提高鋁合金固溶態(tài)預(yù)拉伸板抗疲勞性能的熱處理工藝的制作方法
【專利摘要】本發(fā)明公開(kāi)了一種提高鋁合金固溶態(tài)預(yù)拉伸板抗疲勞性能的熱處理方法，即將該鋁合金板材進(jìn)行固溶處理，并水淬，經(jīng)過(guò)2-10%預(yù)拉伸變形，然后進(jìn)行人工欠時(shí)效或自然時(shí)效處理。本發(fā)明通過(guò)控制Al-Cu-Mg合金固溶態(tài)預(yù)拉伸板材的時(shí)效進(jìn)程，形成能夠被位錯(cuò)切割的原子團(tuán)簇和G.P區(qū)強(qiáng)化粒子，而非常規(guī)時(shí)效形成的只能被位錯(cuò)繞過(guò)的S’過(guò)渡強(qiáng)化相。這些能夠被位錯(cuò)切割的強(qiáng)化粒子不會(huì)妨礙疲勞過(guò)程中裂紋尖端區(qū)域的位錯(cuò)往復(fù)滑移，降低了預(yù)拉伸板材在疲勞過(guò)程中的損傷積累，提高預(yù)拉伸板材的疲勞裂紋擴(kuò)展抗力。同時(shí)人工欠時(shí)效還有效降低板材中的位錯(cuò)密度，提高Al-Cu-Mg合金預(yù)拉伸板材的塑性和抗疲勞性能。適于工業(yè)化生產(chǎn)。
【專利說(shuō)明】提高鋁合金固溶態(tài)預(yù)拉伸板抗疲勞性能的熱處理工藝
【技術(shù)領(lǐng)域】:
[0001]本發(fā)明涉及一種提高鋁合金固溶態(tài)預(yù)拉伸板抗疲勞性能的熱處理工藝，特別是指一種提高Al-Cu-Mg合金固溶態(tài)預(yù)拉伸板抗疲勞性能的熱處理工藝。屬于金屬材料熱處理【技術(shù)領(lǐng)域】。
【背景技術(shù)】
[0002]Al-Cu-Mg系合金由于具有中等強(qiáng)度，良好的韌性，是航空航天中廣泛應(yīng)用的鋁合金。該合金板材固溶淬火后一般采用預(yù)拉伸變形來(lái)消除加工過(guò)程中產(chǎn)生的殘余應(yīng)力；然后，進(jìn)行峰值時(shí)效，合金以峰值時(shí)效狀態(tài)應(yīng)用于實(shí)際工程中。固溶淬火后預(yù)拉伸變形，可以在合金基體中引入高密度位錯(cuò)組織、提高合金板材的強(qiáng)度。然而，通常施加預(yù)拉伸變形和峰值時(shí)效后，合金板材在強(qiáng)度提高的同時(shí)，其塑性和抗疲勞性能卻大幅度下降。而抗疲勞性能是航空鋁合金的重要性能參量，是必須解決的問(wèn)題。
[0003]研究表明，合金在固溶淬火后進(jìn)行預(yù)拉伸變形，可以消除Al-Cu-Mg合金板材的殘余應(yīng)力，但預(yù)拉伸變形同時(shí)也引入了高密度位錯(cuò)組織并產(chǎn)生應(yīng)變硬化效應(yīng)。應(yīng)變硬化效應(yīng)的出現(xiàn)，提高了合金強(qiáng)度，但降低了合金的塑性和抗疲勞性能。與此同時(shí)，高密度的位錯(cuò)在隨后的峰值時(shí)效過(guò)程中，成為析出相的形核位置，促進(jìn)非均勻形核、提高了形核率。促進(jìn)析出相的析出無(wú)疑將提高合金強(qiáng)度，但這也必然會(huì)降低合金塑性及抗疲勞性能。研究表明，預(yù)拉伸變形引入的高密度位錯(cuò)及彌散的析出相組織，與疲勞裂紋尖端塑性變形區(qū)內(nèi)的滑移位錯(cuò)發(fā)生強(qiáng)烈的交互作用，阻礙了疲勞裂紋前端塑性變形區(qū)內(nèi)的位錯(cuò)往復(fù)滑移運(yùn)動(dòng)；眾所周知，析出相阻礙交變應(yīng)力作用下的位錯(cuò)往復(fù)滑移的原因是其不能被位錯(cuò)切割，位錯(cuò)只能繞過(guò)而留下位錯(cuò)環(huán)，增加了對(duì)后續(xù)位錯(cuò)滑移的阻力，加速了合金在交變應(yīng)力作用下的疲勞損傷累積，而降低了合金的疲勞裂紋擴(kuò)展抗力。那么，在保證鋁合金預(yù)拉伸板強(qiáng)度的前提下，如何提高其抗疲勞性能？
`[0004]分析表明，預(yù)拉伸變形后進(jìn)行峰值時(shí)效獲得的微觀組織是S’過(guò)渡強(qiáng)化相，它屬于不能被位錯(cuò)切割的強(qiáng)化相，因此，預(yù)拉伸變形后進(jìn)行峰值時(shí)效的Al-Cu-Mg系合金，雖然強(qiáng)度較高，但疲勞裂紋擴(kuò)展抗力較低。如何提高Al-Cu-Mg系合金預(yù)拉伸板材塑性和抗疲勞性能，成為業(yè)內(nèi)長(zhǎng)期以來(lái)希望解決而未能解決的難題。

【發(fā)明內(nèi)容】

[0005]本發(fā)明的目的在于針對(duì)預(yù)拉伸工藝消除Al-Cu-Mg合金板材的殘余應(yīng)力、提高強(qiáng)度，但降低塑性和疲勞裂紋擴(kuò)展抗力的技術(shù)不足，提供一種提高鋁合金固溶態(tài)預(yù)拉伸板抗疲勞性能的熱處理工藝。本發(fā)明通過(guò)控制預(yù)拉伸板材時(shí)效析出進(jìn)程，獲得可以被位錯(cuò)切割的原子團(tuán)簇和G.P.區(qū)強(qiáng)化粒子，在保持較高強(qiáng)度的前提下，減小預(yù)拉伸板材疲勞裂紋尖端位錯(cuò)往復(fù)滑移的阻力和疲勞損傷積累，提高預(yù)拉伸板材塑性和疲勞裂紋擴(kuò)展抗力。
[0006]本發(fā)明提高鋁合金固溶態(tài)預(yù)拉伸板抗疲勞性能的熱處理工藝，是采用下述方案實(shí)現(xiàn)的:[0007]將固溶處理并水淬后經(jīng)過(guò)預(yù)拉伸變形的鋁合金板材進(jìn)行人工欠時(shí)效或自然時(shí)效。
[0008]本發(fā)明提高鋁合金固溶態(tài)預(yù)拉伸板抗疲勞性能的熱處理工藝，所述人工欠時(shí)效工藝參數(shù)為:加熱溫度120-168°C，保溫時(shí)間30-240分鐘。
[0009]本發(fā)明提高鋁合金固溶態(tài)預(yù)拉伸板抗疲勞性能的熱處理工藝，所述自然時(shí)效工藝參數(shù)為:室溫下放置至少96小時(shí)。
[0010]本發(fā)明提高鋁合金固溶態(tài)預(yù)拉伸板抗疲勞性能的熱處理工藝，鋁合金板材包括下述組分，按重量百分比組成:Cu 3.35-3.85%, Mg 1.40-1.80%, Mn 0.40-0.70%, Zr0.08-0.16%, Ti0.03-0.07%, Be0.0003-0.0008%, Fe ( 0.15%, Si ( 0.05% 余量為鋁。
[0011]本發(fā)明提高鋁合金固溶態(tài)預(yù)拉伸板抗疲勞性能的熱處理工藝，固溶處理工藝為:485-5050C /0.5-2 小時(shí)。
[0012]本發(fā)明提高鋁合金固溶態(tài)預(yù)拉伸板抗疲勞性能的熱處理工藝，預(yù)拉伸變形工藝為:固溶后室溫拉伸變形2-10%。
[0013]本發(fā)明機(jī)理簡(jiǎn)述于下:
[0014]研究表明，低Cu/Mg比的Al-Cu-Mg合金的時(shí)效析出序列為:SSS —原子團(tuán)簇-G.P.區(qū)一S’一 S。其中原子團(tuán)簇和G.P.區(qū)粒子是完全可以被位錯(cuò)切割的強(qiáng)化粒子。這些粒子在強(qiáng)化合金基體的同時(shí)，可以被疲勞裂紋尖端塑性變形區(qū)內(nèi)的滑移位錯(cuò)切割，裂紋尖端塑性變形區(qū)內(nèi)的位錯(cuò)往復(fù)滑移沒(méi)有受到阻礙，降低了合金的疲勞損傷累積，從而提高合金的抗疲勞性能。因此，在合金預(yù)拉伸變形后，通過(guò)控制時(shí)效進(jìn)程，形成可以被位錯(cuò)切割的原子團(tuán)簇和G.P.區(qū)等強(qiáng)化粒子，是提高Al-Cu-Mg合金預(yù)拉伸板材塑性和抗疲勞性能的關(guān)鍵。這對(duì)于提高現(xiàn)有Al-Cu-Mg合金預(yù)拉伸板材的塑性及抗疲勞性能，拓展其應(yīng)用領(lǐng)域具有重要的意義。
[0015]本發(fā)明通過(guò)控制Al-Cu-Mg合金預(yù)拉伸板材的時(shí)效進(jìn)程，獲得了完全能夠被位錯(cuò)切割的強(qiáng)化粒子。同時(shí)，在控制時(shí)效的進(jìn)程中，由于受到外界熱激活的作用，預(yù)拉伸變形引入的部分位錯(cuò)，會(huì)發(fā)生正負(fù)號(hào)位錯(cuò)抵消的運(yùn)動(dòng)，也會(huì)通過(guò)滑移和攀移至晶界消失，也有一部分位錯(cuò)會(huì)因?yàn)榇罅咳苜|(zhì)原子的偏聚和向G.P.區(qū)演變引起大量的原子遷移和擴(kuò)散，而失去位錯(cuò)的特性。這些因素的結(jié)合，導(dǎo)致了合金中實(shí)際的位錯(cuò)密度降低，進(jìn)而降低對(duì)往復(fù)滑移位錯(cuò)的阻礙作用及合金的疲勞損傷累積，提高了合金預(yù)拉伸板材的抗疲勞性能。
[0016]本發(fā)明的優(yōu)點(diǎn)和積極效果:
[0017]本發(fā)明針對(duì)Al-Cu-Mg合金預(yù)拉伸板材時(shí)效后的強(qiáng)度高、塑性和抗疲勞性能差的問(wèn)題，通過(guò)控制預(yù)拉伸板材時(shí)效析出進(jìn)程，獲得可以被位錯(cuò)切割的原子團(tuán)簇和G.P.區(qū)強(qiáng)化粒子，在保持較高強(qiáng)度的前提下，減小預(yù)拉伸板材疲勞裂紋尖端位錯(cuò)往復(fù)滑移的阻力和疲勞損傷積累，提高預(yù)拉伸板材塑性和疲勞裂紋擴(kuò)展抗力。相對(duì)傳統(tǒng)時(shí)效工藝，本發(fā)明可以使Al-Cu-Mg合金預(yù)拉伸板材的塑性和疲勞裂紋擴(kuò)展抗力有大幅度的提高。
[0018]本發(fā)明將鋁合金預(yù)拉伸板材的時(shí)效溫度和時(shí)間控制在剛好使原子團(tuán)簇的生長(zhǎng)保持在G.P區(qū)范圍內(nèi)，獲得了能夠被位錯(cuò)切割、而不影響疲勞過(guò)程中裂紋尖端塑性區(qū)內(nèi)的位錯(cuò)往復(fù)滑移的強(qiáng)化微結(jié)構(gòu)組織，這種不影響位錯(cuò)往復(fù)滑移的微結(jié)構(gòu)組織在疲勞過(guò)程中能夠承受交變應(yīng)力驅(qū)動(dòng)位錯(cuò)的往復(fù)切割作用，降低疲勞過(guò)程中交變應(yīng)力對(duì)預(yù)拉伸板材產(chǎn)生的疲勞損傷積累。
[0019]材料熱力學(xué)理論表明，在預(yù)拉伸板材時(shí)效過(guò)程中，由預(yù)拉伸變形引入的大量位錯(cuò)成為原子團(tuán)簇偏聚的地方，合金預(yù)拉伸板在時(shí)效過(guò)程中形成的原子團(tuán)簇和G.P.區(qū)都傾向于偏聚在這些位錯(cuò)處。由于原子團(tuán)簇和G.P.區(qū)的形成是由于大量的原子遷移和擴(kuò)散所產(chǎn)生的，大量原子向位錯(cuò)處的遷移和擴(kuò)散必然會(huì)使得一部分位錯(cuò)失去原有的位錯(cuò)特性。同時(shí)，時(shí)效過(guò)程中的熱激活作用，也會(huì)使得合金預(yù)拉伸板中的位錯(cuò)發(fā)生正負(fù)號(hào)位錯(cuò)抵消及消失在晶界中的滑移、攀移運(yùn)動(dòng)。這不僅減少了合金預(yù)拉伸板材中的位錯(cuò)密度，也減少了預(yù)拉伸板材中位錯(cuò)組織在疲勞過(guò)程中與滑移位錯(cuò)的交互作用，以及由此造成的對(duì)預(yù)拉伸板材的疲勞損傷積累。
[0020]綜上所述，本發(fā)明通過(guò)研究合金預(yù)拉伸板材的時(shí)效制度，獲得的時(shí)效工藝可以在Al-Cu-Mg合金預(yù)拉伸板材中形成能夠被位錯(cuò)切割的原子團(tuán)簇和G.P.區(qū)，以及降低板材中的位錯(cuò)密度，減少板材在疲勞過(guò)程中的損傷積累、提高Al-Cu-Mg合金預(yù)拉伸板材的塑性和抗疲勞性能。適于工業(yè)化生產(chǎn)。
【專利附圖】

【附圖說(shuō)明】
[0021]附圖1是實(shí)施例2的Al-Cu-Mg合金的自然時(shí)效態(tài)TEM組織。
[0022]附圖2是實(shí)施例9的Al-Cu-Mg合金的168°C /0.5h人工時(shí)效態(tài)TEM組織。
[0023]附圖3是實(shí)施例10的Al-Cu-Mg合金的150°C /Ih人工時(shí)效態(tài)TEM組織。
[0024]附圖4是對(duì)比例I的Al-Cu-Mg合金的160°C /120h峰值時(shí)效態(tài)TEM組織。
[0025]附圖5是實(shí)施例2的Al-Cu-Mg合金預(yù)拉伸板材在自然時(shí)效態(tài)的疲勞裂紋擴(kuò)展速率曲線。
[0026]附圖6是實(shí)施例9的Al-Cu-Mg合金預(yù)拉伸板材在168°C /0.5h時(shí)效態(tài)的疲勞裂紋擴(kuò)展速率曲線。
[0027]附圖7是實(shí)施例10的Al-Cu-M`g合金預(yù)拉伸板材在150°C /Ih時(shí)效態(tài)的疲勞裂紋擴(kuò)展速率曲線。
[0028]附圖8是對(duì)比例I的Al-Cu-Mg合金預(yù)拉伸板材在160°C /120h峰值時(shí)效態(tài)的疲勞裂紋擴(kuò)展速率曲線。
[0029]比較圖1、2、3和4可以知道，經(jīng)過(guò)自然時(shí)效和短時(shí)人工時(shí)效處理后，Al-Cu-Mg合金內(nèi)是Cu、Mg原子偏聚形成的原子團(tuán)簇和G.P區(qū)，而峰值時(shí)效態(tài)處理后的組織是S’過(guò)渡強(qiáng)化相。
[0030]比較圖5、6、7、8可以知道，Al-Cu-Mg預(yù)拉伸板材經(jīng)過(guò)短時(shí)欠人工時(shí)效或自然時(shí)效
后，疲勞裂紋擴(kuò)展速率明顯降低。
【具體實(shí)施方式】
[0031]實(shí)施例1
[0032]合金成分為:3.35%Cu, 1.40%Mg, 0.70%Mn, 0.15%Zr, 0.03Ti，0.0003%Be，
0.13%Fe, 0.04%Si,余量為鋁。將其進(jìn)行如下熱處理工藝:
[0033]在505 °C固溶處理40分鐘，經(jīng)過(guò)2%預(yù)拉伸變形，然后在室溫下自然時(shí)效96小時(shí)，板材的力學(xué)性能為:抗拉強(qiáng)度為427MPa，屈服強(qiáng)度為294MPa，延伸率為17.8%;在Δ K=25MPa*m1/2 時(shí)，da/dN=2.0F-Q3mm/cycle?
[0034]實(shí)施例2[0035]合金成分為:3.53%Cu, 1.60%Mg, 0.48%Mn, 0.10%Zr, 0.05Ti，0.0006%Be，
0.13%Fe, 0.04%Si,余量為鋁。將其進(jìn)行如下熱處理工藝:
[0036]在500°C進(jìn)行固溶處理I小時(shí)并水淬，再經(jīng)過(guò)5%預(yù)拉伸變形，然后在室溫下自然時(shí)效96小時(shí)。經(jīng)過(guò)該處理后的室溫下的力學(xué)性能:抗拉強(qiáng)度為424MPa，屈服強(qiáng)度為322.2MPa，延伸率為 16.8% ?’在Δ K=25MPa*m1/2 時(shí)，da/dN=2.53E-03mm/cycle
[0037]實(shí)施例3
[0038]合金成分為:3.85%Cu, 1.47%Mg, 0.40%Mn, 0.08%Zr, 0.07Ti，0.0008%Be，
0.15%Fe, 0.05%Si,余量為鋁。將其進(jìn)行如下熱處理工藝:
[0039]在485°C進(jìn)行固溶處理2小時(shí)并水淬，再經(jīng)過(guò)10%預(yù)拉伸變形，然后在室溫下自然時(shí)效96小時(shí)。經(jīng)過(guò)該處理后的室溫下的力學(xué)性能:抗拉強(qiáng)度為439.6MPa，屈服強(qiáng)度為355.9MPa，延伸率為 19.0% ?’在Δ K=30MPa*m1/2 時(shí)，da/dN=4.83.E-03mm/cycle
[0040]實(shí)施例4
[0041]合金成分為:3.71%Cu, 1.58%Mg, 0.47%Mn, 0.l%Zr, 0.06Ti，0.0004%Be，
0.12%Fe, 0.05%Si,余量為鋁。將其進(jìn)行如下熱處理:
[0042]在505°C進(jìn)行固溶處理I小時(shí)并水淬，再經(jīng)過(guò)10%預(yù)拉伸變形，然后在室溫下自然時(shí)效7天。經(jīng)過(guò)該處理后的室溫下的力學(xué)性能:抗拉強(qiáng)度為426.6MPa，屈服強(qiáng)度為345.9MPa，延伸率為 14.8% ?’在Δ K=30MPaW/2 時(shí)，da/dN=4.46E-03mm/cycle
[0043]實(shí)施例5
[0044]合金成分為:3.35%Cu, 1.45%Mg, 0.40%Mn, 0.12%Zr, 0.06Ti,0.0007%Be,
0.13%Fe, 0.04%Si,余量為鋁。將其進(jìn)行如下熱處理工藝:
[0045]在485°C進(jìn)行固溶處理I小時(shí)，再經(jīng)過(guò)5%預(yù)拉伸變形，然后在室溫下自然時(shí)效96小時(shí)。經(jīng)過(guò)該處理后的室溫下的力學(xué)性能:抗拉強(qiáng)度為446.0MPa，屈服強(qiáng)度為315MPa，延伸率為 19.4% ?’在Δ K=25MPa*m1/2 時(shí)，da/dN=l.0E-03mm/cycle。
[0046]實(shí)施例6
[0047]合金成分為:3.73%Cu, 1.65%Mg, 0.58%Mn, 0.09%Zr, 0.05Ti，0.0004%Be，
0.13%Fe, 0.04%Si,余量為鋁。將其進(jìn)行如下熱處理工藝:
[0048]在495°C進(jìn)行固溶處理0.5小時(shí)，再經(jīng)過(guò)5%預(yù)拉伸變形，然后在室溫下自然時(shí)效96小時(shí)。經(jīng)過(guò)該處理后的室溫下的力學(xué)性能:抗拉強(qiáng)度為431.0MPa,屈服強(qiáng)度為343.8MPa，延伸率為 18.9% ；，在Λ K=30MPa*m1/2 時(shí)，da/dN=3.56E-03mm/cycle。
[0049]實(shí)施例7
[0050]合金成分為:3.40%Cu, 1.47%Mg, 0.41%Mn, 0.13%Zr, 0.05Ti，0.0006%Be，
0.12%Fe, 0.03%Si,余量為鋁。將其進(jìn)行如下熱處理工藝:
[0051]在495°C進(jìn)行固溶處理I小時(shí)，再經(jīng)過(guò)10%預(yù)拉伸變形，然后在室溫下自然時(shí)效96小時(shí)。經(jīng)過(guò)該處理后的室溫下的力學(xué)性能:抗拉強(qiáng)度為456.7MPa，屈服強(qiáng)度為356.6MPa，延伸率為 19.8% ?’在Δ K=30MPa*m1/2 時(shí)，da/dN=3.79E-03mm/cycle。
[0052]實(shí)施例8
[0053]合金成分為:3.71%Cu, 1.58%Mg, 0.42%Mn, 0.10%Zr, 0.03Ti，0.0006%Be,
0.12%Fe, 0.05%Si,余量為鋁。將其進(jìn)行如下熱處理: [0054]在495°C進(jìn)行固溶處理I小時(shí)，再經(jīng)過(guò)10%預(yù)拉伸變形，然后在室溫下自然時(shí)效96小時(shí)。經(jīng)過(guò)該處理后的室溫下的力學(xué)性能:抗拉強(qiáng)度為438.3MPa，屈服強(qiáng)度為385.8MPa，延伸率為 19.9% ;在厶 K=30MPa*m1/2 時(shí)，da/dN=2.77E-03mm/cycle。
[0055]實(shí)施例9
[0056]合金成分為:3.50%Cu, 1.50%Mg, 0.52%Mn, 0.l%Zr, 0.07Ti，0.0008%Be，
0.13%Fe, 0.04%Si,余量為鋁。將其進(jìn)行如下熱處理工藝:
[0057]在505°C進(jìn)行固溶處理0.5小時(shí)，再經(jīng)過(guò)5%預(yù)拉伸變形，然后在168°C時(shí)效0.5小時(shí)。經(jīng)過(guò)該處理后的室溫下的力學(xué)性能:抗拉強(qiáng)度為447.0MPa，屈服強(qiáng)度為362.0MPa，延伸率為 20.7% ?’在Δ K=30MPa*m1/2 時(shí)，da/dN=2.0E-03mm/cycle。
[0058]實(shí)施例10
[0059]合金成分為:3.60%Cu, 1.80%Mg, 0.45%Mn, 0.ll%Zr, 0.04Ti,0.0006%Be,
0.13%Fe, 0.04%Si,余量為鋁。將其進(jìn)行如下熱處理工藝:
[0060]在485°C進(jìn)行固溶處理1.5小時(shí)，再經(jīng)過(guò)5%預(yù)拉伸變形，然后在150°C時(shí)效I小時(shí)。經(jīng)過(guò)該處理后的室溫下的力學(xué)性能:抗拉強(qiáng)度為445MPa，屈服強(qiáng)度為367MPa，延伸率為 19.7% ?’在Δ K=30MPa*m1/2 時(shí)，da/dN=2.5E-03mm/cycle。
[0061]實(shí)施例11
[0062]合金成分為:3.55%Cu, 1.45%Mg, 0.5%Mn, 0.12%Zr, 0.06Ti，0.0007%Be，
0.13%Fe, 0.04%Si,余量為鋁。將其進(jìn)行如下熱處理工藝:`[0063]在495°C進(jìn)行固溶處理I小時(shí)，再經(jīng)過(guò)5%預(yù)拉伸變形，然后在120°C時(shí)效4小時(shí)。經(jīng)過(guò)該處理后的室溫下的力學(xué)性能:抗拉強(qiáng)度為435MPa，屈服強(qiáng)度為337MPa，延伸率為23.7% ?’在Δ K=30MPa*m1/2 時(shí)，da/dN=2.25E-03mm/cycle。
[0064]對(duì)比例I
[0065]合金成分為:3.85%Cu, 1.75%Mg, 0.5%Mn, 0.12%Zr, 0.06Ti,0.13%Fe, 0.14%Si,余量為鋁。將其進(jìn)行如下熱處理工藝:
[0066]在495°C進(jìn)行固溶處理I小時(shí)，再經(jīng)過(guò)5%預(yù)拉伸變形，然后在160°C時(shí)效120小時(shí)。經(jīng)過(guò)該處理后的室溫下的力學(xué)性能:抗拉強(qiáng)度為495MPa，屈服強(qiáng)度為437MPa，延伸率為 9.0% ?’在Δ K=28MPa*m1/2 時(shí)，da/dN > 5.0E-03mm/cycle。
[0067]表1本發(fā)明合金的力學(xué)性能對(duì)比
[0068]
【權(quán)利要求】
1.提高鋁合金固溶態(tài)預(yù)拉伸板抗疲勞性能的熱處理工藝，是將固溶處理并水淬后經(jīng)過(guò)預(yù)拉伸變形的鋁合金板材進(jìn)行人工時(shí)效或自然時(shí)效。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的提高鋁合金固溶態(tài)預(yù)拉伸板抗疲勞性能的熱處理工藝，其特征在于:所述人工時(shí)效工藝參數(shù)為:加熱溫度120-168°C，保溫時(shí)間30-240分鐘。
3.根據(jù)權(quán)利要求1所述的提高鋁合金固溶態(tài)預(yù)拉伸板抗疲勞性能的熱處理工藝，其特征在于:所述自然時(shí)效工藝參數(shù)為:室溫下放置至少96小時(shí)。
4.根據(jù)權(quán)利要求2或3所述的提高鋁合金固溶態(tài)預(yù)拉伸板抗疲勞性能的熱處理工藝，其特征在于:鋁合金板材包括下述組分，按重量百分比組成=Cu 3.35-3.85%, Mg1.40-1.80%, Mn 0.40-0.70%, Zr 0.08-0.16%, Ti0.03-0.07%, Be0.0003-0.0008%,Fe ≤0.15%, Si ≤ 0.05% 余量為鋁。
5.根據(jù)權(quán)利要求4所述的提高鋁合金固溶態(tài)預(yù)拉伸板抗疲勞性能的熱處理工藝，其特征在于:固溶處理工藝為:485-505°C /0.5-2小時(shí)。
6.根據(jù)權(quán)利要求4所述的提高鋁合金固溶態(tài)預(yù)拉伸板抗疲勞性能的熱處理工藝，其特征在于:預(yù)拉伸變形工藝為:固溶后室溫拉伸變形2-10%。
【文檔編號(hào)】C22F1/057GK103498119SQ201310474443
【公開(kāi)日】2014年1月8日 申請(qǐng)日期:2013年10月12日 優(yōu)先權(quán)日:2013年10月12日
【發(fā)明者】劉志義, 應(yīng)普友, 李福東, 汪嘯虎, 夏琳燕 申請(qǐng)人:中南大學(xué)