在水腐蚀过程中，Al-Cu-Li合金中T1（Al2CuLi）沉淀物对氢的捕获作用

《Journal of Materials Research and Technology》：Hydrogen Trapping at T1 (Al2CuLi) Precipitates in Al-Cu-Li Alloys During Aqueous Corrosion

　　王晓雅|姜建堂|陈俊洲|李国爱|梁震
哈尔滨工业大学（深圳）特殊环境物理科学研究所，深圳518055，中国

**摘要**
本研究利用聚焦离子束（FIB）、透射电子显微镜（TEM）和原子探针断层扫描（APT）技术，探讨了Al-Cu-Li合金在水腐蚀过程中氢的吸收与分布规律。在经FIB制备的TEM样品薄膜中观察到了由氢引起的纳米孔洞，而在未腐蚀的对照样品中则未发现这种现象。腐蚀过程中，氢优先在T1（Al2CuLi）沉淀物沿晶界（GBs）处积聚，并在FIB制备过程中受到离子辐照后形成纳米孔洞。随着暴露时间的延长，在相同辐照条件下，晶内T1沉淀物处也会形成纳米孔洞。APT分析显示，T1相的氢捕获能力为3.5 at%。这些沉淀物在晶界处局部耗尽了溶质氢，阻碍了氢沿晶界的进一步迁移。我们的研究表明，通过有目的地设计沉淀物作为氢捕获剂，可以为提高Al-Cu-Li合金的抗氢致失效性能提供有效策略。

**1. 引言**
高强度铝合金因其优异的强度重量比而被广泛应用于航空航天领域[1][2][3]。然而，航空航天部件的结构完整性常常受到腐蚀的影响，因为腐蚀过程中产生的原子氢会渗透材料并引发氢脆[4][5]。这进而会触发或加剧应力腐蚀开裂、疲劳裂纹扩展等多重失效机制[6][7][8]。尽管已有大量研究，但氢在材料性能退化中的确切作用仍存在争议，主要是由于难以在材料内部追踪氢及其与微观结构的复杂相互作用[1]。

氢在铝固溶体中的溶解度较低；然而，表面腐蚀反应产生的高氢逸度可促使原子氢进入材料[9][10]。氢会渗透到材料中并与各种微观捕获位点相互作用。高结合能的捕获位点（如沉淀物和界面）可以固定氢[11][12][13][14]，而低结合能的位点（如晶界和位错）则允许氢向应力集中区域扩散[16][17][18][19]。由此产生的氢偏聚显著影响了材料的脆化敏感性[20][21][22]。在铝合金中，晶间裂纹主要归因于氢在晶界的积聚，这大大降低了材料的韧性[5]。减轻氢脆的关键策略是抑制晶界处的溶质氢偏聚，从而提高材料的抗氢脆性能。

尽管关于氢沿晶界扩散的研究较多，但晶界的作用仍存在争议[23][24][25][26][27][28]。一些研究表明由于激活能较低，氢沿晶界的扩散速度加快[24][26][27][28][29]，而另一些研究则认为晶界可作为氢的捕获位点阻碍氢的传输[28][30]。这种不一致性主要是由于传统表征技术（如电化学渗透测试）的局限性，这些技术只能提供平均信息，无法解析氢与特定微观结构的相互作用。先进的技术（如原子探针断层扫描）能够直接观察氢在晶界及其他微观位点的分布，但难以捕捉动态的氢扩散过程[31][32][33]。

谢等人的最新研究[34]发现，在氢气氛下进行透射电子显微镜（TEM）观察时，铝合金中会形成氢气泡，而在纯氮气氛下则没有气泡形成。该研究证实氢暴露对气泡的形成至关重要，电子束促进了氢的渗透和气泡的核化。同样，G.M. Scamans[35]在观察潮湿环境下的Al-Zn-Mg合金时也观察到了氢气泡的形成。气泡优先在晶界处的粗大次生相界面处形成，表明这些微观结构是氢的捕获位点。进一步的研究[36][37]表明，氢气泡的形成可能减少晶界处的溶质氢偏聚，从而减轻Al-Zn-Mg合金的晶间失效。这些发现为氢的分布提供了有价值的见解，但仍存在关键问题。值得注意的是，虽然粗大晶界相已被充分研究[33]，但细小尺度沉淀物是否也能作为有效的氢捕获剂仍不清楚，如果可以，它们如何影响氢的扩散和偏聚也尚未明确。更重要的是，目前的研究主要集中在易发生氢脆的Al-Zn-Mg合金上[36][37]，而对于氢脆敏感性较低的铝合金（如Al-Cu-Li合金[2]）中氢的分布情况仍是一个未解之谜。

本研究使用APT、聚焦离子束（FIB）和TEM技术，研究了Al-Cu-Li合金在水腐蚀过程中的氢吸收与分布。研究发现，氢诱导的纳米孔洞优先在晶界T1（Al2CuLi）沉淀物处形成，随着暴露时间的延长，也会在晶内T1沉淀物处形成。APT分析显示，T1沉淀物的氢捕获能力可达3.5 at%。这些沉淀物在晶界处局部耗尽了溶质氢，从而抑制了氢沿晶界的进一步迁移。

**2. 实验**
**2.1. 材料制备**
本研究使用的Al-3.55Cu-1.40Li-0.33Mg-0.46Zn-0.11Zr（重量百分比）合金由北京航空材料研究院提供，材料呈80毫米厚的热轧板形式。合金在520°C的盐浴炉中处理1小时后进行水淬，随后在155°C下等温老化55小时，以达到接近峰值老化的状态[7]。通过电子背散射衍射（EBSD）对微观结构进行分析，发现材料具有拉长的晶粒结构，包含部分再结晶区域和大量亚结构，如图1所示。错位角超过15°的晶界被归类为高角度晶界（HAGBs），用图1a和图1b中的黑线表示；错位角在2°至15°之间的晶界被归类为低角度晶界（LAGBs），用图1a中的灰线和图1b中的红线表示。被LAGBs包围的亚晶粒的平均直径约为20微米。

**2.2. 腐蚀测试**
从老化后的厚板中切割出10毫米×10毫米×6毫米的样品，使用0.5微米金刚石磨料膏进行研磨和机械抛光。样品的一个轧制方向-法线方向（RD-ND）表面暴露于电解液中，其余表面用环氧树脂封装以定义活性区域。样品完全浸入50毫升57克/升的NaCl溶液中5小时或10小时。浸渍过程中，电解液温度保持在25±1°C的恒温水浴中。

**2.3. 微观结构表征**
样品使用配备电子背散射衍射（EBSD）系统的扫描电子显微镜（SEM；Zeiss Supra 55 Sapphire）进行表征。SEM和EBSD分析在20千伏的加速电压下进行，EBSD数据使用HKL Channel 5软件处理。在EBSD测量前，样品在90%无水乙醇中的10%高氯酸溶液中电抛光，温度保持在-20±1°C。

暴露后，样品使用双束FEI Helios NanoLab 600系统进行FIB剥离，制备TEM样品薄膜，如图2所示。随后使用FEI Talos F200X显微镜在200千伏下进行TEM成像和能量色散X射线光谱（EDS）分析。为了评估FIB制备可能引入的伪影，还使用双喷射电抛光法制备的TEM样品薄膜进行了对比分析。电抛光在70%甲醇和30%硝酸的溶液中进行，温度保持在-20±1°C。

**2.4. 热脱附光谱测量**
采用TDS技术评估样品在暴露前后不同捕获位点中的氢含量及其分布。TDS测量使用Hiden TPD工作站进行，加热速率为200°C/小时。通过高斯峰拟合对热脱附谱进行反卷积，以识别特定微观结构的氢脱附峰。通过积分室温至650°C范围内的氢通量来量化总氢浓度。

**3. 结果**
**3.1. 溃蚀前后的微观结构观察**
图3显示了腐蚀暴露前合金的微观结构。在扫描透射电子显微镜（STEM）图像（图3b）中，板状沉淀物均匀分布在基体中。根据<111>Al方向的明显条纹以及选区电子衍射（SAED）图样中的1/3{220}Al和2/3{220}Al反射，这些沉淀物被鉴定为T1相。T1沉淀物在LAGBs处的密度高于基体中的密度（图3b），这可能是由于在这些晶界处核化能垒降低、溶质扩散增强所致[38]。在HAGBs处，沉淀物的长宽比明显小于基体中的沉淀物（图3c）。高分辨率TEM成像和相应的快速傅里叶变换（图3d）证实这些沉淀物主要为T1相。

**3.2. 腐蚀行为**
样品在NaCl溶液中浸泡5小时后，腐蚀开始沿LAGBs进行，10小时后腐蚀扩展到HAGBs。如图S2所示，这与先前研究结果一致，即Al–Cu–Li合金中LAGBs的腐蚀敏感性更高[7]。从浸泡后的样品表面制备TEM样品薄膜。如图4a所示，整个暴露表面覆盖着一层连续的非晶氧化物，晶界处的局部腐蚀深度约为0.3微米。腐蚀前沿附近的沉淀物也出现了腐蚀损伤（图4b和4e）。如图4c和4f所示，晶界沉淀物附近形成了纳米级孔洞，这些孔洞呈准球形，边缘光滑，分布在一个从表面延伸约1.2微米的亚表面区域内。值得注意的是，浸泡前的样品中不存在此类纳米孔洞，表明孔洞的形成与腐蚀过程直接相关。

图5显示了浸泡10小时后样品的TEM图像。HAGBs上的腐蚀深度约为0.7微米，表明其退化已经处于较高级阶段。与5小时样品相比，纳米级孔隙的尺寸更大，密度更高（见图5b-f）。这些孔隙主要位于高角度和低角度晶界处的沉淀物上，而在LAGBs上的密度明显更高。图5e中突出显示了LAGB上细孔的密集分布。总体而言，这些观察结果强调了晶界沉淀物作为孔隙形成优先成核位点的重要作用。

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图5. 浸泡10小时后样品的FIB-TEM表征。(a) TEM箔的概览。(b, c) (a)中晶界区域的放大视图，突出显示了在GBPs和晶内沉淀物上形成的孔隙。(d–f) 放大视图，显示LAGB上细孔的密集分布。

此外，纳米级孔隙会延伸到距离晶界500纳米的相邻基体中（见图5c和5f）。这些晶内孔隙始终位于基体嵌入的沉淀物上，并且其密度明显低于晶界上的孔隙。鉴于早期腐蚀阶段基体中不存在此类孔隙，孔隙的形成最初是在晶界沉淀物上开始的，随后随着腐蚀的进行而在晶内沉淀物上发生。

图6展示了孔隙和GBPs的尺寸分布。在LAGBs上，大多数孔隙的直径小于9纳米。相关的GBPs显示出低于60纳米的峰值；然而，这种分布可能反映了LAGBs上GBPs的一般尺寸分布，而不是与孔隙尺寸的直接相关性。在HAGBs上，孔隙主要分布在15-20纳米范围内，而相应的GBPs则显示出相对均匀的尺寸分布，没有明显的聚集现象。先前的研究报告称，氢气泡和孔隙通常与粗大的GBPs相关联，而在细小的GBPs上几乎观察不到气泡[35]，[36]。然而，在本研究中，仅发现孔隙形成与GBP尺寸之间存在弱相关性，这表明GBPs在孔隙成核中的作用与早期观察结果有显著不同。

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图6. 浸泡10小时后样品中孔隙和GBPs的统计分析。(a-c) LAGBs：(a) 孔隙直径分布，(b) 与孔隙相关的GBPs的直径分布，(c) 所有GBPs的直径分布。(d-f) HAGBs：(d) 孔隙直径分布，(e) 与孔隙相关的GBPs的直径分布，(f) 所有GBPs的直径分布。

为了进一步研究孔隙与沉淀物之间的空间相关性，对与孔隙相关的晶界沉淀物进行了表征（见图7a）。从孔隙区域获得的FFT图案与铝基体的FFT图案相匹配。相比之下，从相邻沉淀物获得的FFT图案在{111}Al方向上显示出明显的条纹，这是T1相的特征。对多个沉淀物的分析证实了孔隙与T1相之间存在一致的空间相关性，表明T1沉淀物是腐蚀后样品中孔隙形成的关键成核位点。

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图7. 与孔隙形成相关的沉淀物的识别。(a) 明场TEM图像，显示了带有沉淀物和纳米孔的LAGB；(b) 纳米孔及其相邻沉淀物的高分辨率TEM图像；(c) 从纳米孔区域获得的FFT图案；(d) 从纳米孔相邻的沉淀物获得的FFT图案。

为了排除其他可能的解释，检查了腐蚀引起的相分离和FIB引起的伪影的可能性。图8显示了孔隙及其周围区域的EDS映射。没有观察到表明腐蚀副产物的显著形态特征，也没有在孔隙内部或附近检测到明显的氧富集。这些发现表明，在孔隙附近没有严重的局部腐蚀或腐蚀引起的相分离，从而排除了这些机制作为孔隙形成途径的可能性。此外，孔隙位于可见腐蚀前沿之外的较深处（见图4，图5），进一步支持了腐蚀引起的分离不是当前情况下孔隙生成的原因。

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图8. 孔隙区域的STEM图像和能谱分析。

为了评估潜在的FIB引起的伪影，将浸泡10小时后的样品机械抛光以去除大约10微米的腐蚀表层，然后通过FIB对抛光区域进行减薄。如图9所示，TEM分析显示该样品中没有显著的孔隙形成，这与原始腐蚀样品（见图5）中观察到的大量孔隙形成形成对比。此外，在未腐蚀样品的FIB制备的箔片中也没有观察到孔隙（见图3）。这些结果证实，观察到的孔隙不是FIB引起的伪影，而是直接与腐蚀过程相关。这一结论还得到了观察到的孔隙形态和分布与铝合金中报告的氢气泡[36]，[37]之间的密切相似性的支持。这种气泡在内部压力下生长，最终破裂，在材料中留下孔隙。此外，已确认T1沉淀物是孔隙成核的关键位点[40]。因此，氢与T1沉淀物之间的显著相互作用预计在孔隙演化中起着重要作用。

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图9. 浸泡10小时后样品的TEM显微照片，随后去除了大约10微米的表层。(a) 箔的低倍率概览；(b-d) (a)中指示区域的更高倍率图像，显示晶界或基体内部没有孔隙的证据。

3.3. 氢的定量分析
使用APT对晶界处的氢分布进行了定量分析，如图10所示。Cu和Li原子图（图10a）显示HAGB上装饰有T1沉淀物。从3.0原子百分比Cu等值面图（图10b）与H原子叠加可以看出这些沉淀物内的明显氢积累。T1沉淀物上的二维浓度剖面（图10c–d）进一步证实了氢在沉淀物中的富集。定量分析（图10e）显示T1沉淀物内的氢浓度达到3.5原子百分比，而相邻HAGB中的溶质氢浓度（由黑色箭头指示）仅为0.2原子百分比，远低于Al–Zn–Mg合金的典型值[1]，[33]。这种显著差异突显了T1沉淀物的强捕获能力及其在消耗晶界溶质氢中的作用。

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图10. 高角度晶界（HAGB）附近氢分布的APT分析。(a) Cu（紫色）、Li（蓝色）和H（金色）的原子图；(b) 与H原子叠加的3原子百分比Cu等值面图，显示T1沉淀物内的氢偏聚；(c) 带有二维成分切片的Cu等值面图；(d) 沿(c)中标记路径的H和Cu的二维浓度剖面；(e) T1沉淀物上的成分线剖面。

为了进一步量化孔隙与沉淀物之间的空间相关性，对与孔隙相关的晶界沉淀物进行了表征（见图7a）。从孔隙区域获得的FFT图案与铝基体的FFT图案相匹配。相比之下，从相邻沉淀物获得的FFT图案在{111}Al方向上显示出明显的条纹（见图7d），这是T1相的特征。对多个沉淀物的分析证实了孔隙与T1相之间的一致空间相关性，表明T1沉淀物是腐蚀后样品中孔隙形成的关键成核位点。

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图7. 与孔隙形成相关的沉淀物的识别。(a) 显示带有沉淀物和纳米孔的LAGB的明场TEM图像；(b) 纳米孔及其相邻沉淀物的高分辨率TEM图像；(c) 从纳米孔区域获得的FFT图案；(d) 从纳米孔相邻的沉淀物获得的FFT图案。

为了排除观察到的纳米孔的其他解释，检查了腐蚀引起的相分离和FIB引起的伪影的可能性。图8显示了孔隙及其周围区域的EDS映射。没有观察到表明腐蚀副产物的显著形态特征，也没有在孔隙内部或附近检测到明显的氧富集。这些发现表明，在孔隙附近没有严重的局部腐蚀或腐蚀引起的相分离，排除了这些机制作为孔隙形成途径的可能性。此外，孔隙位于可见腐蚀前沿之外的较深处（见图4，图5），进一步支持了腐蚀引起的分离不是当前情况下孔隙生成的原因。

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图8. 孔隙区域的STEM图像和能谱分析。

为了评估潜在的FIB引起的伪影，将浸泡10小时后的样品机械抛光以去除大约10微米的腐蚀表层，然后通过FIB对抛光区域进行减薄。如图9所示，TEM分析显示该样品中没有显著的孔隙形成，与原始腐蚀样品（见图5）中观察到的大量孔隙形成形成对比。此外，在未腐蚀样品的FIB制备的箔片中也没有观察到孔隙（见图3）。这些结果证实，观察到的孔隙不是FIB引起的伪影，而是直接与腐蚀过程相关。这一结论还得到了观察到的孔隙形态和分布与铝合金中报告的氢气泡[36]，[37]之间的密切相似性的支持。这种气泡在内部压力下生长，最终破裂，在材料中留下孔隙。此外，已确认T1沉淀物是孔隙成核的关键位点，并且已被证实是强氢陷阱[40]。因此，氢与T1沉淀物之间的显著相互作用预计在孔隙演化中起着重要作用。

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图9. 浸泡10小时后样品的TEM显微照片，随后去除了大约10微米的表层。(a) 箔的低倍率概览；(b-d) (a)中指示区域的更高倍率图像，显示晶界或基体内部没有孔隙的证据。

3.3. 氢的定量分析
使用APT对晶界处的氢分布进行了定量分析，如图10所示。Cu和Li原子图（图10a）显示HAGB上装饰有T1沉淀物。从3.0原子百分比Cu等值面图（图10b）与H原子叠加可以看出这些沉淀物内的明显氢积累。T1沉淀物上的二维浓度剖面（图10c–d）进一步证实了氢在沉淀物中的富集。定量分析（图10e）显示T1沉淀物内的氢浓度达到3.5原子百分比，而相邻HAGB中的溶质氢浓度（由黑色箭头指示）仅为0.2原子百分比，远低于Al–Zn–Mg合金的典型值[1]，[33]。这种显著差异突显了T1沉淀物的强捕获能力及其在消耗晶界溶质氢中的作用。

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图10. 高角度晶界（HAGB）附近氢分布的APT分析。(a) Cu（紫色）、Li（蓝色）和H（金色）的原子图；(b) 与H原子叠加的3原子百分比Cu等值面图，显示T1沉淀物内的氢偏聚；(c) 带有二维成分切片的Cu等值面图；(d) 沿(c)中标记路径的H和Cu的二维浓度剖面；(e) T1沉淀物上的成分线剖面。

为了进一步量化氢分布，在包含LAGB的区域进行了APT分析，FIB铣削过程中的边界识别见补充图S3。Cu和Li原子图显示T1沉淀物沿LAGB排列（见图11a）。从氢原子图（图11a-b）可以看出这些沉淀物内的氢富集。通过2D浓度剖面（图11c-d）的定量分析证实，T1沉淀物内的氢积累比LAGB中的更为显著。1D浓度剖面（图11e）显示T1沉淀物内的氢浓度约为1.4原子百分比，而LAGB中的溶质氢浓度约为0.1原子百分比。

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图11. LAGB处氢分布的APT分析。(a) Cu（紫色）、Li（蓝色）和H（金色）的原子图；(b) 与H原子叠加的3原子百分比Cu等值面图，显示沉淀物内的氢偏聚；(c) 带有二维成分图的Cu等值面图；(d) 沿(c)中标记路径的H和Cu的二维浓度剖面；(e) T1沉淀物上的成分线剖面。

使用TDS测量评估了不同捕获位点之间的氢分布。如图12a所示，TDS谱显示了三个不同的氢脱附峰。前两个峰出现在相对较低的温度下，归因于氢从晶格和位错/空位缺陷中脱附[41]。第三个峰位于大约480°C，起始温度约为327°C，对应于从T1沉淀物中释放的氢[42]。总氢含量从暴露前的2.9 wppm增加到暴露后的4.5 wppm。值得注意的是，从T1沉淀物中特异性脱附的氢量从1.3 wppm增加到2.4 wppm，进一步证实了它们作为强氢陷阱的作用。

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图12. 浸泡前后样品的TDS分析。(a) 氢脱附率谱。(b) 溶浸后样品的脱附谱解卷积。

4. 讨论
4.1. T1沉淀物上氢孔的形成机制
在FIB制备的TEM箔片中观察到了纳米级孔隙，这些孔隙优先在晶界T1沉淀物上成核，随着暴露时间的延长，随后出现在晶内T1沉淀物上。这一观察结果表明，氢驱动的机制涉及T1相中的强氢捕获。一个关键问题是，这些沉淀物中捕获的氢是否足以产生足够的压力来成核这样的纳米孔，或者是否需要额外的能量输入。

为了回答这个问题，使用理想气体定律计算了由捕获的氢产生的氢压力PH以及克服Al基体屈服强度和孔隙界面能所需的临界压力Pc（见补充材料注释1）。对于直径在2到45纳米之间的孔隙（如图4和图5所示），PH计算结果在16.5 MPa到2.7 GPa之间，较小的孔隙对应更高的压力。计算出的Pc值范围从660 MPa到2.9 GPa，超过了T1沉淀物的PH。这表明，仅T1沉淀物中捕获的氢不足以产生足够压力来成核观察到的尺寸的孔隙，从而证实需要额外的能量输入。

高能离子辐照可以通过涉及空位生成和氢聚集的机制促进含氢材料中的气泡和孔隙形成[35]，[43]，[44]。离子轰击在T1沉淀物中生成空位和位错，这些空位可以聚集成作为氢捕获位点的空洞。随着氢在这些空洞中的积累，H2重组稳定了空位簇，触发气泡成核和随后的生长。此外，离子束的局部加热可以将样品温度升高到300°C以上[39]，进一步促进氢从T1沉淀物中脱附并增强氢的扩散性。升高的温度还使气泡能够达到更高的内部压力[44]。这些热效应可能与辐照引起的空位协同作用，促进气泡的形成。此外，随着铣削过程中箔片厚度的减小，来自周围基体的机械约束减少可能进一步促进气泡的膨胀[36]。所提出的机制在图13中示意性地说明。

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图13. 暴露于浸渍中的样品中孔隙形成的示意图。

仅FIB处理不足以诱导孔隙形成，未腐蚀样品（见图3）和表面抛光后的暴露样品（见图9）中均未观察到纳米孔。因此，腐蚀过程中的氢侵入和积累是观察到的纳米孔的原因，捕获的氢量在成核动力学中起着关键作用[45]。这与观察结果一致，即辐照含氢箔片容易产生气泡，而干燥样品在类似条件下仅表现出沉淀物粗化[36]。成核对初始氢含量的依赖性可以解释为什么孔隙尺寸和密度随着腐蚀时间的延长而显著增加（见图4和图5）。

4.2. 晶界区域的氢分布
氢孔优先在晶界（GBs）上成核，随后出现在晶内T1沉淀物上（见图5和图6），表明氢在腐蚀过程中优先沿晶界迁移。因此，预计会有大量的氢在晶界区域分离。令人惊讶的是，APT（原子探针显微镜）测量结果显示，晶界（GBs）处的氢浓度异常低，约为0.2原子百分比（图11），远低于其他高强度铝合金中报告的典型溶质氢含量[1]。这种差异可以归因于T1沉淀物在晶界附近的强捕获能力。氢原子倾向于从低结合能位点（如晶格位点、位错和空位）迁移到高结合能位点，例如沉淀物[46]。因此，位于晶界的T1沉淀物有效地捕获了可扩散的氢，从而降低了晶界的溶质氢浓度，进而减少了晶界的传输能力[47]。沿晶界棱柱（LAGBs）形成的氢诱导孔洞密度明显高于沿晶界棱柱面（HAGBs）形成的孔洞密度（图6），表明晶界错位对氢分布有显著影响。这一观察结果与先前的观点不同，先前的观点认为HAGBs通过相互连接的低能路径促进氢的传输，而LAGBs由于位错核心的重叠而阻碍了氢的扩散[47]。本合金的一个显著特点是，由于在这些位点上的优先成核作用，LAGBs上的T1沉淀物密度明显高于HAGBs（图3）。LAGBs上较高的T1沉淀物密度可能为氢提供了更多的捕获位点，从而导致孔洞密度增加。此外，这些沉淀物在LAGBs上的紧密排列可能有助于相邻T1相之间的氢传输，尽管直接证明这种机制的证据尚待确立。其他因素，如晶界结构的差异，也可能起到作用。LAGBs处较高孔洞密度的确切机制需要进一步研究。

4.3 T1沉淀物捕获对材料性能的影响
新兴的Al-Cu-Li合金相比传统的Al-Zn-Mg系高强度铝合金，表现出显著更低的应力腐蚀开裂敏感性[1]、[4]、[48]、[49]。这种性能的提升可能归因于氢与沉淀物之间的相互作用差异。在Al-Zn-Mg合金中，主要的强化相MgZn2相具有较低的氢亲和力[1]、[15]、[50]，而分散相由于其数量密度低，对减轻脆性的贡献有限[1]、[51]、[52]、[53]。相比之下，Al-Cu-Li合金中的T1沉淀物作为有效的氢捕获剂，降低了晶界的溶质氢浓度并阻碍了氢的扩散。晶界处较低的溶质氢浓度对于降低氢辅助断裂的风险至关重要。此外，T1沉淀物的高数量密度促进了氢在基体中的均匀分布，减少了在脆弱位置的局部积累。这些有益特性共同增强了Al-Cu-Li合金对氢诱导降解的抵抗力。

在水腐蚀过程中，铝合金中不可避免地会产生高逸度氢[54]、[55]。一个关键问题是溶质氢在晶界的偏聚，这控制了裂纹的起始。本研究中观察到的氢孔洞为Al-Cu-Li合金中的氢扩散和偏聚行为提供了新的见解。结果表明，氢优先沿着晶界扩散，并强调了T1沉淀物在捕获氢和降低晶界溶质氢浓度方面的关键作用。当这些沉淀物分布均匀且具有内在的氢捕获能力时，这种效应进一步增强。结合高密度沉淀物捕获与降低晶界溶质氢含量的微观结构设计策略，为开发具有更好抗氢脆性的高强度合金提供了有希望的途径。

5. 结论
在水腐蚀后，从Al-Cu-Li试样制备的FIB（聚焦离子束）TEM薄膜中观察到了氢诱导的纳米孔洞。这些纳米孔洞优先在晶界T1沉淀物处形成，随着暴露时间的延长，也会出现在晶内T1沉淀物上，表明氢在腐蚀过程中优先沿着晶界迁移。T1沉淀物作为强氢捕获剂，其捕获能力可达3.5原子百分比的氢。T1沉淀物有效地捕获了可扩散的氢，导致晶界的溶质氢浓度异常低（约为0.2原子百分比）。通过消耗晶界的溶质氢并阻止进一步的氢迁移，T1沉淀物有望减轻氢辅助裂纹。

数据可用性
支持本研究所有发现的数据均包含在论文和补充信息中。如有需要，可以从通讯作者处获取额外的图像。