CN115323294B - 一种Al-Cu-Mg合金的强塑性变形方法 - Google Patents

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Abstract

本发明公开了一种Al‑Cu‑Mg合金的强塑性变形方法，包括，对Al‑Cu‑Mg合金进行均匀化处理；对均匀化处理后的Al‑Cu‑Mg合金进行热轧处理；对热轧处理后的Al‑Cu‑Mg合金进行固溶处理和时效处理；进行冷轧处理。本发明采用大应变轧制工艺分析了轧制工艺参数、合金元素、热处理制度对Al‑Cu‑Mg合金中组织、力学性能的影响，经过本发明优化后的大应变轧制工艺获得的Al‑Cu‑Mg合金，其室温强度大于500MPa。

Description

一种Al-Cu-Mg合金的强塑性变形方法
技术领域
本发明属于金属材料加工技术领域，具体涉及到一种Al-Cu-Mg合金的强 塑性变形方法。
背景技术
在国民经济和现代交通运输业迅猛发展时期，轻质高强铝合金材料已经在 使用条件严苛的航空航天领域得到繁荣的发展。2524铝合金因其良好的断裂 韧性和抗损伤容限性已经成功应用于波音、空客等先进航空飞行器的蒙皮、隔 框等部位，但Al-Cu-Mg铝合金的耐热性能较低，难以满足在大型航天航空飞 行设备项目的发展需要，因此深入研究尺寸较大，高强度高以及具有高韧性的 高耐热铝制薄板制备的新方法和制造工艺，满足航空制造业的快速发展成为当 前亟待解决的一个热点问题。
目前在对Al-Cu-Mg系合金进行微合金化的研究基础之上，国内外对 Al-Cu-Mg的强塑性变形技术也开展了大量研究，在制备高强高韧、耐热型铝 合金薄板方面，大应变轧制技术脱颖而出；目前铝合金大应变轧制方法主要有 累积叠轧法(ARB)、异步轧制等，改善了高强高韧铝合金的综合力学性能，但 是目前基于对Al-Cu-Mg系合金强塑性变形行为的研究有待研究。
发明内容
本部分的目的在于概述本发明的实施例的一些方面以及简要介绍一些较 佳实施例。在本部分以及本申请的说明书摘要和发明名称中可能会做些简化或 省略以避免使本部分、说明书摘要和发明名称的目的模糊，而这种简化或省略 不能用于限制本发明的范围。
鉴于上述和/或现有技术中存在的问题，提出了本发明。
本发明的其中一个目的是提供一种Al-Cu-Mg合金的强塑性变形方法，采 用强塑性变形方法提高Al-Cu-Mg合金的力学性能。
为解决上述技术问题，本发明提供了如下技术方案：一种Al-Cu-Mg合金 的强塑性变形方法，包括，
对Al-Cu-Mg合金进行均匀化处理；
对均匀化处理后的Al-Cu-Mg合金进行热轧处理；
对热轧处理后的Al-Cu-Mg合金进行固溶处理和时效处理；
进行冷轧处理。
作为本发明Al-Cu-Mg合金的强塑性变形方法的一种优选方案，其中：所 述对Al-Cu-Mg合金进行均匀化处理，于475～500℃下均匀化处理10h。
作为本发明Al-Cu-Mg合金的强塑性变形方法的一种优选方案，其中：所 述进行热轧处理，热轧温度为350～425℃，保温时间20min，预变形下压量4mm， 道次下压量6mm，应变速率为5～20s-1，总变形量71％。
作为本发明Al-Cu-Mg合金的强塑性变形方法的一种优选方案，其中：所 述进行热轧处理，热轧温度为400℃，保温时间20min，预变形下压量4mm， 道次下压量6mm，应变速率为10s-1，总变形量71％。
作为本发明Al-Cu-Mg合金的强塑性变形方法的一种优选方案，其中：所 述进行固溶处理，固溶温度为475～505℃，固溶时间10～90min。
作为本发明Al-Cu-Mg合金的强塑性变形方法的一种优选方案，其中：所 述进行固溶处理，固溶温度为495℃，固溶时间60min。
作为本发明Al-Cu-Mg合金的强塑性变形方法的一种优选方案，其中：所 述进行时效处理，时效温度为170～230℃，时效时间为2～8h。
作为本发明Al-Cu-Mg合金的强塑性变形方法的一种优选方案，其中：所 述进行时效处理，时效温度为190℃，时效时间为6h。
作为本发明Al-Cu-Mg合金的强塑性变形方法的一种优选方案，其中：所 述进行冷轧处理，预变形下压量2mm，应变速率为5～20s-1，总变形量50％。
作为本发明Al-Cu-Mg合金的强塑性变形方法的一种优选方案，其中：所 述Al-Cu-Mg合金的质量百分含量的元素组分为Cu 4～5％、Mg 1～2％、Mn 0.5～0.8％、Ti 0.1～0.3％、Zr 0.1～0.5％，余量为Al；
或，所述Al-Cu-Mg合金的质量百分含量的元素组分为Cu 4～5％、Mg 1～2％、 Mn0.5～0.8％、Ti 0.1～0.3％、Sc 0.1～0.25％，余量为Al。
与现有技术相比，本发明具有如下有益效果：
本发明采用大应变轧制工艺分析了轧制工艺参数、合金元素、热处理制度 对Al-Cu-Mg合金中组织、力学性能的影响，经过本发明优化后的大应变轧制 工艺获得的Al-Cu-Mg合金，其室温强度大于500MPa。
附图说明
为了更清楚地说明本发明实施例的技术方案，下面将对实施例描述中所需 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性的前提下， 还可以根据这些附图获得其它的附图。其中：
图1为Al-4.5Cu-1.5Mg-0.5Zr合金铸态和均匀化退火后的组织形貌；其中， (a)为铸态；(b)为均匀化态；(c)为A点残留相；(d)为B点残留相。
图2为Al-4.5Cu-1.5Mg-0.5Zr合金不同轧制温度热轧态显微组织形貌；其 中，(a)为350℃；(b)为375℃；(c)为400℃；(d)为425℃。
图3为Al-4.5Cu-1.5Mg-0.5Zr合金不同轧制温度T6态显微组织形貌；其 中，(a)为350℃；(b)为375℃；(c)为400℃；(d)为425℃。
图4为Al-4.5Cu-1.5Mg-0.5Zr合金不同轧制温度冷轧态显微组织形貌；其 中，(a)为350℃；(b)为375℃；(c)为400℃；(d)为425℃。
图5为Al-4.5Cu-1.5Mg-0.5Zr合金不同轧制温度的热轧态、固溶时效态及 冷轧态力学性能；其中，(a)为热轧态；(b)为T6态；(c)为冷轧态。
图6为Al-4.5Cu-1.5Mg-0.5Zr合金不同轧制速率下热轧态显微组织形貌； 其中，(a)为5s-1；(b)为10s-1；(c)为15s-1；(d)为20s-1。
图7为Al-4.5Cu-1.5Mg-0.5Zr合金不同轧制速率下T6态显微组织形貌； 其中，(a)为5s-1；(b)为10s-1；(c)为15s-1；(d)为20s-1。
图8为Al-4.5Cu-1.5Mg-0.5Zr合金不同轧制速率下冷轧态显微组织形貌； 其中，(a)为5s-1；(b)为10s-1；(c)为15s-1；(d)为20s-1。
图9为Al-4.5Cu-1.5Mg-0.5Zr合金不同轧制速率下的热轧态、固溶时效态 及冷轧态力学性能。
图10为Al-4.5Cu-1.5Mg-0.5Zr合金不同轧制方式下热轧态显微组织形貌； 其中，(a)为正常轧制；(b)为交叉轧制。
图11为Al-4.5Cu-1.5Mg-0.5Zr合金不同轧制方式下固溶时效态显微组织形 貌；其中，(a)为正常轧制；(b)为交叉轧制。
图12为Al-4.5Cu-1.5Mg-0.5Zr不同轧制方式下热轧态及T6态的力学性能； 其中，(a)为热轧态；(b)为T6态。
图13为不同Zr含量热轧态Al-Cu-Mg合金显微组织形貌；其中，(a)为 0.1％Zr；(b)为0.5％Zr。
图14为不同Zr含量固溶时效态Al-Cu-Mg合金显微组织形貌；其中，(a) 为0.1％Zr；(b)为0.5％Zr。
图15为不同Zr含量冷轧态Al-Cu-Mg合金显微组织形貌；其中，(a)为 0.1％Zr；(b)为0.5％Zr。
图16为不同Zr含量Al-Cu-Mg合金的热轧态、固溶时效态及冷轧态力学 性能；其中，(a)为热轧态；(b)为T6态；(c)为冷轧态。
图17为不同Sc含量热轧态Al-Cu-Mg合金组织形貌；其中，(a)为0.1％Sc； (b)为0.25％Sc。
图18为不同Sc含量T6态Al-Cu-Mg合金显微组织形貌；其中，(a)为0.1％Sc； (b)为0.25％Sc。
图19为不同Sc含量冷轧态Al-Cu-Mg合金显微组织形貌；其中，(a)为 0.1％Sc；(b)为0.25％Sc。
图20为不同Sc含量Al-Cu-Mg合金的热轧态、固溶时效态及冷轧态力学 性能；其中，(a)为热轧态；(b)为T6态；(c)为冷轧态。
图21为不同固溶温度下Al-4.5Cu-1.5Mg-0.5Zr合金显微组织形貌；其中， (a)为475℃；(b)为485℃；(c)为495℃；(d)为505℃。
图22为不同固溶温度下Al-4.5Cu-1.5Mg-0.5Zr合金的力学性能。
图23为不同固溶时间下Al-4.5Cu-1.5Mg-0.5Zr合金显微组织形貌；其中， (a)为10min；(b)为30min；(c)为60min℃；(d)为90min。
图24为不同固溶时间下Al-4.5Cu-1.5Mg-0.5Zr合金的力学性能。
图25为不同时效温度下Al-4.5Cu-1.5Mg-0.5Zr合金时效态显微组织形貌； 其中，(a)为170℃；(b)为190℃；(c)为210℃；(d)为230℃。
图26为不同时效温度下Al-4.5Cu-1.5Mg-0.5Zr合金冷轧态显微组织形貌； 其中，(a)为170℃；(b)为190℃；(c)为210℃；(d)为230℃。
图27为不同时效温度下Al-4.5Cu-1.5Mg-0.5Zr合金时效态及冷轧态力学性 能；其中，(a)为时效态；(b)为冷轧态。
图28为不同时效保温时间下Al-4.5Cu-1.5Mg-0.5Zr合金时效态显微组织 形貌；其中，(a)为2h；(b)为4h；(c)为6h；(d)为8h。
图29为不同时效保温时间下Al-4.5Cu-1.5Mg-0.5Zr合金的冷轧态组织形 貌；其中，(a)为2h；(b)为4h；(c)为6h；(d)为8h。
图30为不同时效保温时间下Al-4.5Cu-1.5Mg-0.5Zr合金时效态及冷轧态力 学性能；其中，(a)为时效态；(b)为冷轧态。
具体实施方式
为使本发明的上述目的、特征和优点能够更加明显易懂，下面结合说明书 实施例对本发明的具体实施方式做详细的说明。
在下面的描述中阐述了很多具体细节以便于充分理解本发明，但是本发明 还可以采用其他不同于在此描述的其它方式来实施，本领域技术人员可以在不 违背本发明内涵的情况下做类似推广，因此本发明不受下面公开的具体实施例 的限制。
其次，此处所称的“一个实施例”或“实施例”是指可包含于本发明至少 一个实现方式中的特定特征、结构或特性。在本说明书中不同地方出现的“在 一个实施例中”并非均指同一个实施例，也不是单独的或选择性的与其他实施 例互相排斥的实施例。
实施例1
(1)铸态合金的制备：本实施例采用的合金为Al-4.5Cu-1.5Mg-0.5Zr合金， 合金的化学成分比为Cu 4.5％、Mg 1.5％、Mn 0.6％、Ti 0.2％、Zr 0.5％，余量为 Al；以纯度为99.9％的高纯铝和工业纯镁及Al-50Cu、Al-10Zr中间合金为原材 料放入坩埚电阻炉内熔炼，熔炼温度为740～760℃，浇注尺寸为200mm× 150mm×20mm，得到铸态合金。
(2)均匀化处理：对铸态合金进行铣削加工，除去表面氧化层及杂质， 加工成尺寸为100mm×900mm×20mm(RD×TD×ND)的铸态坯料，随后在 SX1614Q型箱式电阻炉中进行485℃的均匀化处理10h，温度误差为±1℃。
(3)轧制工艺：轧制设备为普通双轧辊轧机及配套的电阻炉设备，轧辊 尺寸为Ф420mm×400mm，铸锭经铣削后加工成14mm厚的轧制坯料，随后采 用形变与热处理相结合的工艺方式，具体轧制工艺为：485℃的均匀化处理10h 后，进行热轧处理，分别设置热轧温度为350℃、375℃、400℃、425℃，保温 时间20min，预变形下压量4mm，道次下压量6mm，应变速率为10s-1，总变形 量71％，将铸锭加工成4mm厚度薄板，然后将薄板放入SX-16-14Q型电阻炉 中在495℃下固溶处理60min，然后在190℃下时效处理6h，随后进行冷轧处理， 预变形下压量2mm，应变速率为10s-1，总变形量50％，加工成2mm厚度薄板。 研究热轧工艺中不同热轧温度的影响，热轧工艺如表1所示。
表1
Figure BDA0003722814080000061
对获得的1#～4#试样进行微观组织观察，方法为：
镶嵌：采用黑色酚醛树脂对试样进行热镶嵌，镶嵌温度为125℃，保温时 间为10min。取样：使用线切割在板材中间区域切取10mm×10mm大小的样 品。抛光：先后用360目、800目、1500目、2000目的砂纸进行粗抛，然后 使用3000目和4000目的砂纸进行精抛，待试样表面平整光亮，对试样进行镜 面抛光处理，抛光液为金刚石喷雾。腐蚀：试样腐蚀剂为Keller试剂(2ml HF+3ml HCl+5ml HNO3+190ml H2O)，腐蚀时间约60s～90s。观察：腐蚀后的试样在Leica-DMI3000M型光学显微镜上进行观察。
图1为Al-4.5Cu-1.5Mg-0.5Zr合金铸态和均匀化退火后的组织形貌。由图 1(a)可知铸态合金组织中存在明显的枝晶偏析，枝晶间残留有少量白色的结晶 相。通过图中点A和点B能谱分析可知，其白色残留相的结晶组织中包含了 Mg、Cu、Fe、Mn等元素，这些共晶组织与残留相的存在显著降低了合金的力 学性能。495℃×10/h均匀化处理后组织中大部分枝晶间的白色第二相都溶于 基体，晶粒的晶界变的平直，枝晶偏析现象得到明显的改善。
如图2所示，为Al-4.5Cu-1.5Mg-0.5Zr合金分别在350℃、375℃、400℃和 425℃下的热轧态微观组织。可以看出，轧制变形后，沿轧制方向晶粒变形严 重，粗大的晶粒沿轧制方向被拉长，在合金内部及晶界处的残留相出现一定程 度的破碎，同时发现晶界处的第二相较为粗大；根据XRD物相分析，破碎的 第二相主要为Al2CuMg及AlCuMg相，当轧制温度为350℃时，如图2(c)所示， 晶粒的尺寸大小不一，但是其晶粒的尺寸明显小于其余三个轧制温度。从图2 中，随着轧制温度的升高，材料的变形不均性明显增加，晶粒尺寸增大在晶界处未发现明显的再结晶晶粒。
图3所示为Al-4.5Cu-1.5Mg-0.5Zr合金的固溶时效态显微组织。固溶时效 处理后，在晶界交叉处可见明显的再结晶晶粒且形核分布不均匀。由图可知， 图3(b)的晶粒明显比图3(a)细小，同时弥散第二相的析出明显增加，但在晶界 处析出相较为粗大，聚集程度更高；在图3(c)中再结晶晶粒的尺寸随轧制温度 的升高发生一定程度的长大，同时晶粒组织变的较为均匀，晶界处聚集的难溶 第二相减少；继续提高轧制温度至425℃，发现图3(d)中晶粒组织明显粗化， 再结晶程度减少。
图4为Al-4.5Cu-1.5Mg-0.5Zr合金的冷轧态显微组织，由图4可以看出， 冷轧态合金的晶粒组织沿轧向被拉长，晶粒组织整体上呈现纤维状。与固溶时 效态相比，冷轧态晶粒组织的细化程度有很大的差异。在图4(a)与图4(b)中可 见，冷轧后的晶粒组织较为粗大，在晶界处可见被严重破碎的晶粒；但在图4(c) 和图4(d)中，冷轧后晶粒的细化程度明显高于图4(a)与图4(b)，同时在晶粒内 部可见大量垂直于轧制方向的平行条纹，这些相互平行条纹有的位于晶粒的端 部，有的贯穿晶粒；在图中可以发现，冷轧后Al-4.5Cu-1.5Mg-0.5Zr合金显微 组织的衬度明显降低，这表明冷轧变形引入了更多的位错密度，使得晶格畸变 加剧，大量形变储能导致了基体能量的升高，促进了再结晶晶粒的形成与生长， 但组织的不均匀性增加导致大幅降低合金的抗腐蚀性能。
对获得的1#～4#试样进行力学性能测试。力学性能的测试参照标准拉伸试 样手册《金属力学性能测试》，试样的标距尺寸为15mm×4mm，在室温下使 用万测ETM105D型电子拉伸试验机进行拉伸，试样的加载速率为2mm/min， 在拉伸试验前使用细砂纸打磨去除毛边及划痕，避免缺陷影响对测量结果准确 性的影响，每个拉伸试样测量5次，取5个测试结果的平均值作为评价标准。
图5为Al-4.5Cu-1.5Mg-0.5Zr合金的力学性能。如图5(a)所示，350℃时合 金的抗拉强度为305MPa，屈服强度为259MPa，在375℃时合金的抗拉强度下 降为298MPa，屈服强度为253MPa，400℃时合金的抗拉强度上升为311MPa， 屈服提高为强度为265MPa，在425℃时合金的抗拉强度最低为294MPa，屈服 强度则为250MPa；而合金的伸长率随着轧制温度的升高先升后降，在轧制温 度为375℃时，合金的伸长率达到最大值22％。在图5(b)中，热处理后合金的 抗拉强度先降后升，350℃时抗拉强度最高为506MPa，屈服强度为430MPa； 延伸率随温度升高，先升后降，在温度375℃时最高为30.5％；经过冷轧变形 后合金的力学性能得到显著的提升，抗拉强度最大为602MPa，屈服强度为 512MPa，与T6态合金相比抗拉强度提高174MPa，屈服强度提高了150MPa延 伸率为12.6％。
实施例2
按照实施例1的方法进行步骤(1)和(2)；并进行如下步骤：
(3)轧制工艺：轧制设备为普通双轧辊轧机及配套的电阻炉设备，轧辊 尺寸为Ф420mm×400mm，铸锭经铣削后加工成14mm厚的轧制坯料，随后采 用形变与热处理相结合的工艺方式，具体轧制工艺为：485℃的均匀化处理10h 后，进行热轧处理，热轧温度为400℃，保温时间20min，预变形下压量4mm， 道次下压量6mm，分别设置应变速率为5、10、15、20s-1，总变形量71％，将 铸锭加工成4mm厚度薄板，然后将薄板在495℃下固溶处理60min，然后在190℃下时效处理6h，随后进行冷轧处理，预变形下压量2mm，应变速率为10s-1， 总变形量50％，加工成2mm厚度薄板。研究热轧工艺中不同应变速率的影响， 热轧工艺如表2所示。
表2
Figure BDA0003722814080000081
对获得的5#～8#试样进行微观组织观察，试验方法参照实施例1。
图6为Al-4.5Cu-1.5Mg-0.5Zr合金在不同轧制速率下的金相显微组织。可 以看出热轧态合金晶粒组织在变形力的作用下沿轧制方向被明显的拉长，形成 粗大的纤维状组织形貌，且组织中的残留相出现一定程度的破碎，合金晶粒内 部分散有细小的第二相颗粒，粗大的第二相沿晶界分布形成链状。在轧制速率 为5s-1时，如图6(a)所示，晶粒的组织及晶界粗大，晶粒尺寸大小不一，提高 合金应变速率至10s-1，其晶粒及晶界明显细化，同时晶界处的第二相颗粒显著 减少。随着轧制速率的不断增大，从图6(c)和图6(d)可见，材料的变形不均性 明显增大，晶粒粗化。
图7为Al-4.5Cu-1.5Mg-0.5Zr合金的固溶时效态显微组织。在图7(a)中， 固溶时效后合金晶粒组织内部弥散着少量的第二相，合金晶粒较大，沿晶界处 出现了少量的动态再结晶晶粒；随着轧制速率提高到10s-1及15s-1可以看出合 金晶粒细化，合金的再结晶程度明显增加，粗大第二相颗粒及沿晶界处的再结 晶晶粒明显增多。当轧制速率进一步提高到20s-1时，沿晶界处的合金再结晶 减少，再结晶晶粒出现一定程度的长大。
图8为Al-4.5Cu-1.5Mg-0.5Zr合金冷轧态显微组织。从图中可以看出，冷 轧后的合金组织呈粗大的纤维状，晶粒沿轧制方向延伸，冷轧过程中板材受力 的不均匀性导致晶粒尺寸的大小不一。在不同轧制速率下，冷轧态晶粒组织的 细化程度不同；轧制速率为5s-1时，如图8(a)，晶粒的组织形貌为细长纤维状 组织，沿晶界方向局部分布着一些细小的破碎晶粒组织，少量的第二相组织沿 轧制方向呈链状分布。当轧制速率为10s-1时，如图8(b)，晶粒的尺寸明显减 小，晶界处细小晶粒明显增加；提高板材的轧制速率到15s-1时，图8(c)中的晶 粒尺寸小于图8(a)、8(b)与8(d)，晶粒内部破碎细小晶粒及相互存在的垂直于轧制方向的变形带明显增多，说明冷轧在合金内部引入了大量的位错，这些位错 的存在有效的提高了合金的力学性能。
对获得的5#～8#试样进行力学性能测试。测试方法与实施例1相同。
图9为Al-4.5Cu-1.5Mg-0.5Zr合金的热轧态、固溶时效态及冷轧态力学性 能。从图9(a)中可知，轧制速率为20s-1时抗拉强度最高，其抗拉强度为 377.2MPa，屈服强度为320.4MPa，伸长率为17.3％；在图9(b)中，固溶时效后 合金板材的综合力学性明显提高，延伸率增加。在15s-1时，合金的抗拉强度 为461.1MPa，屈服强度为392MPa，伸长率为21.3％。
由图9(c)可知，冷轧后合金的力学性能出现了不同程度的提高，在5s-1冷 轧后合金的抗拉强度最高达到了644MPa，屈服强度为547MPa，延伸率为10.7％； 随着轧制速率的提高合金的力学性能和伸长率有所下降，在20s-1时合金的抗 拉强度最低为517MPa，屈服强度为443.5MPa，伸长率下降为8.3％。
实施例3
按照实施例1的方法进行步骤(1)和(2)；并进行如下步骤：
(3)轧制工艺：轧制设备为普通双轧辊轧机及配套的电阻炉设备，轧辊 尺寸为Ф420mm×400mm，铸锭经铣削后加工成14mm厚的轧制坯料，随后采 用形变与热处理相结合的工艺方式，具体轧制工艺为：485℃的均匀化处理10h 后，分别采用正常轧制和交叉轧制进行热轧处理，热轧温度为400℃，保温时 间20min，预变形下压量4mm，道次下压量8mm，应变速率为10s-1，总变形量 85.7％，将铸锭加工成2mm厚度薄板，然后将薄板在495℃下固溶处理60min， 然后在190℃下时效处理6h。研究不同轧制方式的影响，热轧工艺如表3所示。
表3
Figure BDA0003722814080000101
对获得的9#～10#试样进行微观组织观察，试验方法参照实施例1。
Al-4.5Cu-1.5Mg-0.5Zr合金板材的金相显微组织如图10所示。正常轧制状 态下晶粒沿轧制方向被拉长，形成粗大的纤维状组织；晶界因轧制过程中大量 的位错塞积变的较为模糊，在破碎较为严重中晶粒边界处存在较小的晶粒。在 图10(b)中，交叉轧制后，Al-4.5Cu-1.5Mg-0.5Zr合金板材在相互垂直的轧制外 力作用下，沿着相互垂直的方向变形，合金晶粒组织基本呈为等轴状，合金组 织更加致密，晶界更为清晰，晶界处的第二相组织分布也较为均匀，局部聚集 的现象得到明显的改善。
图11为Al-4.5Cu-1.5Mg-0.5Zr合金固溶时效态显微组织。如图11(a)所示， 固溶时效后粗大的晶粒明显细化，沿晶界处可见少量的尺寸不一的再结晶晶 粒，粗大的第二相变得不再连续，部分尺寸更小的黑色第二相弥散分布在基体 上；在图11(b)中，交叉轧制后固溶时效态Al-4.5Cu-1.5Mg-0.5Zr合金的晶粒组 织更加细小，组织中的再结晶晶粒数量明显增加，且呈类等轴状，细小的第二 相粒子在基体中的分布也更加均匀，同时可见部分团簇状黑色相粒子分布在晶 粒在组织内部。
对获得的9#～10#试样进行力学性能测试。测试方法与实施例1相同。
图12(a)为两种不同轧制方式下轧制态板材的拉伸力学性能。正常轧制方式 下热轧态板材的抗拉强度为314.5MPa，屈服强度为267.2MPa，延伸率为17.47％， 交叉轧制方式下合金的抗拉强度为348.5MPa，屈服强度为296MPa，延伸率为 15.8％，正常轧制的抗拉强度和屈服强度明显低于交叉轧制板材，但正常轧制 Al-4.5Cu-1.5Mg-0.5Zr合金的伸长率略高于交叉轧制；图12(b)是不同轧制方式 下固溶时效态Al-4.5Cu-1.5Mg-0.5Zr合金沿轧制方向的室温拉伸性能，可以看 出固溶时效后，正常轧制和交叉轧制方式下合金的力学性能都出现了不同程度 的提高，但是合金的抗拉强度和屈服强度相差不大，交叉轧制后固溶时效态合 金沿着轧制方向上的最高抗拉强度为469.3MPa，屈服强度为398.7MPa，平均 强度提高了2％；正常轧制状态下合金的延伸率为27.1％，而交叉轧制方式下的 延伸率为20.1％，平均伸长率降低了35％。
实施例4
(1)铸态合金的制备：本实施例采用不同组分的Al-Cu-Mg合金，合金的 化学成分比如表4所示；以纯度为99.9％的高纯铝和工业纯镁及Al-50Cu、 Al-10Zr中间合金为原材料放入坩埚电阻炉内熔炼，熔炼温度为740～760℃， 浇注尺寸为200mm×150mm×20mm，得到铸态合金。
(2)均匀化处理：对铸态合金进行铣削加工，除去表面氧化层及杂质， 加工成尺寸为100mm×900mm×20mm(RD×TD×ND)的铸态坯料，随后在 SX1614Q型箱式电阻炉中进行485℃的均匀化处理10h，温度误差为±1℃。
(3)轧制工艺：轧制设备为普通双轧辊轧机及配套的电阻炉设备，轧辊 尺寸为Ф420mm×400mm，铸锭经铣削后加工成14mm厚的轧制坯料，随后采 用形变与热处理相结合的工艺方式，具体轧制工艺为：485℃的均匀化处理10h 后，进行热轧处理，热轧温度为400℃，保温时间20min，预变形下压量4mm， 道次下压量6mm，应变速率为10s-1，总变形量71％，将铸锭加工成4mm厚度 薄板，然后将薄板在495℃下固溶处理60min，然后在190℃下时效处理6h，随 后进行冷轧处理，预变形下压量2mm，应变速率为10s-1，总变形量50％，加 工成2mm厚度薄板。研究不同合金配方的影响。
表4
Cu Mg Mn Ti Zr Sc Al
11# 4.5 1.5 0.6 0.2 0.1 0 Bal.
12# 4.5 1.5 0.6 0.2 0.5 0 Bal.
13# 4.5 1.5 0.6 0.2 0 0.1 Bal.
14# 4.5 1.5 0.6 0.2 0 0.25 Bal.
对获得的11#～12#试样进行微观组织观察，试验方法参照实施例1。
图13为添加不同含量Zr元素后的Al-Cu-Mg合金热轧态显微组织。从图 中可以看出，经热轧后晶粒被拉长形成沿轧制方向的纤维组织，Zr元素的含 量较低时Al-Cu-Mg合金的晶界模糊不清，沿晶界处分布着破碎的第二相，结 合XRD分析可知，粗大的第二相基本为Al2CuMg和Al2Cu相。
图14为Al-Cu-Mg合金经495℃/60min固溶+190℃/6h时效处理后的显 微组织。从图14中可以看出，固溶时效后Al-Cu-Mg合金的晶粒细化，沿晶 界处再结晶晶粒细小，第二相溶入基体中，图14(b)中的晶粒细化程度明显优 于图14(a)，在基体表面可见大量细小的弥散相均匀分布。在图14(a)中Al基体 表面出现了一定数量的团状黑色相，这可能是因为固溶过程中基体组织不均匀 造成了过烧现象。
图15为不同含量Zr元素的Al-Cu-Mg合金冷轧变形后的显微组织。从图 15中可以看出，冷轧变形后合金的晶粒组织表现出明显的纤维状组织形貌， 与热轧态组织相比，晶粒的变形更加均匀；在组织中可见大量的滑移线，Zr含 量为0.5％时冷轧后晶粒组织的更加细小，晶粒变形更加均匀。
对获得的11#～12#试样进行力学性能测试。测试方法与实施例1相同。
图16为Al-Cu-Mg合金不同状态下的力学性能，从图16(a)中可以看出， 热轧状态下，Zr含量为0.1％和0.5％时Al-Cu-Mg合金的力学性相差不大，抗 拉强度分别为311.9MPa和318.8MPa，屈服强度为264MPa和270MPa，其中Zr为0.1％时的延伸率最大为24.1％，添加0.5％Zr元素的Al-Cu-Mg合金延伸 率为15.2％；固溶时效后这两合金的力学性能都有了较大的提高，Zr含量为 0.1％时Al-Cu-Mg合金抗拉强度为475.4MPa，屈服强度为403.8MPa延伸率为 24％，Zr含量为0.5％时Al-Cu-Mg合金抗拉强度为415MPa，屈服强度为 353.2MPa，延伸率为23％。
冷轧后Al-Cu-Mg合金的抗拉强度显著提高，延伸率明显下降，Zr含量为 0.1％时添Al-Cu-Mg合金的抗拉强度为588.8MPa，屈服强度为500MPa延伸率 为5％，Zr含量为0.5％时Al-Cu-Mg合金抗拉强度为644MPa，屈服强度为 547MPa延伸率为10.7％。
对获得的13#～14#试样进行微观组织观察，试验方法参照实施例1。
图17为两种Sc含量为0.1％和0.25％的Al-Cu-Mg合金铸锭经495°/10h 均匀化处理后再经400℃保温20min后热轧至4mm厚板材(热轧总变形量为 75％)的晶粒组织图片。由图可以看出Al-Cu-Mg合金经热轧变形后，晶粒沿 轧制方向被拉长，纤维状组织特征明显，在图17(a)沿晶界可见少量被破碎第二 相；在图17(b)中,随着合金中的Sc含量从0.1％增加至0.25％，晶界变的模糊不 清，热轧板晶粒差别不明显，同时均未发生明显再结晶现象。
图18为经495℃/60min固溶+190℃/6h时效处理后的显微组织。固溶时 效后合金的晶粒组织细小，晶界变的清晰，基体中的粗大第二相基本回溶，再 结晶晶粒明显，但整体上合金晶粒仍保持着未完全再结晶的纤维状组织的形 态，形成了再结晶晶粒和沿轧向呈结节状纤维晶粒的混合组织。当合金中的Sc 含量从0.1％增加至0.25％，如图17(b)合金中晶粒组织变的更加细小，亚晶界明 显增加，晶粒的再结晶程度提高，纤维状晶粒明显减少，沿晶界处存在较多细 小等轴晶。
图19为冷轧后Al-Cu-Mg合金的显微组织形貌。冷轧变形后合金内部晶 粒组织完全变为沿轧制方向分布的纤维组织，破碎的第二相沿轧制方向呈链状 分布。由图19(a)可以看出，经过冷轧变形后Al-Cu-Mg合金中存在大量的剪切 带，这些剪切带有的相互平行存在于一些变形晶粒内部，有的相对于轧制方向 成一定角度的倾角，同时在图19(b)中可发现，Sc含量为0.25％时的Al-Cu-Mg合 金冷轧后的变形带更加的细小，纤维组织变形更加均匀。
对获得的13#～14#试样进行力学性能测试。测试方法与实施例1相同。
图20为Al-Cu-Mg合金在不同状态下的力学性能。热轧态Al-Cu-Mg合金 力学性能随Sc含量的增加下降，在Sc的含量为0.1％，合金的抗拉强度为 459.4MPa，屈服强度为390MPa，延伸率为23.2％，在Sc的含量为0.25％时， 合金的抗拉强，下降为418.9MPa，屈服强度为390MPa延伸率为24.9％；合金 板材经495℃/60min固溶+190℃/6h时效处理后Al-Cu-Mg合金的抗拉强度随 Sc的含量升高，延伸率随Sc的含量升高而降低。Sc含量为0.1％时，合金的 抗拉强度为487.4MPa，屈服强度为414MPa，延伸率为25％，Sc含量为0.25％ 时，合金的抗拉强度为459.4MPa，屈服强度为390MPa延伸率为22.3％；在图 20(c)中，冷轧后的Al-Cu-Mg合金力学性能得到显著的提高，Sc含量为0.1％ 时，合金的抗拉强度为614.3MPa，屈服强度为521MPa延伸率为8.8％，Sc含 量为0.25％时，合金的抗拉强度为597.8MPa，屈服强度为507MPa延伸率为 8.3％。
实施例5
按照实施例1的方法进行步骤(1)和(2)；并进行如下步骤：
(3)轧制工艺：轧制设备为普通双轧辊轧机及配套的电阻炉设备，轧辊 尺寸为Ф420mm×400mm，铸锭经铣削后加工成14mm厚的轧制坯料，随后采 用形变与热处理相结合的工艺方式，具体轧制工艺为：485℃的均匀化处理10h 后，进行热轧处理，热轧温度为400℃，保温时间20min，预变形下压量4mm， 道次下压量6mm，应变速率为10s-1，总变形量71％，将铸锭加工成4mm厚度 薄板，然后将薄板进行固溶处理，然后在190℃下时效处理6h，随后进行冷轧 处理，预变形下压量2mm，应变速率为10s-1，总变形量50％，加工成2mm厚 度薄板；
其中，Al-4.5Cu-1.5Mg-0.5Zr经初次轧制后在SX-16-14Q型电阻炉进行固 溶处理，保温时间为：60min；固溶温度为：475℃、485℃、495℃和505℃。 研究不同固溶温度的影响，固溶处理工艺如表5所示。
表5
Figure BDA0003722814080000141
Figure BDA0003722814080000151
对获得的15#～18#试样进行微观组织观察，试验方法参照实施例1。
图21为Al-4.5Cu-1.5Mg-0.5Zr合金在不同温度下固溶处理后的显微组织。 由图21(a)可以看出，经475℃固溶处理后的Al-4.5Cu-1.5Mg-0.5Zr合金晶粒以 典型的纤维状形变组织为主，第二相沿轧制方向排列，沿条状带组织边缘可见 少量细小的再结晶晶粒；在图21(a)中，固溶温度为485℃时，由于合金基体发 生回复，合金中的变形组织明显减弱，形成了大量沿轧向分布的再结晶晶粒， 晶粒尺寸大小不一。固溶温度达为495℃时，基体中的晶粒组织以细小的再结 晶晶粒为主，局部存在少量的亚晶粒，第二相熔入基体，基体中的第二相减少。 对比图21(c)和图21(d)可以看出，当固溶温度继续升高至505℃时，组织中的再 结晶晶粒减少，细小的再结晶晶粒组织发生了融合长大，第二相进一步减少熔 入Al基体。
对获得的15#～18#试样进行力学性能测试。测试方法与实施例1相同。
固溶温度为475℃，485℃、495℃、505℃时Al-4.5Cu-1.5Mg-0.5Zr合金固 溶力学性变化如图22所示。随着固溶温度从475℃上升到505℃，合金的抗拉 强度和屈服墙高度先上升后降低，在固溶温度达到495℃时，其抗拉强度达到 最大值495MPa，屈服强度为420.5MPa；随着固溶温度升高至505℃，合金的 抗拉强度下降为469.2MPa，屈服强度为398.6MPa。在固溶温度从475℃到505℃ 的过程中合金塑形变形能力逐渐增强，延伸率由475℃时的14.9％提高到24.9％， 可见。
实施例6
按照实施例1的方法进行步骤(1)和(2)；并进行如下步骤：
(3)轧制工艺：轧制设备为普通双轧辊轧机及配套的电阻炉设备，轧辊 尺寸为Ф420mm×400mm，铸锭经铣削后加工成14mm厚的轧制坯料，随后采 用形变与热处理相结合的工艺方式，具体轧制工艺为：485℃的均匀化处理10h 后，进行热轧处理，热轧温度为400℃，保温时间20min，预变形下压量4mm， 道次下压量6mm，应变速率为10s-1，总变形量71％，将铸锭加工成4mm厚度 薄板，然后将薄板进行固溶处理，然后在190℃下时效处理6h，随后进行冷轧 处理，预变形下压量2mm，应变速率为10s-1，总变形量50％，加工成2mm厚 度薄板；
其中，Al-4.5Cu-1.5Mg-0.5Zr经初次轧制后在SX-16-14Q型电阻炉进行固 溶处理，保温时间为：10min、30min、60min和90min；固溶温度为：495℃。 研究不同固溶时间的影响，固溶处理工艺如表6所示。
表6
固溶温度/℃ 固溶时间/min
19# 495 10
20# 495 30
21# 495 60
22# 495 90
对获得的19#～22#试样进行微观组织观察，试验方法参照实施例1。
图23给出了Al-4.5Cu-1.5Mg-0.5Zr合金在495℃下在不同保温时间处理后 的显微组织。从图23(a)中可以看出经495℃/10min固溶处理后，合金的再结 晶现象不明显，晶粒沿轧制方向延伸，晶界模糊不清。495℃/30min固溶处理 状态后，晶粒组织整体上表现为扁平状，在晶界处出现了少量的再结晶小晶粒， 这些细小晶粒主要分布在晶粒交界处或在大晶粒锯齿状晶界处形核。随着固溶 时间延长至60min，固溶后的晶粒细化，变现为细长的再结晶形态，在晶界处 出现了较多细小的再结晶晶粒，同时形成了大量细小的弥散分布的第二相粒 子。固溶时间延长至90min时，固溶后的合金晶粒仍然存在大小分布不均的现象，但合金中的晶粒尺寸出现长大，同时在晶内及晶界上出现了少量的较小 尺寸的复熔球，说明此时合金存在过烧的风险。
对获得的19#～22#试样进行力学性能测试。测试方法与实施例1相同。
Al-4.5Cu-1.5Mg-0.5Zr合金的力学性能随固溶时间的变化，如图24所示。 随着固溶时间的增加，Al-4.5Cu-1.5Mg-0.5Zr合金抗拉强度先增大后减小。当固 溶时间为10min时，合金的抗拉强度为382.5MPa，屈服强度为325MPa，延伸 率为20.9％，随着固溶时间从10min增加到60min，合金的抗拉强度提升了 110MPa，屈服强度提高93MPa，伸长率由17.8％提高到20.9％；随着固溶时间 的增加至90min,抗拉强度下降为439.9MPa，屈服强度为374MPa，延伸率为 17.1％。
实施例7
按照实施例1的方法进行步骤(1)和(2)；并进行如下步骤：
(3)轧制工艺：轧制设备为普通双轧辊轧机及配套的电阻炉设备，轧辊 尺寸为Ф420mm×400mm，铸锭经铣削后加工成14mm厚的轧制坯料，随后采 用形变与热处理相结合的工艺方式，具体轧制工艺为：485℃的均匀化处理10h 后，进行热轧处理，热轧温度为400℃，保温时间20min，预变形下压量4mm， 道次下压量6mm，应变速率为10s-1，总变形量71％，将铸锭加工成4mm厚度 薄板，然后将薄板在495℃下固溶处理60min，然后进行时效处理，随后进行 冷轧处理，预变形下压量2mm，应变速率为10s-1，总变形量50％，加工成2mm 厚度薄板；
其中，Al-4.5Cu-1.5Mg-0.5Zr经固溶处理后在SX-16-14Q型电阻炉中进行 时效处理，时效时间为：6h；时效温度为：170℃、190℃、210℃、230℃。研 究不同时效温度的影响，时效处理工艺如表7所示。
表7
时效温度/℃ 时效时间/h
23# 170 6
24# 190 6
25# 210 6
26# 230 6
对获得的23#～26#试样进行微观组织观察，试验方法参照实施例1。
图25为Al-4.5Cu-1.5Mg-0.5Zr合金在不同时效温度下的显微组织。在图 25(a)中，时效处理后试样中的晶粒呈现出细长的非等轴晶，晶界平直且清晰。 在晶界和晶粒内部存在一定数目黑色脆性相和破碎的金属间化合物，当时效温 度为190℃时,试样中的析出相显增多,在晶界及晶粒内开始出现一定数目的析 出相聚集的现象；如图25(c)所示，当时效温度提升为210℃时,析出相的数目略 有增加晶粒出现一定程度的粗化长大，在230℃时合金晶粒尺寸增加明显，在 基体中不连续分布析出相会减少。
图26为Al-4.5Cu-1.5Mg-0.5Zr合金，经170℃、190℃、210℃和230℃时 效处理后的冷轧态显微组织。由图26(a)可见，冷轧后晶粒被沿轧制制方向进一 步拉长破碎，形成明显的纤维状，局部存在明显的滑移线与纤维状组织成45°， 黑色的第二相颗粒沿轧制方向被压严重破碎，形成链状分布；当时效温度提高 到190℃时在图26(a)中，组织中板材纤维间距较宽，条状纤维的长度缩短，晶 粒细化，链状的第二相可以出现少量的聚集；随着时效温度的进一步升高为 210℃和230℃可以看出，晶粒组织呈现为纤维状，晶界变得模糊不清，晶粒难 以分辨。
对获得的23#～26#试样进行力学性能测试。测试方法与实施例1相同。
图27(a)和(b)所示分别为Al-4.5Cu-1.5Mg-0.5Zr合金的时效态和冷轧态的抗 拉强度、屈服强度和延伸率的变化规律。由图27(a)可以看出，在170℃时 Al-4.5Cu-1.5Mg-0.5Zr合金的抗拉强度为424.2MPa，屈服强度为360MPa，延伸 率为20.1％，随着时效温度增加至190℃，Al-4.5Cu-1.5Mg-0.5Zr合金的抗拉强 度达到峰值472.1MPa，屈服强度为401MPa，延伸率为22.3％；随着时效温度 的进一步提高，Al-4.5Cu-1.5Mg-0.5Zr合金力学性能略有下降，在210℃时的抗 拉强度为455.5MPa，屈服强度为386MPa，延伸率为17.7％，继续提高时效温 度至230℃时，Al-4.5Cu-1.5Mg-0.5Zr合金的抗拉强度，屈服强度和延伸率持续 下降。
冷轧后Al-4.5Cu-1.5Mg-0.5Zr合金的抗拉强度和屈服强度随着时效温度的 升高降低，延伸率随着时效温度的升高先降低后升高。在170℃时 Al-4.5Cu-1.5Mg-0.5Zr合金的抗拉强度为526.7MPa,屈服强度为447.4MPa，延伸 率为12.5％，在时效温度升高为190℃时，Al-4.5Cu-1.5Mg-0.5Zr合金的抗拉强 度达到592.8MPa，屈服强度为504MPa，延伸率为11.7％；但是在效温度为210℃ 时，Al-4.5Cu-1.5Mg-0.5Zr合金的抗拉强度骤然下降为491.3MPa，屈服强度为 387MPa，下降幅度为20.6％，同时延伸率下降为7.3％，下降了约60％；进一步 提高时效温度至230℃，Al-4.5Cu-1.5Mg-0.5Zr合金的性能迅速恶化，抗拉强度 降低为378.2MPa，屈服强度为293MPa，延伸率增加为11.5％。
实施例8
按照实施例1的方法进行步骤(1)和(2)；并进行如下步骤：
(3)轧制工艺：轧制设备为普通双轧辊轧机及配套的电阻炉设备，轧辊 尺寸为Ф420mm×400mm，铸锭经铣削后加工成14mm厚的轧制坯料，随后采 用形变与热处理相结合的工艺方式，具体轧制工艺为：485℃的均匀化处理10h 后，进行热轧处理，热轧温度为400℃，保温时间20min，预变形下压量4mm， 道次下压量6mm，应变速率为10s-1，总变形量71％，将铸锭加工成4mm厚度 薄板，然后将薄板在495℃下固溶处理60min，然后进行时效处理，随后进行 冷轧处理，预变形下压量2mm，应变速率为10s-1，总变形量50％，加工成2mm 厚度薄板；
其中，Al-4.5Cu-1.5Mg-0.5Zr经固溶处理后在SX-16-14Q型电阻炉中进行 时效处理，时效时间为：2h、4h、6h、8h；时效温度为：190℃。研究不同时 效时间的影响，时效处理工艺如表8所示。
表8
时效温度/℃ 时效时间/h
27# 190 2
28# 190 4
29# 190 6
30# 190 8
对获得的27#～30#试样进行微观组织观察，试验方法参照实施例1。
图28为Al-4.5Cu-1.5Mg-0.5Zr合金在190℃时效温度下，分别保温2h、4h、 6h和8h后的显微组织。由图28(a)可以看出，在保温时间为2h后，合金内部 的晶粒基本为细长的再结晶组织，时效处理后晶内弥散分布着细小的第二相， 粗大的第二相沿晶界分布，形态和尺寸大小不一；在图28(b)中， Al-4.5Cu-1.5Mg-0.5Zr合金经4h时效处理后基体中的第二相粒子的逐渐增多。 时效保温时间的延长至6h后，Al-4.5Cu-1.5Mg-0.5Zr合金中的第二相粒子尺寸 变的细小，分布较为均匀，延长时效时间为8h时后，Al-4.5Cu-1.5Mg-0.5Zr合 金中分布的第二相粒子尺寸逐渐变大，部分第二相粒子在晶界处出现团聚，但 是晶粒尺寸并未发生明显的长大；由此可见，时效时间对Al-4.5Cu-1.5Mg-0.5Zr 铝合金的晶粒大小影响较小，对组织中的第二相产生较大影响，随着时效时间 的延长，第二相粒子逐渐增多，过时效后有粗化的迹象。
图29为不同时效保温时间下的冷轧态组织。由图29(a)可知，当时效时间 为2h时冷轧态的晶粒和晶界粗大，在晶界和晶粒内部夹杂着一定数目黑色脆 性相，如图29(a)中所示。时效时间至4h时，冷轧后的晶粒间的晶界变的清晰， 晶粒形成上下间距较窄的纤维状，局部存在明显的弯曲现象并出现波浪状的变 形带；当时效时间为6h时，对比图29(b)和图29(c)，可以发现纤维状组织变的 间距更加的均匀，局部变形不均匀的现象得到极大的改善。延长时效的时间至 8h时，晶粒的的伸长程度随着时效时间的增加而减少，纤维状晶粒的上下间 距变宽，冷轧组织粗化。
对获得的27#～30#试样进行力学性能测试。测试方法与实施例1相同。
图30为不同时效条件下的Al-4.5Cu-1.5Mg-0.5Zr合金力学性能变化。随着 保温时间的延长，Al-4.5Cu-1.5Mg-0.5Zr合金的抗拉强度和屈服强度先升高后降 低；在保温2h和4h后合金的抗拉强度分别为386.7MPa和377.5MPa，屈服强 度分为328MPa和320.7MPa，延伸率分别为22.8％和19.7％；6h时效处理后合 金的抗拉强度为475.7MPa，屈服强度为404MPa，延伸率由4h时的19.7％提高 为24.1％；延长时效的时间至8h，合金的综合性能恶化，抗拉强度下降为 428.3MPa，屈服强度为363.8MPa延伸率为19.6％。
在图30(b)中可以发现，在2h时效处理后，冷轧态合金的力学性能并没有 得到迅速的提升为454.4MPa，屈服强度为386MPa，延伸率为7.4％，随着时效 时间延长至4h和6h，合金的抗拉强度分别提升了56.1MPa和136.1MPa，同 时延伸率提升了29.7％和120％，在时效时间为8h时，合金的抗拉强度和屈服 强度略有，分别为474.9MPa和403MPa，延伸率下降为12.6％。
应说明的是，以上实施例仅用以说明本发明的技术方案而非限制，尽管参 照较佳实施例对本发明进行了详细说明，本领域的普通技术人员应当理解，可 以对本发明的技术方案进行修改或者等同替换，而不脱离本发明技术方案的精 神和范围，其均应涵盖在本发明的权利要求范围当中。

Claims (1)

1.一种Al-Cu-Mg 合金的强塑性变形方法，其特征在于：包括，
对Al-Cu-Mg合金进行均匀化处理，于475~500℃下均匀化处理10 h；
对均匀化处理后的Al-Cu-Mg合金进行热轧处理，热轧温度为400℃，保温时间20min，预变形下压量4mm，道次下压量6mm，应变速率为10s-1，总变形量71%；
对热轧处理后的Al-Cu-Mg合金进行固溶处理和时效处理；固溶温度为495℃，固溶时间60min；时效温度为190℃，时效时间为6h；
进行冷轧处理，预变形下压量2mm，应变速率为5~20s-1，总变形量50%；
所述Al-Cu-Mg合金的质量百分含量的元素组分为Cu 4~5%、Mg 1~2%、Mn 0.5~0.8%、Ti0.1~0.3%、Zr 0.1~0.5%，余量为Al；
或，所述Al-Cu-Mg合金的质量百分含量的元素组分为Cu 4~5%、Mg 1~2%、Mn 0.5~0.8%、Ti 0.1~0.3%、Sc 0.1~0.25%，余量为Al。
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CN102634706A (zh) * 2012-04-28 2012-08-15 中南大学 一种高强、高韧、耐蚀Al-Cu-Mg铝合金
CN105483477A (zh) * 2015-11-27 2016-04-13 天津大学 含钪的高强高韧的Al-Cu-Mg-Zr合金及其制备方法
EP3821051B1 (en) * 2018-10-31 2023-05-10 Novelis Koblenz GmbH Method of manufacturing a 2x24-series aluminium alloy plate product having improved fatigue failure resistance
CN111235443A (zh) * 2020-03-30 2020-06-05 天津忠旺铝业有限公司 一种低加工变形2系铝合金板材的制备方法
FR3111143B1 (fr) * 2020-06-04 2022-11-18 Constellium Issoire Produits en alliage aluminium cuivre magnésium performants à haute température
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