锂的元素分布不能由EDS或WDS直接检测。因此，TEM观察在锂基沉淀表征中起着重要作用，涉及沉淀结构和化学成分。在Al-Cu-Li合金中，在直接凝固合金和峰值时效或过时效合金中，T2相倾向于在HAGBs处形成，其形成能力主要取决于合金成分和冷却速度。在目前的情况下，沿晶区发生的Cu和Li的严重偏析是形成二十面体相的成分范围的原因。LPBF过程中的快速凝固特性为沿GBs形成粗二十面体相提供了驱动力。同时，T 2相的形成抑制了其他相的形成，例如θ相。除了作为凝固反应产物的T2相外，晶间区周围溶质的偏析也有助于快速凝固期间GBs处的低熔点Al-Cu共晶。

图5 准晶T2相的相识别:(a)网络分布中粗GB相的BSE显微照片；(b)EDS分析结果；(c)准晶相的TEM形态；(d)具有典型五重对称性的SAD图案；(e)HRTEM图像

图6 使用TEM进行元素分布和相位识别：（a）TEM亮场显微照片；（b-f）Al、Cu、Si、Ag和Mg的EDS映射；（g）a区放大图像；（h、i）区域a和b的相应SAD图案的放大图像；（j）δ´/β´的形态，（k）δ´/β´的相应SAD图案；（l）沿<100>带轴的标准衍射图案

图7 LPBF处理样品的热裂纹行为:(a)整个试样的典型XRM切片；(b)孔隙和裂纹的宏观分布；(c，d)网状大互连裂纹的3D图像；(e，f)沿GBs的典型初始晶间表面断裂；(g)晶粒内的条纹状界面微裂纹

图8 EBSD结果分析LPBF处理的铝锂合金纵截面上的GBs：(a）IPF图像；（b）HAGBs和LAGBs的GB分布图；(c)显示应变集中的KAM图；(d)晶粒尺寸分布；(e)沿裂纹扩展路径的错向角；(f)错向角分布

图9 在P=200 W和v=100 mm/s时，LPBF中温度场和应力场的模拟结果：（a）温度场；（b）实验验证；（c）计算P1处的X分量热应力；（d）X分量残余应力分布

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热裂纹主要沿晶间区域及其周围产生，在之前的工作中，已经发现在合金中观察到较为严重失效，其中大部分GBs被薄膜状共晶相覆盖。因此，沿晶界交替出现的粗T2相和薄膜状Al-Cu共晶相增加了制备的Al-Li合金样品的晶间HCS。当裂纹在应力集中的驱动下沿GB区萌生时，相互连接的析出物将通过晶间裂纹溶解。最终，可能会出现更复杂、更规则的晶间裂纹路径，并沿建筑方向延伸，表明与晶粒内部的情况相比，裂纹扩展阻力显著降低。

图10 结晶和元素互扩散过程的示意图：（a）α-Al液相形核；（b）T相形核；（c）MgAgCuSi团簇、Ω相、θ′-相枝晶内形核和T2相晶间形核；（d）离异共晶形成和晶间裂纹萌生；（e）-（h）强调涉及最复杂情况与时间的枝晶内沉淀演变顺序

图11 裂纹萌生和扩展过程示意图：（a）拉伸应力作用下撕裂液膜导致的裂纹萌生；（b）裂纹沿GBs扩展；（c）裂纹扩展至FGZ或沿枝晶生长方向连续裂纹扩展时的裂纹止裂；（d）倾向于会聚在一起的裂纹，导致具有3D网状结构的大型互联裂纹

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