CN114369776A - 一种提高(Ce+Yb)复合改性亚共晶Al-Si-Mg-Cu-Cr合金强度的方法 - Google Patents

一种提高(Ce+Yb)复合改性亚共晶Al-Si-Mg-Cu-Cr合金强度的方法 Download PDF

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Abstract

本发明公开了一种提高(Ce+Yb)复合改性亚共晶Al‑Si‑Mg‑Cu‑Cr合金强度的方法，是在(Ce+Yb)复合改性亚共晶Al‑Si‑Mg‑Cu‑Cr合金的基础上，在合金采用重力铸造法进行熔炼铸造后，首先对其进行高温固溶处理，其次对其进行恒温定应变速率下的高温压缩热变形处理，最后再对其进行时效处理。本发明方法可使所涉合金强度进一步提高的同时，其塑性提高更加明显，使其综合力学性能优异，拓宽了该合金的应用范围，本发明提供的方法操作简便，可行性强，效果显著。

Description

一种提高(Ce+Yb)复合改性亚共晶Al-Si-Mg-Cu-Cr合金强度 的方法
技术领域
本发明涉及一种提高(Ce+Yb)复合改性亚共晶Al-Si-Mg-Cu-Cr合金强度的方法，属于铝合金强化改性技术领域。
背景技术
铝合金材料是最常见的有色金属构件材料，其强度高、轻质的特性使得其对交通运输、建筑、航空航天等行业做出了杰出贡献。特别是在目前发展趋势较为迅猛的汽车行业，铝合金材料作为非常轻质的金属材料之一，在代替之前一直使用的铸铁活塞、车身的壳体、车轮、气缸盖等部件具有广阔的应用前景。
而在铝合金中品种最多，用量最大的合金当数铸造亚共晶Al-Si系合金，由于其具有较高的比强度和较好的铸造性能等优点，可广泛应用于汽车、航空航天等领域。但是铸造铝合金拥有诸多优势的同时，缺点也很明显，即其强度、塑韧性有限，在服役条件日益苛刻的环境下，综合性能的提高面临着越来越严峻的考验。对于铸造亚共晶Al-Si系合金而言，目前主流的强化手段主要依赖于通过合金化、变质处理对合金组织的变质细化和固溶时效等热处理传统方法，虽然传统强化手段在一定程度上可以使其强度提高，但往往使其塑性降低为代价，不能同时满足强度塑性上的双重要求。为了满足在实际市场中的新需求，如何有效的将传统强化方法结合其他强化手段，实现对铸造亚共晶Al-Si系合金材料的进一步强化，也成为了材料科学研究领域重要的研究内容。
(Ce+Yb)复合改性下的亚共晶Al-Si-Mg-Cu-Cr合金作为一种Al-Si系合金，Ce、Yb的加入希望能有效提高其强度、塑性等力学性能，但采用常规制备工艺，其强度、塑性提高有限，Ce、Yb的作用，尤其是与其他合金元素的协同作用不能充分发挥。
发明内容
为了解决上述技术问题，本发明提供了一种提高(Ce+Yb)复合改性亚共晶Al-Si-Mg-Cu-Cr合金强度的方法。本发明通过“固溶强化-亚结构强化-析出强化”等多要素协同强化下，使合金强度得到进一步提高的同时，更重要的是使其塑性也大大提高，可同时满足合金高强度高塑性的双重要求。
本发明提高(Ce+Yb)复合改性亚共晶Al-Si-Mg-Cu-Cr合金强度的方法，是在(Ce+Yb)复合改性亚共晶Al-Si-Mg-Cu-Cr合金的基础上，首先对其进行高温固溶处理，其次对其进行恒温定应变速率下的高温压缩热变形处理，最后再对其进行时效处理。
所述(Ce+Yb)复合改性亚共晶Al-Si-Mg-Cu-Cr合金的元素构成为：
Si 6％，Mg 0.6％，Cu 0.6％，Cr 0.2％，Ce 0.2％，Yb 0.2％，余量为Al，质量百分比wt％。
其中Ce和Yb的含量按1:1等比例进行复合添加。将(Ce+Yb)复合改性亚共晶Al-Si-Mg-Cu-Cr合金简记为Al-6Si-0.6Mg-0.6Cu-0.2Cr-0.2Ce-0.2Yb(wt％)。所涉合金采用重力铸造法进行熔炼铸造。
本发明提高(Ce+Yb)复合改性亚共晶Al-Si-Mg-Cu-Cr合金强度的方法，包括如下步骤：
步骤1：将铸态Al-6Si-0.6Mg-0.6Cu-0.2Cr-0.2Ce-0.2Yb(wt％)合金加工成直径为15mm、高为22.5mm的圆柱形高温压缩热变形试样，在控温精度为±1℃的电阻炉内进行温度为540-560℃，时间为4.5-6.5h的固溶处理，固溶结束后取出试样，在空气中停留时间≤10s，用60℃温水淬火；
步骤2：固溶处理后间隔时间不超过24h，将固溶态合金试样在可加热和可控应变速率的液压机上进行变形量为40-60％、变形温度为220-280℃、应变速率为0.0021-0.0029s-1的高温压缩热变形，直到变形达到设定变形量立即用室温水进行降温以保留热变形组织；
步骤3：高温压缩热变形后间隔时间不超过12h，将高温压缩热变形态合金试样在控温精度为±1℃的电阻炉内进行温度为160-180℃、时间为2.5-4.5h的时效处理，取出试样空冷。
本发明的设计依据为：
对于铸造亚共晶Al-Si系合金而言，目前主流的强化手段主要还是依赖于通过合金化、变质处理对合金组织的细化变质和固溶时效来强化，但最终所达到的效果有限。基于此，本发明提供了一种提高(Ce+Yb)复合改性亚共晶Al-Si-Mg-Cu-Cr合金强度的方法，即对其进行“固溶-高温压缩热变形-时效”的联合处理。
550℃/5.5h固溶处理将本发明所要强化的合金中合金化元素Mg、Cu、Cr、Ce和Yb充分固溶到合金基体中形成过饱和固溶体，并在高温下将粗大的共晶Si相熔断改变其在合金基体中的尺寸和分布，以及使部分Si溶入合金基体，这些作用为后续的时效析出效果提升和合金经处理后达到增强增韧的效果提供了组织准备；同时，高温固溶处理相当于对所涉合金进行“均匀化处理”，均匀合金基体组织，进一步改善部分粗大的共晶Si相尺寸和分布，减少了热变形阻力，有利于后续高温压缩热变形的进行，提高高温压缩热变形组织的均匀度。250℃/0.0025s-1下的高温压缩热变形将高温固溶处理后仍存在的粗大的有害富Fe相、共晶Si相以及未固溶的粗大初生富Ce/Yb金属间化合物进一步破碎化，促进其在合金基体中的弥散分布；同时在高温压缩热变形作用下，可进一步提高合金固溶体的过饱和程度，充分为后续时效处理做准备；恒温250℃定应变速率0.0025s-1下的高温压缩热变形会形成大量位错、亚晶，使合金动态回复和动态再结晶程度降到最低，通过计算统计表明经“固溶处理-高温压缩热变形-时效处理”后合金中的回复和再结晶比例为1.9％，亚晶和位错等亚结构的比例为15.1％，从而形成了高比例的亚结构，亚结构强化效应得以实现；同时，更重要的是，大量位错等亚结构的引入可促进后续时效过程中各种强化相的时效析出；170℃/3.5h时效处理将固溶和高温压缩热变形下形成的过饱和固溶体以Mg2Si、Al2Cu、Al11Ce3、Al3Yb和AlxCeyYbz等强化相的形式析出，起到一种时效强化的目的。
合金中富Ce/Yb析出强化相Al11Ce3、Al3Yb和AlxCeyYbz与合金基体具有很好的共格或半共格关系，不仅能够作为结晶形核质点来细化晶粒，而且可以对位错、晶界和亚晶界起到强烈的钉扎作用，可有效的阻碍位错的迁移和晶粒的长大。同时，这些细小的强化相粒子具有较高的热稳定性，使合金晶粒在高温压缩热变形时不长大，不回溶，从而起到稳定合金亚结构及抑制合金的再结晶行为，提高合金的强硬度和塑韧性等。但因Ce、Yb原子半径远大于Al原子半径
Figure BDA0003470311500000031
富Ce/Yb相Al11Ce3、Al3Yb和AlxCeyYbz等难以析出，常规“固溶+时效”处理工艺下，Al11Ce3、Al3Yb和AlxCeyYbz等强化相析出量相对较少，且在合金基体中的弥散度也不高。恒温250℃定应变速率0.0025s-1下的高温压缩热变形使加工硬化占据主导地位，可促进亚晶、位错等亚结构的形成抑制回复和再结晶的发生，使合金基体相比于热变形前，获得高比例的位错、亚晶等亚结构组织。借助550℃/5.5h固溶处理和250℃/0.0025s-1下高温压缩热变形引入的亚结构，不仅可将按1:1加入的Ce和Yb以Al11Ce3、Al3Yb形式在后续时效时充分析出，两种时效析出相比值达到1:3，实现合理配比，有利于性能的提高。而且Ce和Yb还会形成高强高硬的AlxCeyYbz强化相，改变其时效析出行为和动力学，促进其时效析出和均匀弥散分布。同时，高密度位错和亚晶等亚结构也会与Al11Ce3、Al3Yb和AlxCeyYbz等强化析出相发生强烈的相互钉扎作用，形成较大的应力场，提高合金抵抗外界变形的能力，从而使合金强度达到最佳。“固溶-高温压缩热变形-时效”处理一方面可提高合金基体的过饱和程度，提高其固溶强化效果；同时，高比例亚结构的形成，可实现亚结构强化，并通过亚结构对后续时效的促进作用，进一步促进多种形态、均匀弥散分布的Mg2Si、Al2Cu、Al11Ce3、Al3Yb和AlxCeyYbz等强化相的充分析出，最终实现“固溶强化-亚结构强化-亚结构诱导时效析出强化”的多要素加和协同强化，使合金获得高强韧的力学性能。
本发明中所涉合金“固溶-高温压缩热变形-时效”处理的工艺顺序不可改变，否则合金达不到增强增韧的效果。如果将合金进行“高温压缩热变形-固溶-时效”处理，热变形过程中形成的亚晶、位错等亚结构将会在高温固溶过程中发生回复及再结晶，降低亚结构的比例，亚结构促进时效过程也将减弱，将打破“固溶强化-亚结构强化-亚结构诱导时效析出强化”的多要素协同强化机制，不仅不能提高合金的强度，反而会使合金的强度降低，恶化合金的综合力学性能。后续具体实施例中的对比例也证明了“固溶-高温压缩热变形-时效”的工艺顺序不可更改。最终本发明的“固溶-高温压缩热变形-时效”处理方法不仅可以进一步提高合金的强度，同时也大幅度的提高了合金的塑性。本发明方法以期能够成为一种提高(Ce+Yb)复合改性亚共晶Al-Si-Mg-Cu-Cr合金强韧性的新途径。
与现有技术相比，本发明的有益效果体现在：
1、“固溶-高温压缩热变形-时效”处理在固溶阶段得到了合金元素充分溶入的过饱和固溶体，均匀了合金基体组织。热变形阶段组织的均匀性好，合金动态回复和动态再结晶程度降到最低，形成了大量亚晶、位错等亚结构，后续时效过程中各种强化相的时效析出效果好。经上述处理后，合金的组织由固溶体基体和形态接近等轴状或短棒状的共晶硅相组成，其中固溶体基体上分布着均匀细小弥散的Al11Ce3、Al3Yb、AlxCeyYbz等时效析出相，析出相Al11Ce3、Al3Yb比值为1:3，实现合理配比。
2、“固溶-高温压缩热变形-时效”处理后Al11Ce3、Al3Yb和AlxCeyYbz等强化相与亚结构发生强烈的相互作用，稳定了合金亚结构，抑制了合金的再结晶行为，提高了合金抵御外界变形的抗力，从而使合金强度提高。
3、“固溶-高温压缩热变形-时效”处理最终使合金历经了“固溶强化-亚结构强化-亚结构诱导时效析出强化”多要素协同强化的加和作用，且组织形态、第二相组成和分布明显改善，在应力作用下，裂纹不易形成及扩展，合金表现出很好的塑韧性，与常规“固溶+时效处理”工艺相比，合金强度进一步提高的同时，其塑性提高更加明显；本发明中合金的最高极限抗拉强度达到了353.1MPa，均匀延伸率达到了14.3％，强度提高9.2％，塑性提高134.4％。
附图说明
为了更清楚地说明本发明实施例或现有技术中的技术方案，下面将对实施例或现有技术描述中所需要使用的附图作简单地介绍，显而易见地，下面描述中的附图仅仅是本发明中记载的一些实施例，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据这些附图获得其他的附图。以下附图1-5是根据具体实施例2给出的，附图6是根据实施例2和对比例所给出的。
图1所示为本发明中所述合金“固溶-高温压缩热变形-时效”处理的工艺流程图，本发明的具体实施方式均按此流程图实施；
图2所示为本发明中所述合金铸态原始显微组织，由α-Al树枝晶和粗大共晶Si相组成；其中(a)为合金α-Al树枝晶组织，(b)为合金高倍下共晶Si形貌。
图3所示为本发明中所述合金经固溶和高温压缩热变形后的显微组织，α-Al树枝晶晶粒在垂直于压缩方向上被拉长，共晶Si相呈流线形平行分布；其中(a)为合金经固溶和高温压缩热变形后被压缩拉长的晶粒组织，(b)为合金经固溶和高温压缩热变形后共晶Si形貌。
图4所示为本发明中所述合金经“固溶-高温压缩热变形-时效”处理后富Fe相和富Ce/Yb析出相形貌，富Fe相进一步破碎，使其尺寸减小，分布更加均匀；富Ce/Yb析出相尺寸也得到了减小，且其分布也更加均匀弥散；其中(a)为合金经“固溶-高温压缩热变形-时效”处理后破碎化的富Fe相形貌和富Fe相能谱图，(b)为合金经“固溶-高温压缩热变形-时效”处理后富Ce/Yb相形貌和富Ce/Yb相能谱图。
图5所示为本发明中所述合金经“固溶-高温压缩热变形-时效”处理后形成的的高密度位错、亚晶等亚结构，证明了变形量50％，变形温度250℃，应变速率0.0025s-1下的高温压缩热变形可促进亚结构的形成抑制再结晶的发生，使合金相比于变形前，可获得高比例的位错、亚晶等亚结构组织，起到一种亚结构强化效果；其中(a)为合金经“固溶-高温压缩热变形-时效”处理后形成的大量相互交割缠结的位错，(b)为合金经“固溶-高温压缩热变形-时效”处理后形成的大量小角度晶界，即形成了大量亚晶，(c)为合金经“固溶-高温压缩热变形-时效”处理后形成的热变形组织、再结晶晶粒和亚结构分布，(d)为合金经“固溶-高温压缩热变形-时效”处理后形成的热变形组织、再结晶晶粒和亚结构各自占比。
图6所示为本发明中所述合金经不同处理工艺后的室温拉伸应力应变曲线，曲线1为合金经“固溶+时效”处理后的拉伸应力应变曲线，曲线2为合金经“固溶-高温压缩热变形-时效”处理后的拉伸应力应变曲线，曲线3为合金经“高温压缩热变形-固溶-时效”处理后的室温拉伸应力-应变曲线，结果表明只有将合金进行“固溶-高温压缩热变形-时效”处理才能使其强度提高的同时，塑性也大幅度提高，且与常规“固溶+时效”处理相比，强度塑性均提高；如果将合金进行“高温压缩热变形-固溶-时效”处理，合金强度不增反降；因此本发明中的“固溶-高温压缩热变形-时效”处理顺序至关重要，不可改变。
具体实施方式
本发明通过下列实施例作进一步说明，根据下列实施例，可以更好地理解本发明。然而，本领域的技术人员容易理解，实施例所描述的具体合金成分、工艺条件及其结果仅用于说明本发明，而不应当也不会限制权利要求书中所详细描述的本发明。下面实施例是说明性的，而不是限定性的，不能以下述实施例来限定本发明的保护范围。
一种提高(Ce+Yb)复合改性亚共晶Al-Si-Mg-Cu-Cr合金强度的方法，即将所涉合金进行“固溶-高温压缩热变形-时效”处理，进一步提高合金强度的同时，使其塑性也得到进一步提高。为实现上述目的，所述(Ce+Yb)复合改性亚共晶Al-Si-Mg-Cu-Cr合金为：Al-6Si-0.6Mg-0.6Cu-0.2Cr-0.2Ce-0.2Yb(wt.％)，其中Ce和Yb的含量按1:1等比例进行复合添加，余量为Al。其制备方法采用常规重力铸造法，将铸态合金制成直径为15mm，高22.5mm的圆柱形高温压缩热变形试样。对所涉合金铸态及热变形后的显微组织进行观察表征及力学性能测试，相关结果如附图1、2、3、4、5和6所示。表1为本发明中各实施例“固溶-高温压缩热变形-时效”处理工艺参数。
表1
Figure BDA0003470311500000061
实施例1：
步骤一：.
将Al-6Si-0.6Mg-0.6Cu-0.2Cr-0.2Ce-0.2Yb(wt.％)铸态合金圆柱形试样在电阻炉内进行固溶处理，固溶时间到以后取出(空气中停留时间≤10s)用60℃温水淬火；
步骤二：
间隔时间不超过24h，将固溶态合金试样在可加热控应变速率的液压机上进行高温压缩热变形，直到变形达到设定变形量立即用室温水进行降温以保留热变形组织；
步骤三：
间隔时间不超过12h，将高温压缩热变形态合金试样在电阻炉内进行进行时效处理，时效时间到以后取出空冷。
将进行“固溶-高温压缩热变形-时效”处理后的合金试样进行室温拉伸性能测试，结果为：该实施例中合金的极限抗拉强度为341.2MPa，均匀延伸率为12.6％，Al-6Si-0.6Mg-0.6Cu-0.2Cr-0.2Ce-0.2Yb(wt.％)合金只进行540℃/5.5h固溶，165℃/3.5h时效的单一热处理时的极限抗拉强度为323.4MPa，均匀延伸率为6.1％；与此相比本实施例中合金强度提高5.5％，延伸率提高106.6％。
实施例2：
该实施例中步骤一、步骤二和步骤三与实施例1中相同，只是“固溶-高温压缩热变形-时效”处理的工艺参数不同，如表1中所示。将进行“固溶-高温压缩热变形-时效”处理后的合金试样进行室温拉伸性能测试，结果为：该实施例中合金的极限抗拉强度为353.1MPa，均匀延伸率为14.3％，本实施例中合金强度提高9.2％，延伸率提高134.4％。
实施例3：
该实施例中步骤一、步骤二和步骤三与实施例1中相同，只是“固溶-高温压缩热变形-时效”处理的工艺参数不同，如表1中所示。将进行“固溶-高温压缩热变形-时效”处理后的合金试样进行室温拉伸性能测试，结果为：该实施例中合金的极限抗拉强度为346.3MPa，均匀延伸率为13.4％，本实施例中合金强度提高7.1％，延伸率提高119.7％。
实施例4：
该实施例中步骤一、步骤二和步骤三与实施例1中相同，只是“固溶-高温压缩热变形-时效”处理的工艺参数不同，如表1中所示。将进行“固溶-高温压缩热变形-时效”处理后的合金试样进行室温拉伸性能测试，结果为：该实施例中合金的极限抗拉强度为351.4MPa，均匀延伸率为13.8％，本实施例中合金强度提高8.7％，延伸率提高126.2％。
实施例5：
该实施例中步骤一、步骤二和步骤三与实施例1中相同，只是“固溶-高温压缩热变形-时效”处理的工艺参数不同，如表1中所示。将进行“固溶-高温压缩热变形-时效”处理后的合金试样进行室温拉伸性能测试，结果为：该实施例中合金的极限抗拉强度为344.7MPa，均匀延伸率为13.2％，本实施例中合金强度提高6.6％，延伸率提高116.4％。
实施例6：
该实施例中步骤一、步骤二和步骤三与实施例1中相同，只是“固溶-高温压缩热变形-时效”处理的工艺参数不同，如表1中所示。将进行“固溶-高温压缩热变形-时效”处理后的合金试样进行室温拉伸性能测试，结果为：该实施例中合金的极限抗拉强度为340.2MPa，均匀延伸率为12.5％，本实施例中合金强度提高5.2％，延伸率提高104.9％。
实施例7：
该实施例中步骤一、步骤二和步骤三与实施例1中相同，只是“固溶-高温压缩热变形-时效”处理的工艺参数不同，如表1中所示。将进行“固溶-高温压缩热变形-时效”处理后的合金试样进行室温拉伸性能测试，结果为：该实施例中合金的极限抗拉强度为347.9MPa，均匀延伸率为13.6％，本实施例中合金强度提高7.6％，延伸率提高122.9％。
实施例8：
该实施例中步骤一、步骤二和步骤三与实施例1中相同，只是“固溶-高温压缩热变形-时效”处理的工艺参数不同，如表1中所示。将进行“固溶-高温压缩热变形-时效”处理后的合金试样进行室温拉伸性能测试，结果为：该实施例中合金的极限抗拉强度为338.5MPa，均匀延伸率为12.4％，本实施例中合金强度提高4.7％，延伸率提高103.3％。
实施例9：
该实施例中步骤一、步骤二和步骤三与实施例1中相同，只是“固溶-高温压缩热变形-时效”处理的工艺参数不同，如表1中所示。将进行“固溶-高温压缩热变形-时效”处理后的合金试样进行室温拉伸性能测试，结果为：该实施例中合金的极限抗拉强度为350.6MPa，均匀延伸率为14.1％，本实施例中合金强度提高8.4％，延伸率提高131.1％。
对比例：
该对比例中将铸态合金试样按照“高温压缩热变形-固溶-时效”的顺序对本发明中合金进行处理，具体步骤如下：
步骤一：
将Al-6Si-0.6Mg-0.6Cu-0.2Cr-0.2Ce-0.2Yb(wt.％)铸态合金圆柱形试样在带有电阻炉加热可控应变速率的液压机上进行变形量为50％，变形温度为250℃，应变速率为0.0025s-1的高温压缩热变形，直到变形达到设定变形量立即用室温水进行降温以保留热变形组织；
步骤二：.
间隔时间不超过24h，将高温压缩热变形态合金试样在电阻炉内进行550℃/5.5h的固溶处理，固溶时间到以后取出(空气中停留时间≤10s)用60℃温水淬火；
步骤三：
间隔时间不超过12h，将固溶态合金试样在电阻炉内进行进行170℃/3.5h的时效处理，时效时间到以后取出空冷。
将进行“高温压缩热变形-固溶-时效”处理后的合金试样进行室温拉伸性能测试，结果为：该对比例中合金的极限抗拉强度为268.6MPa，均匀延伸率为24.2％，本对比例中合金强度降低20.4％，延伸率提高296.7％。
该对比例与实施例2比较可知，该发明中的一种提高合金强韧性的方法与“高温压缩热变形-固溶-时效”处理的先后顺序密切有关，即必须先进行固溶处理，再进行高温压缩热变形，最后进行时效处理才能达到提高合金强度的同时，大大提高其塑性，使合金整体综合性能改善，扩大其应用范围。
应该理解，本领域的普通技术人员无需创造性劳动就可以根据本发明的构思做出诸多修改和变化。因此，凡本技术领域中技术人员依本发明的构思在现有技术的基础上通过逻辑分析、推理或者有限的实验得到的技术方案，皆应在权利要求书所确定的保护范围内。
同时本说明书中未作详细描述的内容均属于本领域专业技术人员公知的现有技术。
本发明内容及上述实施例中未具体叙述的技术内容同现有的技术。
本发明不限于上述实施例，本发明所述内容均可实施并具有所述良好效果。

Claims (7)

1.一种提高(Ce+Yb)复合改性亚共晶Al-Si-Mg-Cu-Cr合金强度的方法，其特征在于：
在(Ce+Yb)复合改性亚共晶Al-Si-Mg-Cu-Cr合金的基础上，在合金采用重力铸造法进行熔炼铸造后，首先对其进行高温固溶处理，其次对其进行恒温定应变速率下的高温压缩热变形处理，最后再对其进行时效处理。
2.根据权利要求1所述的方法，其特征在于：
所述(Ce+Yb)复合改性亚共晶Al-Si-Mg-Cu-Cr合金的元素构成为：
Si 6％，Mg 0.6％，Cu 0.6％，Cr 0.2％，Ce 0.2％，Yb 0.2％，余量为Al，质量百分比wt％。
3.根据权利要求1或2所述的方法，其特征在于：
高温固溶处理的温度为540-560℃，固溶时间为4.5-6.5h，固溶结束后取出试样，在空气中停留时间≤10s，用55-65℃温水淬火。
4.根据权利要求1或2所述的方法，其特征在于：
高温压缩热变形处理时控制变形量为40-60％、变形温度为220-280℃、应变速率为0.0021-0.0029s-1。
5.根据权利要求4所述的方法，其特征在于：
固溶处理与高温压缩热变形处理的间隔时间≤24h。
6.根据权利要求1或2所述的方法，其特征在于：
时效处理的温度为160-180℃、时间为2.5-4.5h，时效处理结束后取出试样空冷。
7.根据权利要求6所述的方法，其特征在于：
高温压缩热变形处理与时效处理的间隔时间≤12h。
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