CN113122760A - 一种细晶Goss铝合金板材及其制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种细晶Goss铝合金板材及其制备方法，所述板材成分包含Cu3.7～4.8wt％，Mg1.2～1.7wt％，Mn0.3～0.8wt％，Ti0.03～0.10wt％，余量为Al，制备方法是将特定成分的Al‑Cu‑Mg合金铸锭在470～505℃下进行均匀化处理；在465～495℃进行80％～98％的高温大变形量和高终轧温度热轧；然后直接进行5％～50％的中小变形量的室温冷轧；在300～450℃进行再结晶退火；在460～505℃进行固溶处理；最后自然时效至少96h，本发明能够解决现有技术中获得的Goss织构强度较强的铝合金板材中Goss取向的晶粒尺寸达几百微米的缺陷，通过改变冷轧压下量来控制合金的变形储能进而调控合金再结晶程度获得了尺寸细小、结构稳定的再结晶Goss晶粒。本发明工艺简单，能够制备Goss晶粒尺寸小于20μm的铝合金冷轧板材，适用于大规模工业化生产及应用。

Description

一种细晶Goss铝合金板材及其制备方法

技术领域

本发明涉及一种细晶铝合金板材的制备工艺；具体涉及一种细晶Goss铝合金板材的制备工艺；属于有色金属材料制备技术领域。

背景技术

与其他铝合金相比，Al-Cu-Mg合金具有高的损伤容限以及良好的疲劳裂纹扩展抗力，例如2024、2524等合金。由于飞机机身上不同位置的部件承受不同的承载条件，而Al-Cu-Mg合金主要用于飞机蒙皮材料。因此，为了满足材料的优化和可靠性设计的要求，在综合考虑成本以及制备、加工和生产工艺的前提下，如何通过传统加工和热处理手段改善Al-Cu-Mg合金的抗疲劳损伤性能具有重要的现实意义。

目前，对于改善Al-Cu-Mg合金疲劳性能的研究主要包括以下几个方面：通过合金成分设计来改善Al-Cu-Mg合金的疲劳性能。通过控制Al-Cu-Mg合金的Cu/Mg比来调控合金基体中微观组织特征，包括第二相粒子的种类、形貌以及析出数量来实现合金疲劳性能的改善；通过变形及热处理工艺来提高Al-Cu-Mg合金的疲劳性能。专利CN10349811A通过引入预拉伸来控制固溶态Al-Cu-Mg合金的时效过程，形成大量可被位错反复切过的原子团簇，在促进位错可逆滑移的同时，也释放了由位错等晶体缺陷积累的应变能，减小了疲劳裂纹扩展的倾向，改善了Al-Cu-Mg合金的抗疲劳性能；通过控制Al-Cu-Mg合金制备及加工的环境条件来改善合金的疲劳性能。专利CN101921977A和CN101570839通过对合金施加一外场(电场、应力场和温度场)作用来调控合金基体中第二相粒子在晶内和晶界上的形态和分布。

除了上述常见的改进Al-Cu-Mg合金疲劳性能的途径外，发明人还首次发现了Goss织构取向和P织构等取向晶粒能够有效阻碍疲劳裂纹的扩展。专利CN108103373B和CN108504915B通过适当调控合金的热处理工艺，制备出了具有高强度P织构和Goss+P复合织构的Al-Cu-Mg合金板材。由于Goss和P取向晶粒与相邻晶粒之间存在大的扭转角晶界组分，使疲劳裂纹扩展到这些取向晶粒时发生较大的偏转，延缓了疲劳裂纹的扩展并释放了疲劳裂纹本身具有的热力学能，达到了有效抑制疲劳裂纹扩展的效果。

在现有制备耐疲劳铝合金的技术中，通过调控合金的晶粒取向，来获得具有高强度Goss织构或者P织构或者Goss+P织构的耐疲劳铝合金的制备、加工及生产技术，主要是发明人申请的以下专利：1.CN103045976A公开了一种冷轧Goss板材的热处理工艺，可获得Goss织构强度为6.52的耐疲劳时效板材。2.CN103526140A公开了一种冷轧板材高温短时固溶处理的技术，对合金的疲劳性能进行了优化。3.CN10358997A公开了一种采用小变形量热轧+一次固溶处理+大变形量冷轧+二次固溶处理+自然时效处理制备Goss织构板材的技术，该板材Goss织构强度为3.72。4.CN108103373B公开了一种含银Al-Cu-Mg合金及获得高强度P织构的热处理方法，可获得P织构强度≥3.5的铝合金板材。5.CN108504915B公开了一种具有高强度Goss+P织构和优异抗疲劳性能的Al-Cu-Mg合金及工艺，该技术可获得Goss+P织构强度≥19的铝合金板材。

目前，现有技术可制备出具有较强Goss织构强度的铝合金板材，但该种板材的Goss晶粒尺寸较大，一般为几百微米。研究表明，当铝合金晶粒尺寸细化至微米级时，可有效提升铝合金抗疲劳裂纹扩展能力，而当合金晶粒尺寸达到亚微米尺度时，由于合金微观组织的不稳定性，将恶化铝合金的疲劳性能。针对现有技术制备的耐疲劳Goss铝合金板材，由于在板材的制备过程中忽略了Goss晶粒尺寸对疲劳性能的影响，因此，板材的抗疲劳性能还有相当大的提升空间。通常，细化铝合金晶粒的技术主要有：高压扭转法(Highpressure and torsion,HPT)、等径角挤压法(Equal channel angularpressing,ECAP)以及累积叠轧技术(Accumulative Roll Bonding,ARB)等，但这些技术制备的合金材料尺寸较小，仅适用于实验室理论研究，不能适用于大规模的工业化生产应用，同时成本也较高，而且这些技术制备的板材中的织构类型与传统轧制制备的板材中的织构类型有很大区别，因此不利于获得高强度的再结晶Goss织构。此外，还可通过在合金熔体中加入晶粒细化剂或者调控凝固参数等手段来细化铝合金晶粒尺寸。例如，专利CN111893352A和CN111424195A通过添加晶粒细化剂或者与细化剂作用相同的其他合金碎屑来细化铝合金铸态组织，改善了铝合金的力学性能。专利CN111004938A通过调控凝固过程的参数来细化铝合金铸态组织。专利CN109722555A通过优化合金熔炼参数也可细化铝合金铸态晶粒。但上述技术的主要缺陷在于：虽能将铝合金晶粒尺寸细化到一定程度，但无法针对某一特定取向(如Goss取向)的晶粒进行细化，因为为了获得优异的抗疲劳损伤性能，既要细化Goss晶粒，又要保证高强度的Goss织构。此外，借助晶粒细化剂来细化铝合金晶粒，除了增加制备合金的成本外，还使制备合金的工艺复杂化，需要重新考虑、设计晶粒细化剂在合金熔炼和凝固过程中的添加方案；而无论是通过调控合金凝固过程的参数或者是优化合金熔炼过程的参数，这些技术均增大了合金制备过程的工作量，同时也间接增大了制备合金所需成本，并产生大量工业废料，并不符合当前绿色可持续发展的发展理念。因此，现有已公布的各种传统细化铝合金晶粒尺寸的技术方法无法解决在确保获得高强度高斯织构前提下大幅度细化Goss晶粒的难题。

发明内容

本发明主要是克服现有技术中制备的具有较强Goss织构强度的铝合金板材Goss晶粒尺寸较大的缺陷，通过改变冷轧压下量来控制合金的变形储能进而调控合金再结晶程度获得了尺寸细小、结构稳定的再结晶Goss晶粒，解决了高强度高斯织构前提下大幅度细化Goss晶粒的难题。本发明工艺简单，能够制备Goss晶粒尺寸小于20μm的铝合金冷轧板材，适用于大规模工业化生产及应用。

采用的技术方案为：

一种细晶Goss铝合金板材及其制备方法，其特征在于，所述板材成分包含Cu 3.7～4.8wt％，Mg 1.2～1.7wt％，Mn 0.3～0.8wt％，Ti 0.03～0.10wt％，余量为Al，所述细晶Goss铝合金板材的Goss织构强度≥3.9。

进一步的，所述细晶Goss铝合金板材制备方法为：将Al-Cu-Mg合金铸锭进行均匀化处理、高温大变形量和高终轧温度热轧、直接实施中小变形量冷轧、再结晶退火、固溶处理、水淬以及自然时效处理。

进一步的，所述Al-Cu-Mg合金铸锭进行均匀化处理的温度为470～505℃，处理时间为24～96h。

进一步的，所述高温大变形量和高终轧温度热轧过程中热轧温度为465～495℃，轧制变形量为80％～98％，终轧温度≥380℃。

进一步的，所述热轧后直接实施中小变形量冷轧参数为：单道次和多道次冷轧轧制变形量为5％～50％，优选的室温中小变形量冷轧工艺参数为：单道次和多道次冷轧轧制变形量：12％～50％；更优选的室温中小变形量冷轧工艺参数为：单道次和多道次冷轧轧制变形量：20％～40％。

进一步的，所述再结晶退火过程中温度为300～450℃，处理时间为60～300min。

进一步的，所述固溶处理过程中温度为460～505℃，处理时间为5～90min，水淬。

进一步的，所述自然时效处理方式为室温下至少放置96h以上。

进一步的，所述细晶Goss铝合金板材的Goss晶粒尺寸小于100μm。

进一步的，所述细晶Goss铝合金板材的Goss晶粒尺寸还可以细化到20μm以下。

发明人发现，高温大变形量热轧，可以促进铝合金中非八面体滑移系的开动，获得较强的Brass织构。这样，在后续的再结晶退火和固溶处理后，较强的Brass织构能够转变为强的Goss织构。从而，大幅度提高了铝合金的抗疲劳裂纹扩展能力。但是，前期授权的发明专利技术(CN103045976A，CN103526140A，CN10358997A，CN108103373B，CN103526140B和CN108504915B)获得的Goss晶粒较粗大，达数百微米。细化Goss晶粒无疑可以进一步提高合金的疲劳裂纹扩展抗力。如何在获得高强度Goss织构的前提下细化Goss晶粒呢？发明人发现，将经过高温大变形量、高终轧温度热轧的板材，直接进行可控变形量冷轧，其冷轧变形量控制在以不明显降低热轧板Brass织构为前提(5-50％)。这样，板材中增加的变形储能就可以在后续再结晶退火及固溶过程中，既能够获得高强度的Goss织构，又能显著细化晶粒。由此，最终获得具有高强度的细晶Goss铝合金板材。

发明人之前公开的技术(CN103045976A，CN103526140A，CN10358997A，CN108103373B，CN103526140B和CN108504915B)获得了强度较高的Goss织构或者P织构或者Goss+P织构的铝合金板材，但上述板材未能实现Goss晶粒或者P晶粒或者Goss+P晶粒的显著细化，这使得利用Goss织构、P织构和Goss+P织构抗疲劳的作用，还有进一步提升的空间。本发明正是在获得高强度Goss织构基础上显著细化Goss晶粒，进一步提高Goss织构铝合金板材抗疲劳性能。

有益效果：

与现有技术相比，本发明具有以下有益效果：

本发明工艺流程简单合理。发明人通过高温大变形量和高终轧温度热轧，以及直接中小变形量冷轧，在没有明显影响热轧Brass织构的前提下，增大铝合金板材在后续退火及固溶处理过程中的再结晶驱动力和再结晶形核率。从而，在获得高强度Goss织构前提下细化了晶粒，成功制备了适合工业化生产和应用的细晶Goss铝合金板材。

本发明能够解决现有技术中获得的Goss织构强度较强的铝合金板材中Goss取向的晶粒尺寸达几百微米的缺陷，通过改变冷轧压下量来控制合金的变形储能进而调控合金再结晶程度获得了尺寸细小、结构稳定的再结晶Goss晶粒。本发明工艺简单，能够制备Goss晶粒尺寸小于20μm的铝合金冷轧板材，适用于大规模工业化生产及应用。

附图说明

图1是实施例4合金热轧板材的取向分布函数ODF图；

图2是实施例4合金热轧板材的金相组织图；

图3是对比例1合金热轧板材的取向分布函数ODF图；

图4是对比例1合金热轧板材的金相组织图；

图5是实施例2合金冷轧板材的取向分布函数ODF图；

图6是实施例2合金冷轧板材的金相组织图；

图7是实施例5合金冷轧板材的取向分布函数ODF图；

图8是实施例5合金冷轧板材的金相组织图；

图9是对比例1合金冷轧板材的取向分布函数ODF图；

图10是对比例1合金合金冷轧板材的金相组织图；

图11是对比例3合金冷轧板材的取向分布函数ODF图；

图12是对比例3合金冷轧板材的金相组织图；

图13是实施例1合金时效态板材的取向分布函数ODF图；

图14是实施例1合金时效态板材的金相组织图；

图15是实施例2合金时效态板材的取向分布函数ODF图；

图16是实施例2合金时效态板材的金相组织图；

图17是实施例3合金时效态板材的取向分布函数ODF图；

图18是实施例3合金时效态板材的金相组织图；

图19是实施例4合金时效态板材的取向分布函数ODF图。

图20是实施例4合金时效态板材的金相组织图。

图21是实施例5合金时效态板材的取向分布函数ODF图；

图22是实施例5合金时效态板材的金相组织图；

图23是实施例6合金时效态板材的取向分布函数ODF图；

图24是实施例6合金时效态板材的金相组织图；

图25是实施例7合金时效态板材的取向分布函数ODF图；

图26是实施例7合金时效态板材的金相组织图；

图27是实施例8合金退火态板材的取向分布函数ODF图；

图28是对比例1合金退火态板材的取向分布函数ODF图；

图29是对比例2合金退火态板材的取向分布函数ODF图；

图30是对比例3合金退火态板材的取向分布函数ODF图。

具体实施方式

为了使本发明的目的、技术方案及优点更加清楚明白，以下结合实施例，对本发明进行进一步详细说明。应当理解，此处所描述的具体实施例仅仅用以解释本发明，并不用于限定本发明。

实施例1：

实施例1合金的化学成分为Cu4.3％，Mg 1.3％，Mn 0.6％，Ti 0.09％，余量为Al。先将实施例1合金在480℃均匀化处理48h，然后在470℃进行变形量为83％的热轧，热轧的终轧温度≥380℃。再将热轧板进行变形量为5％的冷轧，随后在360℃再结晶退火240min，然后在460℃固溶处理90min，水淬，最后自然时效至少96h后，实施例1时效态合金基体的Goss织构强度为7.03，Goss晶粒尺寸为45.14μm。

实施例2：

实施例2合金的化学成分为Cu 3.7％，Mg 1.2％，Mn 0.7％，Ti 0.06％，余量为Al。先将实施例2合金在485℃均匀化处理24h，然后在480℃进行变形量为88％的热轧，热轧的终轧温度≥380℃。再将热轧板进行变形量为13％的冷轧，随后在390℃再结晶退火120min，然后在465℃固溶处理30min，水淬，最后自然时效至少96h后，实施例2时效态合金基体的Goss织构强度为8.35，Goss晶粒尺寸为39.81μm。

实施例3：

实施例3合金的化学成分为Cu 3.8％，Mg 1.6％，Mn 0.4％，Ti 0.06％，余量为Al。先将实施例3合金在495℃均匀化处理72h，然后在485℃进行变形量为90％的热轧，热轧的终轧温度≥380℃。再将热轧板进行变形量为20％的冷轧，随后在450℃再结晶退火60min，然后在480℃固溶处理90min，水淬，最后自然时效至少96h后，实施例3时效态合金基体的Goss织构强度为10.17，Goss晶粒尺寸为35.16μm。

实施例4：

实施例4合金的化学成分为Cu4.1％，Mg 1.3％，Mn 0.6％，Ti 0.03％，余量为Al。先将实施例4合金在500℃均匀化处理96h，然后在490℃进行变形量为95％的热轧，热轧的终轧温度≥380℃。再将热轧板进行变形量为26％的冷轧，随后在360℃再结晶退火60min，然后在490℃固溶处理20min，水淬，最后自然时效至少96h后，实施例4时效态合金基体的Goss织构强度为10.20，Goss晶粒尺寸为23.44μm。

实施例5：

实施例5合金的化学成分为Cu4.7％，Mg 1.3％，Mn 0.4％，Ti 0.09％，余量为Al。先将实施例5合金在505℃均匀化处理72h，然后在495℃进行变形量为98％的热轧，热轧的终轧温度≥380℃。再将热轧板进行变形量为32％的冷轧，随后在300℃再结晶退火300min，然后在505℃固溶处理30min，水淬，最后自然时效至少96h后，实施例5时效态合金基体的Goss织构强度为11.10，Goss晶粒尺寸为62.42μm。

实施例6：

实施例6合金的化学成分为Cu4.1％，Mg 1.6％，Mn 0.3％，Ti 0.03％，余量为Al。先将实施例6合金在475℃均匀化处理24h，然后在470℃进行变形量为86％的热轧，热轧的终轧温度≥380℃。再将热轧板进行变形量为35％的冷轧，随后在340℃再结晶退火240min，然后在465℃固溶处理5min，水淬，最后自然时效至少96h后，实施例6时效态合金基体的Goss织构强度为7.44，Goss晶粒尺寸为37.42μm。

实施例7：

实施例7合金的化学成分为Cu4.7％，Mg 1.3％，Mn 0.6％，Ti 0.06％，余量为Al。先将实施例7合金在505℃均匀化处理24h，然后在465℃进行变形量为83％的热轧，热轧的终轧温度≥380℃。再将热轧板进行变形量为39％的冷轧，随后在420℃再结晶退火120min，然后在505℃固溶处理20min，水淬，最后自然时效至少96h后，实施例7时效态合金基体的Goss织构强度为4.95，Goss晶粒尺寸为19.04μm。

实施例8：

实施例8合金的化学成分为Cu 3.7％，Mg 1.2％，Mn 0.8％，Ti 0.10％，余量为Al。先将实施例8合金在470℃均匀化处理96h，然后在465℃进行变形量为98％的热轧，热轧的终轧温度≥380℃。再将热轧板进行变形量为16％的冷轧，随后在450℃再结晶退火180min，最后自然时效至少96h后，实施例8退火态合金基体的Goss织构强度为8.73。

对比例1：

对比例1合金的化学成分为Cu4.7％，Mg 1.6％，Mn 0.4％，Ti 0.10％，余量为Al。先将对比例1合金在480℃均匀化处理36h，然后在475℃进行变形量为80％的热轧，热轧的终轧温度≥380℃。再将热轧板进行变形量为50％的冷轧，随后在300℃再结晶退火240min，最后自然时效至少96h后，对比例1退火态合金基体的Goss织构强度为3.99。

对比例2：

对比例2合金的化学成分为Cu 3.7％，Mg 1.4％，Mn 0.3％，Ti 0.04％，余量为Al。先将对比例2合金在470℃均匀化处理24h，然后在465℃进行变形量为78％的热轧。再将热轧板进行变形量为55％的冷轧，随后在420℃再结晶退火180min，最后自然时效至少96h后，对比例2退火态合金基体的Goss织构强度为2.77。

对比例3：

对比例3合金的化学成分为Cu4.5％，Mg 1.2％，Mn 0.5％，Ti 0.05％，余量为Al。先将对比例3合金在470℃均匀化处理96h，然后在465℃进行变形量为80％的热轧。再将热轧板进行变形量为52％的冷轧，随后在360℃再结晶退火60min，最后自然时效至少96h后，对比例3退火态合金基体的Goss织构强度为3.15。

结合附图1～30可以看出：

通过480℃/48h均匀化处理+470℃、83％热轧+5％冷轧+360℃/240min再结晶退火+460℃/90min固溶处理+自然时效至少96h，实施例1时效态合金基体的平均晶粒尺寸为45.14μm，Goss织构强度为7.03；

通过485℃/24h均匀化处理+480℃、88％热轧+13％冷轧+390℃/120min再结晶退火+465℃/30min固溶处理+自然时效至少96h，实施例2时效态合金基体的平均晶粒尺寸为39.81μm，Goss织构强度为8.35；

通过495℃/72h均匀化处理+485℃、90％热轧+20％冷轧+450℃/60min再结晶退火+480℃/90min固溶处理+自然时效至少96h，实施例3时效态合金基体的平均晶粒尺寸为35.16μm，Goss织构强度为10.17；

通过500℃/96h均匀化处理+490℃、95％热轧+26％冷轧+360℃/60min再结晶退火+490℃/20min固溶处理+自然时效至少96h，实施例4时效态合金基体的平均晶粒尺寸为23.44μm，Goss织构强度为10.20；

通过505℃/72h均匀化处理+495℃、98％热轧+32％冷轧+300℃/300min再结晶退火+505℃/30min固溶处理+自然时效至少96h，实施例5时效态合金基体的平均晶粒尺寸为62.42μm，Goss织构强度为11.10；

通过475℃/24h均匀化处理+470℃、86％热轧+35％冷轧+340℃/240min再结晶退火+465℃/5min固溶处理+自然时效至少96h，实施例6时效态合金基体的平均晶粒尺寸为37.42μm，Goss织构强度为7.44；

通过505℃/24h均匀化处理+465℃、83％热轧+39％冷轧+420℃/120min再结晶退火+505℃/20min固溶处理+自然时效至少96h，实施例7时效态合金基体的平均晶粒尺寸为19.04μm，Goss织构强度为4.95；

通过470℃/96h均匀化处理+465℃、98％热轧+16％冷轧+450℃/180min再结晶退火+自然时效至少96h，实施例8退火态合金基体的Goss织构强度为6.72；

通过480℃/36h均匀化处理+475℃、80％热轧+50％冷轧+300℃/240min再结晶退火+自然时效至少96h，对比例1退火态合金基体的Goss织构强度为3.99；

通过470℃/24h均匀化处理+465℃、78％热轧+55％冷轧+420℃/180min再结晶退火+自然时效至少96h，对比例2退火态合金基体的Goss织构强度为2.77；

通过470℃/96h均匀化处理+465℃、80％热轧+52％冷轧+360℃/60min再结晶退火+自然时效至少96h，对比例3退火态合金基体的Goss织构强度为3.15；

结合附图1-12可以看出，高温大变形量、高终轧温度热轧后，铝合金基体中形成较强的Brass织构。热轧后直接进行可控变形量冷轧(5-50％)，能够获得不明显降低热轧板Brass织构的冷轧板材。冷轧压下量超过可控变形量(＞50％)后，热轧板材的Brass织构呈现随机化演变趋势，不利于后续再结晶退火和固溶处理后获得较高强度的Goss铝合金冷轧板材。

结合附图1-30中的ODF图可以看出，在可控变形量(5-50％)范围内对热轧板材直接进行冷轧变形后，再对冷轧板材进行再结晶退火和固溶处理能够获得Goss织构强度较高的冷轧细晶Goss铝合金板材。但当超出可控变形量(＞50％)范围对热轧板材直接进行冷轧变形后，由于冷轧板材Brass织构的随机化导致在后续退火处理中无法获得高强度的Goss织构。

结合附图1-30中的金相组织图可以看出，增大冷轧压下量有助于细化合金Goss晶粒尺寸。当冷轧压下量相对较大时，在较低的再结晶退火温度下即可制备出细晶Goss铝合金板材。当冷轧压下量较小时，适当提高再结晶退火温度也可制备出细晶Goss铝合金板材。通过适中的冷轧压下量+较高的再结晶退火温度+固溶处理+自然时效处理可制备具有较小晶粒尺寸、较高Goss织构强度的细晶Goss板材。

本发明将经过高温大变形量、高终轧温度热轧的板材，直接进行可控变形量冷轧，其冷轧变形量控制在以不明显降低热轧板Brass织构为前提(5-50％)。这样，板材中增加的变形储能就可以在后续再结晶退火及固溶过程中，既能够获得高强度的Goss织构，又能显著细化晶粒。由此，最终获得具有高强度的细晶Goss铝合金板材。

在获得高强度Goss织构基础上显著细化Goss晶粒，进一步提高Goss织构铝合金板材抗疲劳性能。

本发明工艺简单，能够制备Goss晶粒尺寸小于20μm的铝合金冷轧板材，适用于大规模工业化生产及应用。

以上所述，并非对本发明作任何形式上的限制，虽然本发明已通过上述实施例揭示，然而并非用以限定本发明，任何熟悉本专业的技术人员，在不脱离本发明技术方案范围内，当可利用上述揭示的技术内容作出些变动或修饰为等同变化的等效实施例，但凡是未脱离本发明技术方案的内容，依据本发明的技术实质对以上实施例所作的任何简单修改、等同变化与修饰，均仍属于本发明技术方案的范围内。

Claims (10)

1.一种细晶Goss铝合金板材及其制备方法，其特征在于，所述板材成分包含Cu 3.7～4.8wt％，Mg 1.2～1.7wt％，Mn 0.3～0.8wt％，Ti 0.03～0.10wt％，余量为Al，所述细晶Goss铝合金板材的Goss织构强度≥3.9。

2.如权利要求1所述的一种细晶Goss铝合金板材及其制备方法，其特征在于，所述细晶Goss铝合金板材制备方法为：将Al-Cu-Mg合金铸锭进行均匀化处理、高温大变形量和高终轧温度热轧、直接实施中小变形量冷轧、再结晶退火、固溶处理、水淬以及自然时效处理。

3.如权利要求2所述的一种细晶Goss铝合金板材及其制备方法，其特征在于，所述Al-Cu-Mg合金铸锭进行均匀化处理的温度为470～505℃，处理时间为24～96h。

4.如权利要求2所述的一种细晶Goss铝合金板材及其制备方法，其特征在于，所述高温大变形量和高终轧温度热轧过程中热轧温度为465～495℃，轧制变形量为80％～98％，终轧温度≥380℃。

5.如权利要求2所述的一种细晶Goss铝合金板材及其制备方法，其特征在于，所述热轧后直接实施中小变形量冷轧参数为：单道次和多道次冷轧轧制变形量为5％～50％。

6.如权利要求2所述的一种细晶Goss铝合金板材及其制备方法，其特征在于，所述再结晶退火过程中温度为300～450℃，处理时间为60～300min。

7.如权利要求2所述的一种细晶Goss铝合金板材及其制备方法，其特征在于，所述固溶处理过程中温度为460～505℃，处理时间为5～90min，水淬。

8.如权利要求2所述的一种细晶Goss铝合金板材及其制备方法，其特征在于，所述自然时效处理方式为室温下至少放置96h以上。

9.如权利要求1-8中的任意一种细晶Goss铝合金板材及其制备方法，其特征在于，所述细晶Goss铝合金板材的Goss晶粒尺寸小于100μm。

10.如权利要求1-8中的任意一种细晶Goss铝合金板材及其制备方法，其特征在于，所述细晶Goss铝合金板材的Goss晶粒尺寸还可以细化到20μm以下。

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