應速率和峰值硬度也存在較大差距。直接人工時效合金在48 h左右到達峰值，峰值硬度為152.6HV。與直接人工時效處理合金相比，預拉伸后再時效處理合金峰值時效時間提前至28 h，峰值硬度提高至171.8HV。

根據圖8所示的硬化曲線測試結果，選取不同時效制度下的峰值時效態合金進行相應的性能和微觀組織測試。除非另有說明，后續文中的AA（155 °C/48 h）和PA（5% + 155 °C/28 h）均為峰值時效態合金。AA和PA合金室溫拉伸測試結果如圖9所示。AA合金的屈服強度、抗拉強度以及斷后伸長率分別為462 MPa、513 MPa和13.2%。與AA合金相比，PA合金的力學性能明顯更優，其屈服強度、抗拉強度以及斷后伸長率分別可達545 MPa、568 MPa和13.4%。以上結果說明，固溶處理后進行預拉伸處理，不但在較大程度上提升了合金強度，還稍微提高了合金的斷后伸長率。

圖8 不同時效制度下合金的時效硬化曲線Fig. 8 Age hardening curves of alloys under different aging systems

圖9 不同時效制度下合金的室溫拉伸測試結果Fig. 9 Mechanical properties of alloys under different aging systems

圖10所示為AA和PA合金室溫拉伸測試后試樣的斷口形貌圖。

AA合金的試樣斷口中同時表現出沿晶和穿晶斷裂的混合模式斷口形貌（圖10（a）），斷面上存在一定數量且深淺不一的韌窩（圖10（b））。PA合金的斷口形貌與AA合金較為相似，也都呈現出穿晶和沿晶斷裂的混合斷口模式（圖10（c）），但韌窩數量較AA合金有略微增加（圖10（d）），說明PA合金的斷后伸長率較AA合金更高，這與室溫拉伸測試的結果相一致。

圖10 不同時效制度下合金的室溫拉伸斷口形貌圖 （a），（b）AA試樣；（c），（d）PA試樣Fig. 10 Tensile fracture images of alloy under different aging systems （a）, （b） AA sample；（c）, （d） PA sample

經不同時效處理后合金在透射電鏡下[110]Al方向下的TEM選區衍射譜以及STEM照片，如圖11所示。

結合圖11（a）和圖11（b）可知，AA合金中析出相的特征為：較多數量的T1相（圖中紅色箭頭所指）、少量的θ′相（圖中黃色箭頭所指），以及少量方形塊狀相（圖中綠色箭頭所指）。圖12所示為圖11（b）中方形塊狀相的成分測試結果。根據測試結果以及參考文獻[19-20]可知，該第二相為σ（Al5Cu6Mg2）相。值得注意的是，由于β′相在時效過程中并不會發生溶解，而在圖11（a）的選區衍射譜中又未顯示，說明其數量也較少。

圖11 經不同時效處理后AA合金在透射電鏡下[110]Al方向下的TEM選區衍射譜以及STEM照片 （a），（b）AA試樣；（c），（d）PA試樣Fig. 11 STEM images in [110]Al direction and corresponding SAED patterns under different aging conditions of alloy （a）, （b）AA sample; （c）, （d） PA sample

圖12 圖11（b）中方形塊狀相的成分測試結果Fig. 12 Composition testing results of square massive phase in point 1 of Fig.11（b）

PA合金的析出相類型和形貌與AA合金有所不同，如圖11（c）和11（d）所示。與AA合金相比，PA合金中T1相的數量明顯更多、尺寸更小且合金中只有極少量的θ′相，沒有發現明顯的σ相。

與其他溶質元素(Cu、Ag和Zn)相比，Mg與空位具有相對較高的結合能。淬火后在時效早期，空位優先與Mg原子結合形成Mg-空位化合物[19]。與此同時，由于Mg與Cu原子之間相互作用較強，會促使Mg-空位化合物捕獲Cu原子，有助于形成Mg-Cu原子團簇。為后續富Cu、富Mg析出相提供了有利條件，因此在人工時效試樣（AA）中，有θ′和σ相析出。具有L12結構的球狀δ'相與基體幾乎完全共格，點陣錯配度（約0.08%）非常小，界面能也只有0.014 J/m2，但與空位和Li的結合能卻較高（0.26 eV），在淬火和時效初期就會彌散析出[17,20]。隨著時效時間的延長，δ'相容易發生溶解，為T1相析出和生長提供Li元素[21]。此外，淬火形成的空位、位錯、GP區、δ'以及含Zr的彌散相等能夠為T1相在晶內析出提供形核質點。因此，在人工時效處理合金中，析出相類型主要包括：T1相、θ′相和σ相，但T1相占主導地位。

與固溶處理后直接進行人工時效處理相比，在時效前進行冷變形處理能夠在基體中引入大量位錯，Cu、Li原子將在位錯處偏聚形成大量以位錯為中心的溶質過飽和區，克服第二相形核能壘；基體中高密度位錯的存在也導致合金畸變能增加，位錯處比完整晶體處具有更高的能量提高了新相相變自由能的數值，為T1相和θ′相析出提供驅動力[17-19]。此外，由于晶體缺陷處原子排列混亂，溶質原子沿晶體缺陷的擴散較為容易，擴散激活能明顯降低，可增大形核率，導致析出相數量密度增加且加快時效析出過程。這與圖8所示的時效硬化曲線測試結果相吻合。

時效前進行預變形處理，在預拉伸過程中能夠促進空位湮滅，降低空位濃度，從而減少Mg-Cu原子團簇的數量密度[19]。因此，在預變形后再時效合金中沒有發現明顯的σ相。此外，時效前進行冷變形處理能夠在基體中引入的位錯，為析出相提供了更多的形核質點，但T1相和θ′相在位錯處的析出存在競爭關系，哪種析出相優先析出取決于界面能、體積自由能和剪切應變能三者的共同作用。

位錯促進析出相形核的有效性隨著α的增大而增大[19,21]，具體如下式4所示：

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。據報道[17]，T1相和θ′相的界面能相似。由于T1相為平衡相，θ′相為亞穩相，故T1相的體積自由能大于θ′相。雖然T1相和θ′相的剪切應變相似，但它們的剪切應變所處的晶面和晶向卻不同，即θ′相的剪切應變位于(001)Al/[100]Al，而T1相的剪切應變位于(111)Al/[112]Al。由于T1相的剪切應變位于鋁基體位錯的柏氏矢量所在的(111)Al晶面，因此，T1相更容易在位錯處優先形核析出[18]。T1相的大量析出，會快速消耗基體中的溶質Cu和Li原子，從而限制了θ′相和δ′相的析出和生長。因此，預變形后再時效處理合金（PA合金）中幾乎只有T1相。T1相的高密度析出，減小了第二相之間的距離，縮短了溶質原子的擴散距離，并加速了溶質溶解，快速降低了溶質過飽和度，從而減小了T1相平均直徑（見圖11（d）所示）。

與在{100}Al晶面簇上析出的θ′相比，慣析面為{111}Al呈盤片狀的T1相引起的臨界分切應力增量更大，因此T1相的強化效果大于θ′相[17]。σ相對于合金強度貢獻不大，不是主強化相[19]。綜上所述可知，不論是AA還是PA合金中，晶內主要的析出相強化類型均為T1相。

Al-Cu-Li合金的強度與其時效析出相的組成密切相關，而T1相的強化效果與其尺寸、形貌和數密度有關。采用Image J軟件統計了3～4張如圖11中所示的T1相直徑分布、平均直徑尺寸以及數密度，統計結果如圖13所示。

圖13 合金中T1相的直徑分布、平均直徑以及數密度統計結果 （a）AA試樣；（b）PA試樣Fig. 13 Statistics results of diameter distribution， average diameter and number density of T1 precipitates of alloys （a） AA sample; （b） PA sample

AA合金中T1相的直徑尺寸分布如圖13（a）所示，平均直徑以及數量密度統計結果見圖右上角。由圖13（a）可知，AA合金中T1相的直徑尺寸分布在50～520 nm之間，平均直徑約為171.1 nm、數密度為26.4 μm–2。與AA合金相比，PA合金中T1相的直徑分布窄化至20～75 nm之間、平均直徑減小至38.3 nm，但析出數密度顯著提高至167.3 μm–2。說明時效先進行預變形處理能夠有效細化T1相尺寸，提升T1相析出數量。這與理論分析結果一致。

在拉伸過程中，致密析出的T1相將在其周圍產生應力場，增大位錯開動的臨界分切應力，從而提高合金的屈服強度。因此，與AA合金相比，具有更高T1相析出密度的PA合金強度更高（圖9）。

此外，合金力學性能與晶界的析出行為有關。圖14為經不同時效處理后合金在透射電鏡下[110]Al方向下晶界的明場TEM照片。由圖14（a）可知，AA合金晶界上存在少量微米級的粗大第二相粒子（如圖中紅色箭頭所指）。由于晶界處能夠減少第二相析出形核功，往往使第二相優先在該區域非均勻形核和生長。因此，直接人工時效處理合金中，晶界處容易形成粗大第二相。與AA合金相比，PA合金中大量T1相優先在晶內快速致密析出，消耗了大量的溶質原子，能夠有效的抑制晶界上析出大量第二相。所以，在PA合金晶界上沒有發現明顯的第二相粒子，如圖14（b）所示。

圖14 經不同時效處理后合金在透射電鏡下[110]Al方向下晶界的明場TEM照片 （a）AA試樣；（b）PA試樣Fig. 14 Bright field TEM images of grain boundaries in [110]Al direction under transmission electron microscopy after different aging treatment of alloy （a） AA sample；（b） PA sample

在室溫拉伸過程中，晶界上的粗大第二相粒子容易引起合金平面或局部滑移，造成晶界局部區域產生高應力集中區[21]，從而在晶界處產生位錯堆積，形成空洞并生長，導致合金發生低能晶間斷裂。減少晶界上析出相數量有益于減輕合金晶界處的應力集中程度，能夠提升合金的斷后伸長率。因此，與AA合金相比，PA合金促進T1相在晶內致密析出，并抑制晶界粗大相和晶內δ′相的形成，能夠有效弱化應力集中效應；促進晶界、晶內變形更加均勻，能夠在提升合金強度的同時提升合金韌性。

3 結論

（1）噴射成形態鋁鋰合金中晶粒為典型的等軸晶，晶粒尺寸主要分布在60～90 μm之間，平均直徑約為78.8 μm。噴射成形態合金中不論是晶界處還是晶內，都存在大量的結晶相。晶界處的粗大結晶相為Al7Cu2Fe相，晶粒內部細長的結晶相為AlCu相。

（2）經450 °C/24 h + 510 °C/24 h雙級均勻化處理后，合金中晶界寬度減小且晶內元素分布趨于均勻。合金中大部分結晶相已經溶解（未溶結晶相的面積分數約為0.89%），只有少量呈塊狀或者點狀的結晶相未溶解。合金中呈塊狀的結晶相為Al7Cu2Fe相，點狀的結晶第二相為AlCu相和AlZr相。

（3）固溶處理后合金晶粒組織仍然為等軸晶，但大晶粒周圍有許多細小晶粒且小尺寸晶粒數量較均勻化處理后合金明顯更多。合金中有呈彌散分布的納米級別的第二相，尺寸更大的白色第二相為β′相，尺寸更小且更暗的為δ′相。

（4）與直接人工時效處理合金力學性能（屈服強度462 MPa、抗拉強度513 MPa和斷后伸長率13.2%）相比，時效前預變形處理能夠加速時效進程，提高峰值時效態合金的力學性能（545 MPa、568 MPa和13.4%）。在人工時效處理合金中，析出相類型包括T1相、θ′相和σ相。而預變形后再時效處理合金中幾乎只有致密析出的細小T1相。促進T1相在晶內致密析出，并抑制晶界粗大相和晶內δ′相的形成，能夠有效弱化應力集中效應；促進晶界、晶內變形更加均勻，能夠在提升合金強度的同時提升合金韌性。