CN1940106B

CN1940106B - 高强度铝合金挤压材料及其制造方法

Info

Publication number: CN1940106B
Application number: CN2006101274998A
Authority: CN
Inventors: 吉田新; 牧野伸治; 吉田朋夫
Original assignee: Aisin Keikinzoku Co Ltd
Current assignee: Aisin Keikinzoku Co Ltd
Priority date: 2005-09-27
Filing date: 2006-09-20
Publication date: 2011-07-06
Anticipated expiration: 2026-09-20
Also published as: US20070074791A1; JP4977281B2; CN1940106A; US8105449B2; JP2007119904A

Abstract

本发明涉及一种高强度铝合金挤压材料及其制造方法。其目的是，提供冲击吸收性、耐应力腐蚀开裂性和挤压性能优异且生产率高的铝合金挤压材料及其制造方法。该铝合金挤压材料的特征是，由下面所述的铝合金构成，该铝合金中添加了：Zn 6.0-7.2质量％，Mg 1.0-1.6质量％，Cu 0.1-0.4质量％，Mn、Cr和Zr中的至少一种元素，每种元素的添加量小于等于0.25质量％并且合计添加量为0.15-0.25质量％，Fe 0.20质量％以下，Si 0.10质量％以下，余量基本上是铝；挤压材料的断面是中空形状，在挤压材料的横断面积中再结晶率小于等于20％并且0.2％屈服强度是370-450MPa。

Description

高强度铝合金挤压材料及其制造方法

技术领域

本发明是关于适合用于汽车的保险杠增强材料、防撞箱(crushbox)、车门横梁部件等冲击吸收性结构部件的Al-Zn-Mg系高强度铝合金挤压材料及其制造方法。

背景技术

Al-Zn-Mg系合金作为挤压加工性能优异的高强度铝合金已为人们所公知。

但是，以往批量生产并实用化的高强度铝合金挤压材料，其0.2％屈服强度值是300MPa级，如果为了减轻汽车的自重而试图进一步提高强度。不仅挤压加工性能恶化，而且韧性降低，受到冲击时容易破裂，另外耐应力腐蚀开裂性也会降低，因而不适合用于汽车的冲击吸收性结构部件。

此外，作为实现高强度化的措施，如果增加Mg和Zn的含量，挤压加工后的淬火敏感性会增强，必须进行所谓的T6处理，即将挤压加工后的挤压材料进行固溶化处理然后快速冷却，因而生产率较差。

与此相对，在特开平9-310141号公报中，关于Al-Zn-Mg系铝合金挤压材料，公开了一种进行成分设计使其达到规定的熔化开始温度的、采用挤压端淬火的结构材料用高强度挤压材料。

但是，该专利公报中所公开的铝合金挤压材料，虽然提到兼顾高强度和挤压生产效率两方面，但对于韧性没有进行探讨，因而合金成分与熔化开始温度的关系式仅着眼于挤压材料表面缺陷，难以确保高的韧性。

在特开2002-327229号公报中，公开了适合用于保险杠增强材料等的具有良好抗压性能的铝合金挤压材料。

但是，根据该专利公报中的描述，加压淬火时的冷却速度是300℃/分，比通常的风扇空冷要大的多。

这样的淬火敏感性很强的铝合金，在加压淬火时难以实现均一的冷却淬火，型材上直接受到高速喷射的冷却空气冲击的部分和没有受到该冷却空气直接冲击的部分之间产生冷却程度的差异，致使挤压材料上形成扭曲等变形。

特别是，在挤压材料是中空断面的场合，由于中空部位的空气的绝热作用，上述扭曲等变形非常大，很可能导致产品丧失使用价值。

专利文献1：特开平9-310141号公报

专利文献2：特开2002-327229号公报

发明内容

鉴于上述现有技术中存在的技术问题，本发明的目的是，提供冲击吸收性、耐应力腐蚀开裂性及挤压性能优异且生产率高的铝合金挤压材料及其制造方法。

按照以往的合金设计，高强度化容易引发产生材料裂纹，对于Al-Zn-Mg系合金来说，屈服强度和韧性之间存在很强的负的相关关系。

本发明人对于铝合金的成分和制造条件进行了深入的研究，结果发现，在利用一定含量的Zn和Mg谋求提高强度的同时，通过控制纤维状组织化成分Mn、Cr和Zr的含量范围以及均匀化处理(HOMO)条件，可以得到高的韧性(冲击吸收性)。

以往，日本工业标准JIS7000系的Al-Zn-Mg系合金中，由于Zn的熔点比较低，因而与JIS6000系的合金不同，坯料的均匀化处理温度必须低于500℃。对此，本发明人惊奇地发现，如果在500-540℃的温度范围进行均匀化处理，淬火敏感性较弱，在挤压加工时通过挤压后的空气冷却挤压端淬火，不仅可以得到高强度，而且还可以得到高的韧性。

本发明的铝合金挤压材料，其特征在于，该铝合金挤压材料是由下面所述的铝合金构成，该铝合金中添加了：Zn 6.0-7.2质量％，Mg 1.0-1.6质量％，Cu 0.1-0.4质量％，Mn、Cr和Zr中的至少一种元素、每种元素的添加量小于等于0.25质量％并且合计添加量为0.15-0.25质量％，Fe 0.20质量％以下，Si 0.10质量％以下，余量基本上是铝；挤压材料的断面是中空形状，且在挤压材料的横断面积中再结晶率小于等于20％并且0.2％屈服强度是370-450MPa。

这里所说的“余量基本上是铝”的含义是，作为杂质成分，将Fe含量限制在0.20质量％以下，将Si含量限制在0.1质量％以下，除此之外，在本发明宗旨的范围内还可以含有微量的Ti、B成分。

为了能适用于保险杠增强材料等冲击吸收性结构部件，要求铝合金挤压材料具有稳定的冲击性能。

一般地说，为了提高强度，Al-Zn-Mg系合金在挤压成形后需要进行T5或T6处理。技术方案1所述的铝合金挤压材料进行了T5处理，使得0.2％屈服强度达到370-450MPa。

为了使保险杠增强部件等汽车部件与车辆的形状等相匹配，往往要对挤压材料进行弯曲加工，在这种场合采用的工艺是，挤压成形后在T1状态下进行弯曲加工等，然后进行T5处理。

因此，如果挤压成形后由于自然时效的缘故使T1屈服强度值变化，则T5处理后的机械性质也有可能发生改变，从而导致韧性降低。

在本发明中，通过将相对于MgZn₂化学计量组成过剩的Mg量限定在0.3质量％以下，可以抑制自然时效的正的效果。

在将铝合金挤压材料用于汽车部件的场合，需要进行弯曲加工和将其组装到车体上的工序，因而耐应力腐蚀开裂性也是一个很重要的性能。

在本发明中，通过将Zn/Mg比限制在6.7以下，或者将11×[Cu含量]+45×[Mn+Cr+Zr的合计含量]的值限定为8.0以上，提高了耐应力腐蚀开裂性。

本发明的铝合金挤压材料的制造方法是，使用下面所述的铝合金，该铝合金中添加了：Zn 6.0-7.2质量％，Mg 1.0-1.6质量％，Cu 0.1-0.4质量％，Mn、Cr和Zr中的至少一种元素、每种元素的添加量小于等于0.25质量％并且合计添加量为0.15-0.25质量％，Fe 0.20质量％以下，Si 0.10质量％以下，余量基本上是铝；将该铝合金浇铸成坯料，在500-540℃温度范围内对铸造的坯料进行均匀化处理，进行挤压加工，然后以29-80℃/分的空冷速度进行挤压端淬火。

这里所说的“挤压端淬火”是指，将圆柱形坯料加热至规定的温度，使用挤压机直接或间接挤压，将高温的挤压材料从挤压模具中挤出，使用风扇装置将该挤压材料空冷，从而产生淬火效果。

下面说明铝合金的成分。

Zn：6.0-7.2质量％

Zn主要与Mg结合，通过沉淀硬化提高屈服强度，其含量低于6.0质量％时，屈服强度不能达到370MPa，反之，其含量超过7.2质量％时，耐应力腐蚀开裂性和耐腐蚀性恶化。

Mg：1.0-1.6质量％

Mg与Zn结合，通过沉淀硬化提高屈服强度，其含量低于1.0质量％时，屈服强度达不到370MPa，超过1.6质量％时，挤压性能和韧性恶化。

如上所述，Zn和Mg形成化合物沉淀析出，按照化学计量推定形成MgZn₂组成，但如果相对于这一MgZn₂组成比过剩的Mg超过0.3质量％，在挤压成形后的自然时效过程中就会产生正的效果，随着时间推移，屈服强度值升高，在常温下经过200小时后屈服强度升高5MPa以上。

T5处理后的机械性能的偏差波动，使得难以维持稳定的冲击性。

Zn/Mg比对耐应力腐蚀开裂性产生影响，即使Zn含量在6.0-7.2质量％范围内时，如果Zn/Mg比超过6.7，即使少量的Mg添加量，往往也会容易产生应力腐蚀开裂。

据认为，这是由于过剩的Zn偏析，晶粒边界与晶粒内部的电位差增大所致。

Zn含量为6.0质量％、Mg含量为1.6质量％时，Zn/Mg＝3.75。

优选的是，Zn/Mg比为4.7以上-6.7以下，低于4.7时，Mg大大过剩，过剩的Mg使得母相的晶格发生很大畸变，致使变形阻力升高，挤压性能低下。

Cu：0.1-0.4质量％

添加微量的Cu，可以减小晶粒边界·晶粒内部的电位差，改善耐应力腐蚀开裂性，此外还有助于提高屈服强度。其含量低于0.1质量％时，上述效果较小，超过0.4质量％时，挤压性能和耐腐蚀性恶化。

Mn、Cr和Zr：每一种小于等于0.25质量％且合计0.15-0.25质量％

这些元素与Al结合，形成微小的化合物，抑制了再结晶，可以得到纤维状组织。

Mn、Cr和Zr可以分别单独地作为纤维化元素发生作用，但如果复合添加效果更好，特别是Zr对于淬火敏感性的影响较小，因而比Mn、Cr的含量多一些为好，但这三种元素的每一种必须控制在小于0.25质量％，同时，它们的合计含量低于0.15质量％时，上述效果较小，超过0.25质量％时，淬火敏感性增强，空冷时不能得到足够的强度，此外，化合物的尺寸也会变得粗大，致使韧性恶化。

如上所述，添加0.1-0.4质量％的Cu时，可以减小晶粒边界与晶粒内部的电位差，Mn、Cr和Zr通过抑制表面再结晶深度，提高耐应力腐蚀开裂性，从获得二者的协同效果的角度考虑，11×[Cu含量]+45×[Mn+Cr+Zr的合计含量]的值在8.0以上为宜，优选的是8.5以上。

Fe.0.20质量％以下

Fe是不可避免的杂质，它与Al·Si结合，形成Al-Fe-Si系化合物。该化合物容易成为发生断裂的起点，使得韧性恶化，优选的是0.10质量％以下。

Si：0.10质量％以下

Si是不可避免的杂质，它与Al·Fe结合，形成Al-Fe-Si系化合物。该化合容易成为发生断裂的起点，使得韧性恶化，优选的是0.05质量％以下。

坯料的均匀化处理

进行均匀化处理的目的是，消除坯料内的Mg、Zn、Cu等主要成分的偏析，同时，使得导致韧性恶化的原因之一的铸造时结晶出的Mn、Cr、Zr、Fe、Si系粗大化合物破碎·变得细小。

均匀化处理的温度随着铝合金的成分(合金系)而有所不同，对于7000系Al-Zn-Mg系合金，以往规定适宜的固溶处理温度是450-500℃。

现在发现，虽然这一温度范围对于消除主要成分的偏析是足够的，但是为了使结晶物破碎·变得细小，最好是在更高的温度下进行均匀化处理。

因此，在以往的6000系合金的均匀化处理温度即500-540℃的高温下进行均匀化处理，可以同时提高韧性和屈服强度。

特别优选的是，将Mn、Cr、Zr等容易偏析的元素的总含量控制在小于等于0.25质量％，同时，为了得到挤压加工后的稳定的纤维状组织，提高坯料阶段的均匀化处理温度为高温较好，理想的是超过520℃。

另一方面，将上限温度规定为540℃以下，这是因为，超过540℃时，如果保持规定的时间，有可能发生局部溶解。

另外，均匀化处理温度低于500℃时，铸合金坯料时形成的结晶物不能充分破碎而变得细小，致使韧性降低。

挤压条件

与6000系合金相比，Al-Zn-Mg系高强度铝合金的挤压成形性能较差，因而挤压加工条件也是一个重要的因素。

坯料的加热温度在490-530℃范围为宜，低于490℃时，挤压抗力较大，因而挤压加工无法进行，超过530℃时，屈服强度往往会降低。

挤压金属模具的模头温度在440-500℃范围为宜，低于440℃时，材料的温度低下，挤压无法进行，超过500℃时，模头由于退火而容易破损。

另外，刚刚挤压后的挤压材料温度控制在580℃以下为宜，超过580℃时，挤压材料表面容易发生粘着，导致外观不良。

挤压材料的中空断面形状

铝合金的挤压成形，伴随材料的高强度化，其挤压性能急剧降低，以往的0.2％屈服强度在300MPa以上的高强度铝合金，只能生产实体(实心)断面或者断面形状为口字形等比较简单的中空断面形状的挤压材料。

与此相对，在本发明中，不仅可以生产3根筋的日字形断面形状，还可以生产图6所示的由4根筋的目字形断面形状构成的中空断面挤压材料。

图6(a)所示的断面形状是a尺寸为40mm＜a≤75mm的情况，在这种情况下，工业上可以生产的范围是：b≤120mm，筋的壁厚为，3≤t₁≤8，1≤t₂≤6，1≤t₃₁≤6，1≤t₃₂≤6。

图6(b)所示的断面形状是a尺寸为a≤40mm的情况，在这种情况下，工业上可以生产的范围是：b≤140mm，筋的壁厚为，3≤t₁≤8，1≤t₂≤6，1≤t₃₁≤6，1≤t₃₂≤6。

另外，图6所示的断面只是个示意图，实际上还可以存在从外周筋向外侧竖直设立的筋。

在本发明中，将Zn含量设定为6.0-7.2质量％，Mg含量设定为1.0-1.6质量％，Cu含量设定为0.1-0.4质量％，按照σ落入370-450MPa范围内来设定Mg和Zn含量，从而不仅确保屈服强度，而且可以确保良好的韧性和挤压性能。

另外，将Zn/Mg比限定为6.7或者将11×Cu+45×(Mn+Cr+Zr)限定为8.0以上，可以提高耐应力腐蚀开裂性，将相对于MgZn₂过剩的Mg量限制在0.3质量％以下，可以抑制自然时效。

特别是，通过将纤维化元素Mn、Cr和Zr的总含量控制在0.15-0.25质量％，同时，将7000系合金的铸坯的均匀化处理温度设定为500-540℃的高温，以较少的添加量就可以使挤压材料中出现稳定的纤维状组织并且将淬火敏感性抑制成较低，可以有采用冷却速度为29-80℃/分的比较缓和的空气冷却进行挤压端淬火，即使是中空断面的挤压材料，也可以抑制其形状发生变形。

附图说明

图1表示铝合金的成分。

图2表示坯料的均匀化温度(HOMO)和挤压条件。

图3表示挤压材料的评价结果。

图4表示用于评价的挤压材料的断面形状的例子。

图5(a)～(c)表示韧性的评价方法。

图6(a)、(b)表示使用本发明的铝合金挤压材料的保险杠增强材料断面的例子。

图7表示坯料的均匀化处理温度和组织照片的例子。

图8表示Zn-Mg含量与Zn/Mg比的关系。

图9表示化学成分和自然时效200小时后的屈服强度升高值的测定结果。

图10表示过剩Mg与正的效果的关系。

图11表示SCC和11×Cu+45×(Mn+Cr+Zn)的回归分析结果。

图12表示本发明的挤压材料的断面显微镜照片的例子。

具体实施方式

制备图1的表中所示的各种铝合金的熔液，浇铸成直径204mm的圆柱形坯料，按照图2的表中表示为HOMO保持温度的坯料均匀化温度进行大约12小时的均匀化处理。

均匀化处理后的铸坯冷却速度为100℃/分以上。

然后，使用3000吨油压挤压机，按图4中所示，挤压加工成a＝100mm×b＝50mm、壁厚t＝2mm的断面形状为日字形的挤压材料。

挤压后立即用风扇空冷，空冷后24小时内进行95℃×4小时+150℃×7小时的2次人工时效处理(T5)，对于下面所述的实施例13、比较例13和14，为了进行比较，用风扇空冷后在常温下放置200小时，然后进行2次人工时效(T5)处理，评价所得到的材料的屈服强度。

另外，冷却速度是表示到挤压材料达到100℃以下为止的平均速度。

图1-3的表中所示的实施例，相当于本发明的铝合金挤压材料。

在图1和图2的表中，化学成分表示质量％的值。

(MgZn₂)的值表示相对于Zn含量值形成MgZn₂场合的Mg+Zn的合计含量，由实际合金中的Mg+Zn的值中减去上述形成MgZn₂时的Mg+Zn值，将所得到的值表示为过剩Mg量。

11×Cu+45×(Mn+Cr+Zr)一栏，表示11×[Cu含量]+45×[Mn+Cr+Zr的合计含量]的值。

图3的表中示出使用图1的表中所示的铝合金坯料得到的挤压材料的评价结果。

实施例1-17表示本发明的挤压材料及其制造条件的例子，比较例1-17分别表示下述情况。

比较例1是Mg含量和Zn含量以及Mn、Cr、Zr总含量低于下限值的情况。

比较例2的Mg含量和Zn含量超出上限值，挤压加工无法进行。

比较例3是坯料的均匀化处理温度(HOMO温度)低于下限值的情况。

比较例4是将坯料在超过上限值的560℃下将均匀化处理温度保持12小时，因而坯料上产生泡疤等缺陷的例子，因而未供给挤压加工。

比较例5是挤压端淬火速度低于下限值的情况。

比较例6是Si和Fe的含量超过上限值的情况。

比较例7是Mn、Cr和Zr的总含量低于下限值的情况。

比较例8是采用水淬对挤压材料进行T6处理的情况。

比较例9的坯料温度为480℃，低于490℃，挤压无法进行。

比较例10的挤压加工后的挤压型材的表面温度为585℃，超过了580℃，因而材料表面产生粘结缺陷。

比较例11的坯料温度为540℃，超过了530℃，因而挤压加工后挤压材料的温度高达590℃，产生“挤裂”等外观缺陷。

比较例12的模头温度为410℃，低于440℃，因而挤压加工无法进行。

比较例13的Mg含量是1.80，Zn含量是7.50，超过了7.2，因而过剩Mg达到0.41，超过了0.3，结果，空冷后24小时内的T5后的屈服强度是542MPa，挤压后放置200小时的T5后的屈服强度为552MPa，屈服强度上升了10MPa。

由于空冷后24小时内的T5后的屈服强度为542MPa，高于450MPa，因而韧性低下。

另外，韧性降低，挤压加工性能也恶化。

比较例14的Mg含量是1.81，Zn含量是5.84，在此场合Mg过剩为0.72，由于自然时效(常温×200小时)引起的T5处理后的屈服强度升高为17MPa，空冷后24小时以内的T5处理后的屈服强度较高，因而韧性低下。

另外，韧性降低，挤压性能也恶化。

比较例15的Zn/Mg比为7.12，超过了6.7，因而SCC值略微降低。

比较例16和17的11×Cu+45×(Mn+Cr+Zr)的值低于8.0，SCC比较差，再结晶率也升高。

作为评价的方法，对于机械性能，将0.2％屈服强度(σ0.2)370MPa以上评定为“○”，对于挤压性能，将4m/分以上评定为“○”。

韧性的评价如图5中模式图中所示，将挤压材料试片(试验片材)夹在刚体夹具(宽50mm、长150mm以上)和加压板之间，使中间筋与弯曲方向平行，根据弯曲试验时的载荷F和位移S的值，基于冲击吸收量EA，按照图5(c)中所示的计算公式求出f(E)值。

挤压材料上的裂纹越少、粘性越高，f(E)的值就越高，该值为38以上者评定为“○”。

另外，评价耐应力腐蚀开裂性(SCC)时，将分别施加了相当于屈服强度的应力的试片放入氧化铬36g/L、二铬酸钾30g/L和氯化钠3g/L的50℃水溶液中浸渍，调查到产生裂纹为止的时间，该时间为72小时以上者评定为“○”。

评价再结晶率时，将挤压材料的断面抛光，然后测定再结晶部位的面积比率，该比率为20％以下者评定为“○”。

图12中示出本发明的挤压材料的断面照片的例子。

为了确定对于自然时效的正的效果的抑制，相对于挤压空冷后24小时以内人工时效的该铝合金的屈服强度，评价常温下经过200小时后人工时效的该铝合金的屈服强度的升高值，升高5MPa以下者评定为“○”。

评价过剩Mg时，将0.3以下者表示为“○”，11×Cu+45×(Mn+Cr+Zr)的值为8.0以上者表示为“○”。

由图1-图3的表中所示的结果可以看出，通过将均匀化处理温度规定为500-540℃的高温，经过空冷的挤压端淬火和二次人工时效，可以得到很好的屈服强度、韧性和耐应力腐蚀开裂性。

图7中示出用光学显微镜拍摄的坯料的显微组织照片(上部为放大100倍，下部为放大400倍)，在480℃的HOMO温度下，冷硬层(距表面的厚度为1-2mm)中的偏析物要比中心部位多，在540℃下这些析出物变得十分微小。

下面更具体地进行考查。

比较例8中所示的挤压材料，是挤压后经过固溶处理和水淬的T6处理材料。

如果进行T6处理，屈服强度值高，f(E)值也比较高，但耐应力腐蚀开裂性(SCC)恶化至24小时。

据推测，这是因为，采用淬火速度快的T6处理时，虽然无析出带(PFZ)变窄使屈服强度和韧性比较高，但在PFZ部位产生应力集中，因而SCC值变差。

另外，将实施例1-5进行比较，结果表明，坯料的均匀化处理温度(HOMO温度)高者，f(E)值往往也有升高的倾向。

据推测，这是因为，在再结晶率大体相同的情况下，均匀化处理温度如果较低，铸造时产生的与Si、Fe、Mn、Zr、Cr和Al等的金属间化合物结晶析出物不能充分破断所致。

因此，为了能同时改善屈服强度、韧性和耐应力腐蚀开裂性这些以往具有很强的负的相关关系的性能，对于7000系合金，将坯料的均匀化处理温度设定为以往不曾有过的500-540℃的高温，并且，挤压后采用冷却速度为29-80℃/分的比较缓和的空冷进行挤压端淬火，这些措施十分有效。

由实施例10-17和比较例15可以看出，Zn/Mg比在6.7以下时，SCC良好。

图8中示出Zn含量、Mg含量和Zn/Mg比的关系。

另外，由实施例10-17和比较例16、17可以看出，11×Cu+45×(Mn+Cr+Zr)＝8.0以上时，SCC性能良好，为了验证这一点，图11的曲线图中示出一元回归分析的结果(实施例1-17、比较例1、7、16、17)。

这是因为，通过添加Cu，减小了晶粒边界与晶粒内部的电位差，通过Mn、Cr和Zr成分，抑制了表面再结晶的深度，因而提高了SCC性能。

下面参照图9和图10说明用统计方法验证过剩Mg量与自然时效引起的屈服强度升高的关系。

制备图9中所示n₁-n₄化学成分的铝合金，测定相对于挤压后风扇空冷后24小时以内人工时效场合的、经过自然时效200小时后的人工时效引起的屈服强度升高值，进行一元回归分析，结果示于图10的曲线图中。

由这一结果可以看出，过剩Mg量与屈服强度升高之间存在很强的正相关关系。

由实施例13、比较例13、14、图10的结果可知，过剩Mg量在0.3质量％以下为宜。

对于图6中例示的目字型断面形状的挤压材料也进行了评价，结果，其机械性能、SCC和挤压性能与日字型断面形状相同，而韧性比日字型断面形状还要高。

Claims

1.铝合金挤压材料的制造方法，其特征在于，使用下面所述的铝合金，该铝合金中添加了：Zn 6.0-7.2质量％，Mg 1.0-1.6质量％，Cu 0.1-0.4质量％，Mn 0.01-0.03质量％、Cr 0.01-0.02质量％和Zr 0.11-0.20质量％，并且Mn、Cr和Zr的合计添加量为0.15-0.25质量％，Fe 0.20质量％以下，Si 0.10质量％以下，相对于MgZn₂的化学计量组成过剩的Mg量是0.3质量％以下，而且11×[Cu含量]+45×[Mn+Cr+Zr的合计含量]值是8.0以上，余量基本上是铝；将该铝合金浇铸成坯料，在500-540℃的温度范围内对铸造的坯料进行均匀化处理，进行挤压加工，然后以29-80℃/分的空冷速度进行挤压端淬火，在常温下经过200小时后屈服强度的升高值控制在5MPa以下。