Al-Cu-Mg合金是航天航空用主要结构材料之一,其强化的主要原因在于A1基体中形成的强化析出相。为了提高Al-Cu-Mg合金的综合力学性能,即较高的强度和较高的韧性,就要获得相应形态的析出相。因此,认识析出相的结构、种类、形貌、尺寸、分布、析出相与位错、不同种类析出相之间的相互联系,以及析出相形态随时效条件的演化规律等析出相的形态特征,就成了调控合金性能的重要途径。近年来,国内外学者对此已经作了大量的工作和报道,并得到了很大进展,但仍然存在一些问题有待阐明和澄清。针对该领域存在的一些典型科学问题,本论文通过调节热处理工艺,采用不同的性能表征手段,和先进的原子分辨率透射电镜(TEM)和扫描透射电镜(STEM)技术,结合第一原理计算技术,对目标Al-Cu-Mg合金的工艺、性能和微观组织结构,以及它们间的本征关系,展开了系统的实验研究和细致的分析、理解研究,获得了一些有意义的结果。论文获得的主要结果如下：(1)从对AA2024合金180℃单级时效析出规律的观察表明,合金中主要有两种系列的强化析出相,即S相和GPB区,以及它们的亚稳前驱体。其中S相是一种板条状相,它的基本位向关系为[100]s//[100]Al, [010]s//[021]Al, [001]s//[012]Al。本文实验观察表明,S相可环绕<100>s轴作出小角度调整旋转,以达到应变能降低的状态。在其转动过程会伴随晶格常数,形貌和界面的变化。S相的转动现象与时效条件有关,时效时间越长,温度越高,越容易观察到转动的s相,且转动与否与析出相尺寸无关。由于转动S相通常需要较高的时效温度或较长的时效时间才能形成,且常常尺寸过大而对合金的硬度贡献有限。此外,S相既可以独立形核,也可以在第二相界面处形核,后者形核的S相形貌像比同条件下独立形核的S相多为柱状。(2)在较高的温度下或较低温度但较长时间的时效时间内,GPB区作为另外一种主要析出相,可以与S相同时形成,也可以围绕S相伴随着其进一步长大而慢慢形成,在长时间时效以后又会消失。GPB区为一维针状晶体,在其横截面内无周期结构。(3)在180℃时效初期可在合金中观察到大量的第二相和位错缺陷。其中第二相与A1基体的界面可为S相提供形核质点。同时,过去人们将在时效早期的铝合金中形成的位错缺陷认为是“位错圈”,本文通过对合金中位错的一系列TEM衍衬像分析,得出AA2024合金中形成的位错实为蜷线位错,它的形成与S相(早期的)和Al基体界面匹配性差以及溶质原子偏聚有关。(4)不同温度、不同时间时效样品的TEM观察结果表明,S相的形核和生长具有很强的各向异性和受温度影响的特征,同时伴随低维相转变。因为S相具有正交的晶体学结构,导致其生长具有各向异性特征。但特别的是,由于S相的厚度生长需要经过其前驱相GPS2-Ⅱ才能实现,又因为在较高温度(>180℃)下,GPS2-Ⅱ沿宽度方向的生长被在其两端快速形成的GPB单元阻挡,所以高温下S相的平均宽长比要明显小于其低温下的平均宽长比。同时,我们的研究还显示尽管GPB单元和S相能成一个GPB-S或GPB-GPS2-Ⅱ复合体,但GPB区并不能直接转变成S相,反之也一样。(5)在理解合金单级时效硬化规律的基础上,为提高合金的强度和韧性,本文探讨了多级时效(T614和T616时效)对合金的性能和显微组织影响规律。研究表明,相对于T6处理,T614和T616增加了一个中断时效,在这个过程中合金中不能析出更多的强化相(S相和GPB区)。与T6条件相比,T614可使合金获得较好的韧性,源于合金中形成了原子团簇。而在接下来的再时效过程中合金中也没有更多S相形核,原有的S相又发生明显粗化,导致T616峰值时效相比T6状态峰值时效的性能下降。