張勁，祝春楠，易幼平，汪成

(1. 中南大學(xué)輕合金研究院，湖南 長(zhǎng)沙，410083；

2. 中南大學(xué)高性能復(fù)雜制造國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，湖南 長(zhǎng)沙，410083)

第三代鋁鋰合金具有比剛度和比強(qiáng)度較高、可焊性較好、疲勞裂紋擴(kuò)展速率較低、高溫及低溫性能較好等特點(diǎn)[1-2]，被視為理想的航空航天結(jié)構(gòu)材料[3]。在航空航天結(jié)構(gòu)材料輕量化的需求背景下，鋁鋰合金受到廣泛應(yīng)用，如美國(guó)的“戰(zhàn)神”系列火箭的燃料貯箱以及我國(guó)的“嫦娥一號(hào)”“天宮一號(hào)”“天宮二號(hào)”的資源箱等均使用了鋁鋰合金，在實(shí)現(xiàn)減小質(zhì)量的同時(shí)，提高了運(yùn)載能力[4]。但要將鋁鋰合金全面替代傳統(tǒng)合金，則鋁鋰合金需要在保證強(qiáng)度的同時(shí)具備十分良好的成形性能。目前，鋁鋰合金常用的加工工藝均為常溫加工或熱加工，在很多情況下，這些傳統(tǒng)加工工藝所生產(chǎn)的鋁鋰合金的強(qiáng)度和成形性能不能同時(shí)達(dá)到要求，這限制了鋁鋰合金的應(yīng)用。超低溫成形作為一種能夠同時(shí)提升鋁鋰合金強(qiáng)度和塑性的新型工藝，有望突破鋁鋰合金的應(yīng)用限制。

超低溫成形是指在極低的溫度下進(jìn)行成形的加工工藝。目前對(duì)超低溫未給出明確界定，大多數(shù)研究和生產(chǎn)機(jī)構(gòu)將超低溫視為低于123 K 的溫度[5]。超低溫成形一般使用液氮作為降溫介質(zhì)。由于氮?dú)馐且环N無(wú)色、無(wú)味、無(wú)毒、無(wú)害的惰性氣體[6-7]，且其密度比空氣的密度小，使用后可以直接揮發(fā)至空氣中，處理方便，對(duì)環(huán)境友好，同時(shí)還節(jié)省了設(shè)備的維護(hù)和清理費(fèi)用[8-10]。該工藝可以明顯提高工件的表面質(zhì)量、尺寸穩(wěn)定性、耐磨性、耐腐蝕性、耐疲勞韌性、強(qiáng)度和硬度[11-13]，還可以提高刀具和模具的強(qiáng)度和韌性，從而延長(zhǎng)刀具和模具的壽命[14-16]，目前已廣泛應(yīng)用于航空航天、車(chē)輛、刀具、制造業(yè)等各種領(lǐng)域[17-18]。超低溫成形可使材料的強(qiáng)度和塑性同時(shí)得到明顯提升，有望成為一種變革性的加工工藝。陳鼎等[19]研究了一些常用鋁合金的彈性模量和泊松比隨溫度變化的規(guī)律，發(fā)現(xiàn)在低溫下，鋁合金的彈性模量與室溫下的彈性模量之比隨溫度降低而增加，而鋁合金的泊松比隨溫度變化極其微小，對(duì)其性能幾乎沒(méi)有影響。KUMAR等[20]研究了超低溫軋制與室溫軋制的鋁合金拉伸性能的區(qū)別，發(fā)現(xiàn)超低溫軋制的合金屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度明顯比室溫軋制的合金高，SHI等[21]將這一結(jié)果歸因于超低溫環(huán)境對(duì)合金變形過(guò)程中動(dòng)態(tài)回復(fù)的抑制，這有利于合金獲得更高的位錯(cuò)密度。ZHEMCHUZHNIKOVA 等[22]研究了鑄態(tài)和熱軋態(tài)1575C 鋁合金在77～295 K 溫度區(qū)間內(nèi)的力學(xué)性能和斷裂行為，發(fā)現(xiàn)鑄態(tài)合金隨著溫度降低，強(qiáng)度持續(xù)上升，而熱軋態(tài)合金強(qiáng)度先下降后上升，并且應(yīng)力-應(yīng)變曲線中的Portevin-Le Chatelier(PLC)效應(yīng)隨著溫度降低逐漸減小至消失，他們沒(méi)有給出造成這種現(xiàn)象的原因。

與鋼的低溫脆性不同，鋁合金被證實(shí)在極低溫度下也不會(huì)發(fā)生韌性到脆性的轉(zhuǎn)變，相反，鋁合金在低溫下往往會(huì)提升韌性[23-24]。XU 等[25-26]研究了超低溫和室溫下的6000 系鋁合金的力學(xué)性能和表面特征，發(fā)現(xiàn)在溫度為77 K 時(shí)變形可以顯著提高合金的強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率，其原因是在超低溫下其具有更高的加工硬化率和更均勻的變形方式。PARK 等[27]研究了5000 系和6000 系合金在低溫下對(duì)應(yīng)變速率的敏感性，并發(fā)現(xiàn)在應(yīng)變速率為10-4～10-2s-1時(shí)，應(yīng)變速率的變化對(duì)5000 系合金影響較大，但對(duì)6000 系合金影響較小。PARK 等[28]研究了純鋁和AA5754合金在溫度為4.2，78和295 K下的塑性變形，發(fā)現(xiàn)在溫度為4.2 K 和295 K 時(shí)變形存在流動(dòng)不穩(wěn)定性，而在78 K 下，流動(dòng)不穩(wěn)定性被抑制，表現(xiàn)出均勻變形。PARK等[28-29]還用平均自由程表征亞結(jié)構(gòu)，發(fā)現(xiàn)超低溫下的斷裂是由高應(yīng)力作用下位錯(cuò)網(wǎng)格的崩潰所致，但沒(méi)有描述合金在不同溫度下變形時(shí)位錯(cuò)演變的狀態(tài)。

超低溫成形可以有效提高鋁合金的各項(xiàng)性能，但超低溫下合金的變形行為和微觀組織的演變以及最佳的超低溫成形工藝參數(shù)目前還處于探索階段，需要全面研究不同狀態(tài)下鋁鋰合金在超低溫下的變形行為，探究超低溫對(duì)鋁鋰合金的影響。本研究通過(guò)在不同變形溫度下對(duì)退火態(tài)(O態(tài))和預(yù)變形+人工時(shí)效態(tài)(T8 態(tài))Al-Cu-Li 合金進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，研究這2種狀態(tài)的Al-Cu-Li合金超低溫變形行為的差別，探明超低溫對(duì)Al-Cu-Li 合金組織和性能的影響，研究鋁合金超低溫成形的機(jī)理，為超低溫成形工藝的使用提供理論基礎(chǔ)。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

1.1 實(shí)驗(yàn)材料

O態(tài)和T8態(tài)是Al-Cu-Li合金應(yīng)用十分廣泛的2種狀態(tài)。O態(tài)合金析出強(qiáng)化相很少，具有良好的成形性能，而T8 態(tài)合金具有大量的析出強(qiáng)化相，具有很高的強(qiáng)度。為探究超低溫變形對(duì)Al-Cu-Li 合金機(jī)理的影響，選用O 態(tài)和T8 態(tài)Al-Cu-Li 合金進(jìn)行對(duì)比。實(shí)驗(yàn)所用材料為Al-Cu-Li 合金O 態(tài)和T8態(tài)軋板，厚度均為12.5 mm，化學(xué)成分為4.1%Cu(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)，0.9 % Li，0.04% Mn，0.28 %Mg，0.26%Ag，以及0.13%Zr，其余為Al。

1.2 實(shí)驗(yàn)方法

通過(guò)不同變形溫度下的單軸拉伸實(shí)驗(yàn)，獲取不同變形溫度下O態(tài)和T8態(tài)2195鋁鋰合金的力學(xué)性能和微觀組織。用于單向拉伸試驗(yàn)的拉伸試樣尺寸如圖1 所示。拉伸試樣沿板材軋制方向制備，即拉伸軸平行于軋制方向(RD)，試樣寬度方向平行于橫向(TD)，試樣厚度方向平行于法向(ND)。在溫度為298，218，138 和77 K 時(shí)進(jìn)行拉伸實(shí)驗(yàn)。每個(gè)變形溫度點(diǎn)下進(jìn)行5次平行試驗(yàn)，以確保實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)的可靠性。為保證實(shí)驗(yàn)溫度，在到達(dá)設(shè)定溫度后保溫10 min 后進(jìn)行拉伸。拉伸試樣在CSS-44100 電子萬(wàn)能實(shí)驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行拉伸力學(xué)性能(屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率)測(cè)定，夾頭移動(dòng)速率為2 mm/min，性能的測(cè)定值為除去波動(dòng)較大的實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)后剩余試樣性能測(cè)定值的平均值。對(duì)斷裂后的試樣進(jìn)行斷口掃描，斷口掃描在ZEISS EVO MA10 掃描電鏡下進(jìn)行。

圖1 單軸拉伸試樣尺寸Fig.1 Sizes of uniaxial tensile specimen

另外，據(jù)2種材料各制備1組拉伸試樣，通過(guò)電子背散射衍射(EBSD)和透射電鏡(TEM)對(duì)在不同變形溫度下進(jìn)行固定變形(O 態(tài)定應(yīng)變?yōu)?.12，T8態(tài)合金定應(yīng)變?yōu)?.08)的O態(tài)和T8態(tài)合金進(jìn)行微觀組織觀察。應(yīng)變量是根據(jù)2 種狀態(tài)合金在298 K下變形的頸縮應(yīng)變決定的。EBSD樣品在試樣標(biāo)距處取樣，經(jīng)機(jī)械拋光后再經(jīng)電解拋光獲得。電解拋光液的配比為30% HNO3+70% CH3OH(體積分?jǐn)?shù))，電解拋光在-20 ℃下進(jìn)行。TEM 試樣由EBSD 試樣磨至厚度為100 μm，制成直徑為3 mm的小圓片，再進(jìn)行電解雙噴。雙噴液配比與電解拋光液的配比相同。EBSD 實(shí)驗(yàn)在ZEISS EVO MA10 掃描電鏡下進(jìn)行，TEM觀察在F20場(chǎng)發(fā)射透射電鏡下進(jìn)行。這些實(shí)驗(yàn)均在TD-RD 方向確定的平面上進(jìn)行。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果

2.1 拉伸性能

圖2 所示為O 態(tài)和T8 態(tài)Al-Cu-Li 合金在不同變形溫度下單軸拉伸的工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線。從圖2 可見(jiàn)：從298 K 至77 K，隨著變形溫度降低，O態(tài)合金的強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率都會(huì)提升；對(duì)比298 K 和77 K 時(shí)的性能，抗拉強(qiáng)度從211.70 MPa 提升到328.75 MPa， 提 升 了117.05 MPa； 伸 長(zhǎng) 率 從12.82%提升到27.16%，提升了14.34%；T8 態(tài)合金的抗拉強(qiáng)度提升顯著，從589.88 MPa 提升到729.84 MPa，提升了139.96 MPa，但伸長(zhǎng)率變化不明顯，從10.06%提升到11.40%，僅提升了1.34%。超低溫下T8 態(tài)合金的強(qiáng)度提升比較顯著，但塑性幾乎沒(méi)有提升。

圖2 77～298 K時(shí)O態(tài)和T8態(tài)合金的工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig.2 Engineering stress-strain curves of O-state and T8 state alloy at 77-298 K

2.2 微觀組織

O 態(tài)和T8 態(tài)合金的EBSD 取向圖如圖3 所示。EBSD取向圖中不同取向由不同顏色表示，顏色差別越大表示晶粒的取向差越大。從圖3可見(jiàn)：O態(tài)合金在298 K下變形的微觀組織晶粒內(nèi)部取向差較小(圖3(a))，77 K 下變形的O 態(tài)合金晶粒內(nèi)部取向差增大，晶粒由軋制晶粒轉(zhuǎn)向等軸晶粒(圖3(b))。這說(shuō)明77 K下O態(tài)合金的晶粒更多地參與了變形。T8 態(tài)合金在298 K 和77 K 時(shí)變形的晶粒內(nèi)的取向差都不大，說(shuō)明T8 態(tài)合金在298 K 和77 K 時(shí)變形模式?jīng)]有發(fā)生改變。

圖3 O態(tài)和T8態(tài)合金在298 K和77 K時(shí)拉伸定應(yīng)變后的EBSD取向圖Fig.3 EBSD orientation maps of O-state and T8 statealloys after tensioned to a fixed strain at 298 K and 77 K

核平均取向差(kernel average misorientation,KAM)圖顯示了298 K 和77 K 時(shí)O 態(tài)和T8 態(tài)合金的局部取向差，表征合金塑性變形的均勻程度，如圖4 所示。KAM 圖由藍(lán)色到紅色表示局部取向差從小到大，顏色越接近紅色表示該區(qū)域的變形程度越大。從圖4 可見(jiàn)：對(duì)于O 態(tài)合金，298 K 時(shí)變形的晶粒內(nèi)部局部取向差小于晶界處局部取向差(圖4(a))，說(shuō)明O態(tài)合金在298K時(shí)變形主要集中在晶界處，晶內(nèi)很少參與變形；而在溫度為77 K時(shí)，晶粒和晶界處的局部取向差幾乎沒(méi)有差別(圖4(b))，表明77 K 時(shí)O 態(tài)合金在晶內(nèi)和晶界處均勻變形。由此可以認(rèn)為，超低溫下O 態(tài)合金晶粒參與變形，變形模式較平面滑移更均勻。而T8 態(tài)合金在298 K和77 K時(shí)的KAM圖均表明合金的晶界變形大于晶內(nèi)變形，即超低溫下T8 合金的晶內(nèi)不會(huì)更多地參與變形，T8 態(tài)合金超低溫下沒(méi)有更均勻變形。

圖4 O態(tài)和T8態(tài)合金298 K和77 K時(shí)拉伸定應(yīng)變后的KAM圖Fig.4 KAM diagrams of O-stateand T8 statealloys after tensioned to a fixed strain at 298 K and 77 K

3 分析與討論

泰勒方程[30]為

式中：σi為合金的流動(dòng)應(yīng)力，σ0為合金的屈服應(yīng)力，M為泰勒系數(shù)(在FCC結(jié)構(gòu)中為3.0)，α為結(jié)構(gòu)系數(shù)，G為剪切模量，b為柏氏矢量，ρi為位錯(cuò)密度?？梢杂梦诲e(cuò)密度解釋合金的力學(xué)性能。加工硬化與位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)密切相關(guān)，一般認(rèn)為，位錯(cuò)密度與合金的強(qiáng)度成正相關(guān)。

可以用從EBSD 中得到的平均KAM 值來(lái)估算合金的幾何必須位錯(cuò)密度ρGND[30]：

式中：δ為材料常數(shù)，取3.0；θ為平均KAM 值。在不同溫度下，O 態(tài)和T8 態(tài)合金變形定應(yīng)變?yōu)?.12 和0.08 時(shí)的應(yīng)力以及通過(guò)式(2)計(jì)算的位錯(cuò)密度如圖5 所示。從圖5 可以看出：在不同溫度下，變形至相同應(yīng)變的應(yīng)力和位錯(cuò)密度變化的趨勢(shì)基本相同。故可以認(rèn)為造成合金強(qiáng)度存在差異的主要因素是合金的位錯(cuò)密度。

圖5 O態(tài)和T8態(tài)合金定應(yīng)變分別為0.12和0.08時(shí)的變形溫度-工程應(yīng)力和位錯(cuò)密度曲線Fig.5 Deformation temperature-engineering stress and dislocation density curves of O-state and T8 state alloys deformed to a fixed strain of 0.12 and 0.08,respectively

為了表征不同變形溫度下位錯(cuò)的積累和運(yùn)動(dòng)方式的區(qū)別，對(duì)在溫度為298 K和77 K、變形相同應(yīng)變的O態(tài)和T8態(tài)合金進(jìn)行TEM觀察實(shí)驗(yàn)，結(jié)果分別如圖6和圖7所示。從圖6和圖7可以看出：O態(tài)和T8 態(tài)合金在298 K 和77 K 時(shí)變形晶內(nèi)均存在胞狀結(jié)構(gòu)；77 K時(shí)變形的2種狀態(tài)合金較298 K時(shí)胞狀結(jié)構(gòu)面積更小，數(shù)量更多，胞壁更厚。由于胞狀結(jié)構(gòu)內(nèi)的位錯(cuò)數(shù)量較少，胞壁處位錯(cuò)數(shù)量多，故O態(tài)和T8態(tài)合金在77 K時(shí)變形的位錯(cuò)數(shù)量大于在298 K時(shí)變形的位錯(cuò)數(shù)量，這符合上述對(duì)位錯(cuò)密度的計(jì)算結(jié)果及抗拉強(qiáng)度實(shí)驗(yàn)結(jié)果。胞狀結(jié)構(gòu)的面積和壁厚由合金動(dòng)態(tài)回復(fù)所決定。動(dòng)態(tài)回復(fù)(dynamic recovery)[31]是金屬在熱塑性變形過(guò)程中熱激活、空位擴(kuò)散、位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)相消和位錯(cuò)重排的過(guò)程。合金的空位擴(kuò)散系數(shù)受溫度影響，見(jiàn)式(3)[32]：

圖6 在溫度為298 K和77 K、拉伸應(yīng)變?yōu)?.12的O態(tài)合金TEM明場(chǎng)照片F(xiàn)ig.6 TEM bright-field photographs of O-state alloys after a tensile strain of 0.12 at 298 K and 77 K

其中：D為擴(kuò)散系數(shù)，D0為原子躍遷常數(shù)，Q為擴(kuò)散激活能，R為熱力學(xué)氣體常數(shù)，T為環(huán)境溫度。

溫度降低，合金的空位擴(kuò)散系數(shù)降低，因此，在低溫下空位擴(kuò)散困難。另外，位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)需要一個(gè)力使其克服晶格阻力，越過(guò)勢(shì)壘，此力稱為派-納力(Peirls-Nabarro stress)。派-納力是短程有序的力，受溫度影響極大。溫度降低會(huì)導(dǎo)致派-納力升高，因此，超低溫下位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)所需克服的能量壁壘升高，位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)受到抑制。位錯(cuò)難以相消重排，使得胞狀結(jié)構(gòu)難以長(zhǎng)大且胞壁較厚，這使得超低溫下變形合金的位錯(cuò)更容易積累，從而超低溫下的位錯(cuò)密度較室溫更大，合金強(qiáng)度提高。

超低溫下O 態(tài)合金塑性提高，其原因是O 態(tài)合金在超低溫下具有更均勻的變形方式。從圖4可以看到O態(tài)合金在298 K時(shí)變形晶內(nèi)局部取向差很小，說(shuō)明298 K時(shí)晶內(nèi)很少參與變形，變形集中在晶界處；77 K 時(shí)晶內(nèi)局部取向差明顯增大，這說(shuō)明77 K 時(shí)晶內(nèi)的亞結(jié)構(gòu)即胞狀結(jié)構(gòu)發(fā)生了劇烈變形，使得O態(tài)合金晶內(nèi)和晶界均勻變形。圖8所示為O態(tài)合金的斷口形貌照片。從圖8可見(jiàn)：O態(tài)合金在298 K下試樣斷口存在明顯的撕裂脊(圖8(a))，說(shuō)明室溫下O 態(tài)合金的部分晶界強(qiáng)度低于晶內(nèi)強(qiáng)度，導(dǎo)致裂紋在晶界處萌生，產(chǎn)生撕裂脊；而77 K 時(shí)O 態(tài)合金斷口呈典型的韌窩形貌(圖8(b))，這表明超低溫下O 態(tài)的晶界強(qiáng)度顯著提升，晶內(nèi)強(qiáng)度小于晶界強(qiáng)度，導(dǎo)致晶內(nèi)更容易引起斷裂；超低溫下晶界強(qiáng)度高，在塑性變形過(guò)程中晶界更難發(fā)生變形。為了協(xié)調(diào)變形，晶內(nèi)的胞狀結(jié)構(gòu)間被迫發(fā)生相對(duì)運(yùn)動(dòng)，使得超低溫下O 態(tài)合金整體均勻變形，從而合金塑性提高。

圖8 O態(tài)合金在298 K和77 K時(shí)單軸拉伸下的斷口形貌Fig.8 Fracture surface morphologies of O-state alloys under uniaxial tension at 298 K and 77 K

T8態(tài)的斷口形貌如圖9所示。從圖9可見(jiàn)：T8態(tài)合金在298 K 和77 K 時(shí)的斷口均為沿晶斷裂，說(shuō)明77 K時(shí)T8態(tài)合金斷裂仍集中在晶界處。從圖7 可以看到T8 態(tài)合金具有大量T1相。T1相是Al-Cu-Li 合金主強(qiáng)化相，為密排六方結(jié)構(gòu)，呈盤(pán)片狀，與Al 基體為半共格關(guān)系。T1相容易在位錯(cuò)等缺陷處形核，故在T8態(tài)Al-Cu-Li合金中大量析出。從圖7(b)可以發(fā)現(xiàn)T1相釘扎了胞狀結(jié)構(gòu)，導(dǎo)致胞狀結(jié)構(gòu)難以相對(duì)運(yùn)動(dòng)，故超低溫下T8 態(tài)合金的變形仍主要發(fā)生在晶界處，晶內(nèi)很少參與變形。所以，T8 態(tài)合金在超低溫下的變形模式仍不均勻，其塑性沒(méi)有得到提升。

圖7 在溫度為298 K和77 K、拉伸應(yīng)變?yōu)?.08時(shí)的T8態(tài)合金TEM明場(chǎng)照片F(xiàn)ig.7 TEM bright-field photographs of T8 state alloys after a tensile strain of 0.08 at 298 K and 77 K

圖9 T8態(tài)合金在298 K和77 K時(shí)單軸拉伸的斷口形貌Fig.9 Fracture surface morphologies of T8 state alloys under uniaxial tension at 298 K and 77 K

圖10所示為O態(tài)和T8態(tài)合金在室溫和超低溫下變形行為示意圖，其中，T8 態(tài)合金圖中紅色短線代表T1相。由于動(dòng)態(tài)回復(fù)，室溫下O態(tài)和T8態(tài)合金晶內(nèi)均為較大的胞狀結(jié)構(gòu)，超低溫下由于抑制了動(dòng)態(tài)回復(fù)，胞狀結(jié)構(gòu)面積減小，數(shù)量增多，胞壁更厚，故超低溫下O 態(tài)和T8 態(tài)合金位錯(cuò)密度更高，合金強(qiáng)度更高。O態(tài)合金在室溫下變形集中在晶界處，變形不均勻。超低溫下O 態(tài)合金晶內(nèi)的胞狀結(jié)構(gòu)間發(fā)生了相對(duì)運(yùn)動(dòng)，使合金晶內(nèi)和晶界同時(shí)發(fā)生變形，合金整體發(fā)生均勻變形，從而合金塑性提高。而T8 態(tài)合金雖然在超低溫下存在尺寸小、數(shù)量多的胞狀結(jié)構(gòu)，但由于大量析出的T1相釘扎了胞狀結(jié)構(gòu)，胞狀結(jié)構(gòu)難以運(yùn)動(dòng)，故合金的變形仍集中在晶界處，T8 合金超低溫下變形仍不均勻，合金塑性沒(méi)有得到提升。

圖10 O態(tài)和T8態(tài)Al-Cu-Li合金在室溫和超低溫下變形行為示意圖Fig.10 Schematic diagrams of deformation behavior of O-state and T8 state Al-Cu-Li alloys at room temperature and cryogenic temperature

4 結(jié)論

1) 在超低溫下，變形可以顯著提高O 態(tài)Al-Cu-Li合金的強(qiáng)度和塑性，但對(duì)于T8態(tài)Al-Cu-Li合金而言，超低溫下變形能顯著提升合金的強(qiáng)度，但塑性幾乎沒(méi)有提升。

2) 隨著變形溫度降低，O 態(tài)和T8 態(tài)Al-Cu-Li合金的位錯(cuò)密度都會(huì)提升。在超低溫下，合金的動(dòng)態(tài)回復(fù)受到抑制，合金晶內(nèi)胞狀結(jié)構(gòu)面積減小，數(shù)量增多，壁厚增加，使得材料具有更高的位錯(cuò)密度，從而使材料具有更高的變形抗力，即材料的強(qiáng)度提升。

3)在超低溫下，O態(tài)Al-Cu-Li合金晶界強(qiáng)度增加，迫使塑性變形過(guò)程中晶內(nèi)亞結(jié)構(gòu)間發(fā)生相對(duì)運(yùn)動(dòng)，使得O 態(tài)合金在晶內(nèi)和晶界處均勻變形，從而合金塑性提高。

4) 由于T8 態(tài)Al-Cu-Li 合金晶內(nèi)存在大量T1相，晶內(nèi)胞狀結(jié)構(gòu)被釘扎，導(dǎo)致在超低溫變形過(guò)程中，T8 態(tài)合金晶內(nèi)胞狀結(jié)構(gòu)難以發(fā)生運(yùn)動(dòng)，晶內(nèi)沒(méi)有更多地參與變形，變形仍集中在晶界處。故T8 態(tài)合金在超低溫下變形模式?jīng)]有發(fā)生改變，塑性幾乎沒(méi)有提升。