一种制备高综合性能铝合金的热机械处理工艺的制作方法

本发明涉及一种制备高综合性能铝合金的热机械处理工艺，属于有色金属热处理工艺技术领域。

技术背景

目前，针对合金疲劳性能及抗疲劳裂纹扩展速率的提高进行的研究主要有，通过添加微量合金元素，如：ag、zr、yb等提高合金性能，例如专利cn104164599a通过向低cu/mg比的al-cu-mg合金添加微量的yb，促进s’相的析出同时配合预变形从而提高合金的抗疲劳性能。热处理对疲劳性能的影响也进行了许多研究，如专利cn105483579a通过固溶前冷轧退火，固溶后自然时效，控制晶粒大小和长宽比，从而改善合金抗疲劳损伤性能。一方面，微合金化对合金性能的影响的研究周期长，成本高，且不利于合金的回收利用，另一方面，热处理对合金疲劳性能的影响较为复杂，例如al-cu-mg合金常用的t3状态其疲劳性能相对较好，自然时效处理一般要进行15天以上的时效处理，周期长且相比于人工时效牺牲了一定强度，因此，一种工艺简单，周期短可连续生产且资源节约的热机械处理工艺还有待被开发。

目前使al-zn-mg合金获得更优的综合性能是国内外研究学者的重点。通常合金的性能与其微观结构密切相关，因此可以通过以下两种方法来改善al-zn-mg合金的综合性能：一是优化主元素含量或添加可提高合金抗应力腐蚀的微量元素。尽管该途径是提高铝合金性能的重要途径，但高成本与铸造困难限制了其在工业生产中的应用，而且该方法不利于原料循环回收。二是通过热处理工艺来调控基体和晶界析出物的成分、尺寸和分布从而提高。t6状态的al-zn-mg合金具有较高的强度，但其抗scc性能较弱。常规过时效制度(如t74、t76)可以大大提高合金抗scc性能，但是其强度与t6状态相比降低了10％到15％。专利us3856584中提出了一种三级时效处理机制，可使合金在强度不降低的情况下，显著提高其抗scc性能。但是该机制中的高温回归时间很短，导致其不适用于大规模工业生产。因此，一种工艺简单，周期短可连续生产且资源节约的热机械处理工艺还有待被开发。

技术实现要素：

本发明目的在于克服现有技术不足而提供一种简单可靠、有效提高铝合金性能的热机械处理工艺。

本发明一种制备高综合性能铝合金的热机械处理工艺，包括下述两种方案：

方案一：处理对象为al-cu-mg合金

方案一包括以下步骤：

步骤一：固溶热轧连续处理

将al-cu-mg合金加热到固溶温度保温一段时间后，随炉冷却或空冷至轧制温度进行热轧，热轧后立即淬火，热轧后进行淬火的转移时间不超过5s；

步骤二：时效温轧连续处理

将步骤一所得铝合金进行低温预时效保温一段时间后随即升温至一定温度短时保温后，立即进行温轧；

步骤三：时效处理

将步骤二所得铝合金进行人工时效；

方案二：处理对象为al-zn-mg合金；

方案二包括以下步骤：

步骤a：固溶热轧连续处理

将al-zn-mg铝合金加热到固溶温度保温一段时间后，直接进行热轧，热轧后立即淬火，转移时间不超过10s；

步骤b：时效温轧处理

将步骤一所得铝合金进行预时效保温一段时间后再升温至一定温度短时保温后，立即进行温轧；

步骤c：时效处理

将步骤二所得铝合金进行人工时效处理。

本发明一种制备高综合性能铝合金的热机械处理工艺，方案一中，固溶温度为485℃～500℃，固溶时间为1h～2h；

方案二中，固溶温度为470℃～480℃，固溶时间为1h～2h；

本发明一种制备高综合性能铝合金的热机械处理工艺，方案一中，固溶保温后随炉冷却或空冷至450℃～465℃开始轧制，保证终轧温度高于440℃；

方案二中，热轧时，确保轧制温度大于等于450℃。

本发明一种制备高综合性能铝合金的热机械处理工艺，方案一、方案二中，所述轧制均为异步轧制，异速比为1.1～1.5，变形量为20％～40％。

本发明一种制备高综合性能铝合金的热机械处理工艺，方案一、方案二中，所述淬火均为水淬。

本发明一种制备高综合性能铝合金的热机械处理工艺，方案一中，低温预时效的温度为80℃～100℃，保温时间为2h～6h，随后升温至250℃～320℃保温10min到30min；

方案二中，预时效的温度为80℃～100℃，保温时间为2h～6h，随后升温至200℃～280℃保温10min到30min。

本发明一种制备高综合性能铝合金的热机械处理工艺，方案一中，进行温轧后空冷；所述温轧的开始轧制温度为250℃～320℃、终轧温度大于等于250℃；温轧的道次变形量为10％、总变形量为30％～70％；

方案二中，进行温轧后空冷；所述温轧的开始轧制温度为200℃～280℃、终轧温度为大于等于180℃；温轧的道次变形量为10％、总变形量为10％～50％。

本发明一种制备高综合性能铝合金的热机械处理工艺，方案一的步骤三中，时效处理的温度为80℃～100℃，保温时间为4h～6h；

方案二的步骤c中，时效处理的温度为80℃～100℃，保温时间为4h～6h。

本发明一种制备高综合性能铝合金的热机械处理工艺，所述al-cu-mg合金按质量百分比计，包括下述组分：

cu3.0％～5.0％；

mg1.0％～2.0％；

mn0.3％～0.9％；

余量为al和不可避免杂质；

作为优选方案，所述al-cu-mg合金按质量百分比计，包括下述组分：

cu3.8％～4.5％；

mg1.2％～1.6％；

mn0.5～0.7％；

余量为al和不可避免杂质。

所述al-zn-mg合金按质量百分比计，包括下述组分，

zn5.0％～9.0％；

mg1.5％～3.0％；

cu1.2％～3.0％；

余量为al和不可避免杂质。

作为优选方案，所述al-zn-mg合金按质量百分比计，包括下述组分：

zn5.5％～6.7％；

mg1.9％～2.6％；

cu2.0％～2.6％。

本发明一种制备高综合性能铝合金的热机械处理工艺，所得al-cu-mg合金的屈服强度为425～490mpa、抗拉强度为510～530mpa、延伸率为15～18％、当δk为12mpa·m^1/2时，疲劳裂纹扩展速率为9.72×10^-5mm/cycle～1.2×10^-4mm/cycle、当δk为20mpa·m^1/2时，疲劳裂纹扩展速率为6.8×10^-4mm/cycle～8.12×10^-4mm/cycle。(疲劳裂纹扩展实验在室温23℃、大气环境下，实验加载波形为正弦波，频率为10hz，应力比为0.1的条件下进行。)

所得al-zn-mg合金的屈服强度为584～617mpa、抗拉强度为625～647mpa、延伸率为13～16％、应力腐蚀指数issrt为0.20～0.32。其中issrt＝1-[rm(3.5％nacl)×(1+a(3.5％nacl))]/[rm(空气)×(1+a(空气))]，其中rm(3.5％nacl)和rm(空气)分别为样品在质量分数为3.5％的nacl溶液中和干燥空气中的拉伸强度。a(3.5％nacl)和a(空气)分别是样品在质量分数为3.5％的nacl溶液中和干燥空气中断裂伸长率。应力腐蚀敏感性随issrt从0到1逐渐增加；

作为更进一步的优选方案，所述al-cu-mg合金为冷轧板。所处理的al-zn-mg合金也优选为冷轧板。

作为更进一步的优选方案，所述al-zn-mg合金按质量百分比计，包括下述组分：zn5.8％～6.6％，mg2.2％～2.6％，cu2.1％～2.5％，fe0.1％～0.2％，si0.11％～0.15％，zr0.8％～0.12％,mn0.6％～1.2％,余量为al。

本发明中，当原料为al-cu-mg合金时，首先将铝合金加热到485℃～500℃，保温1h～2h后随炉冷却或空冷至450℃～465℃开始轧制，将轧制后的铝合金迅速转移至淬火介质进行淬火处理。本发明将固溶淬火和热轧结合为固溶热轧连续处理，特别地，热轧变形方式为非对称轧制，使固溶热轧后的合金保持过饱和状态，抑制了溶质原子的析出，避免了二次固溶，同时异步轧制引入扭转晶界，提高了疲劳裂纹扩展抗力，为后续处理做组织准备。

本发明中，当原料为al-cu-mg合金时，固溶热轧连续处理后，将铝合金加热到80℃～100℃，保温时间为2h～6h，随后升温至250℃～320℃保温10min到30min后出炉温轧。本发明预时效采用低温时效，使合金预析出纳米原子团簇，“钉轧”位错，使位错滑移困难，不同于冷轧变形，本发明将时效和温轧有机结合，巧妙的将温轧紧接时效连续处理，温轧制温度设置在室温以上再结晶温度以下(优选为300℃)，使得合金发生部分动态回复，晶粒长大，晶粒长宽比减小，同时大角度晶界比例增加，有利于提高疲劳裂纹扩展抗力。

本发明中，当原料为al-cu-mg合金时，温轧后进行适当温度的低温人工时效，使析出纳米原子团簇，控制s相的析出，从而提高合金疲劳性能。

当原料为al-cu-mg合金时，本发明与现有技术相比，具有以下优点：

1.本发明将时效与温轧有机结合，达到提高疲劳性能的同时保持良好的强塑性配合。将预时效设置在较低的合适温度范围，使合金预析出纳米原子团簇，由于位错滑移至晶界会使晶界处应力集中，易产生裂纹，而预析出的纳米原子团簇会对位错产生“钉轧”作用，使位错滑移困难，因此疲劳裂纹更难产生；不同于冷变形，本发明巧妙的将时效与温轧工艺连续处理，同时将温轧的温度设置在室温以上再结晶温度以下(优选为300℃)，使得合金发生部分动态回复，控制晶粒大小，晶粒长宽比减小，产生“粗化诱发裂纹闭合效应”，同时大角度晶界比例增加，而大角度晶界对疲劳裂纹扩展阻碍能力更强。

2.本发明将固溶淬火和热轧两个过程结合，同时将变形方式设置为非对称轧制，使铝合金先达到过饱和状态，抑制溶质原子析出，省去了二次固溶处理，简化工艺的同时使工艺更连续，非对称轧制后的合金出现扭转晶界，而扭转晶界提高了疲劳裂纹扩展抗力。

3.终时效采用低温短时时效，此时析出较大的gpb区，这些较大的gpb区对正应力循环裂纹扩展张开的阻力较大，使得每个应力循环的扩展距离减小，有压应力循环负周期产生裂纹闭合效应，提高裂纹扩展抗力。

本发明，当原料为al-zn-mg合金时，将铝合金加热至固溶温度保温一段时间，直接进行热轧，热轧温度保持在450℃以上，热轧后立即水淬，随后将铝合金加热到时效温度保温一定时间后再次升温后短时保温后温轧，随后进行人工时效处理。

本发明，当原料为al-zn-mg合金时，首先将铝合金加热到470℃～480℃，保温1h～2h后直接进行热轧，温度保持在450℃以上，将轧制后的铝合金迅速转移至淬火介质进行淬火处理。本发明将固溶淬火和热轧结合为固溶热轧连续处理，同时热轧变形方式为非对称轧制，使固溶热轧后的合金保持过饱和的热轧状态状态，抑制了溶质原子的析出，避免了二次固溶，同时非对称轧制会引入复杂的应力应变状态，影响合金的晶体学织构、亚结构、晶界等组织结构，对合金的强塑性产生影响。

本发明，当原料为al-zn-mg合金时，固溶热轧处理后，将铝合金加热到80℃～100℃，保温时间为2h～6h，随后升温至200℃～280℃保温10min到30min后出炉温轧。本发明将时效回归温轧有机结合，同时预时效使合金预析出纳米原子团簇或gp区，“钉扎”位错，与位错相互作用，导致较为均匀的形变。本发明将温轧温度设置在200℃～280℃，一方面使得gp区和细小析出物溶解到基体中，而晶界处的相对较大的析出相会继续长大，当进行低温人工终时效时，晶内会析出细小弥散的原子团簇或者析出相，这保证了合金的强塑性；晶界的粗大断续析出相使得合金具有良好的抗应力腐蚀性能。另一方面温轧过程中合金会发生部分动态回复，不仅使得合金中位错分布均匀及密度减少，从而降低了氢脆腐蚀倾向，而且会对合金中的后续析出相产生影响。

当原料为al-zn-mg合金时，本发明与现有技术相比，具有以下优点：

a1.本发明将时效回归温轧有机结合，达到提高抗应力腐蚀性能的同时保持良好的强塑性配合。预时效使合金预析出纳米原子团簇，由于位错滑移至晶界会使晶界处应力集中，易产生裂纹，而预析出的纳米原子团簇会对位错产生“钉扎”作用，与位错相互作用，导致较为均匀的形变；本发明巧妙的将时效与温轧工艺连续处理，本发明将温轧温度设置在200℃～280℃，一方面使得gp区和细小析出物溶解到基体中，而晶界处的相对较大的析出相会继续长大，当进行低温人工终时效时，晶内会析出细小弥散的原子团簇或者析出相，这保证了合金的强塑性；晶界的粗大断续析出相使得合金具有良好的抗应力腐蚀性能。另一方面温轧过程中合金会发生部分动态回复，不仅使得合金中位错分布均匀及密度减少，从而降低了氢脆腐蚀倾向，而且会对合金中的后续析出相产生影响。

a2.本发明将固溶淬火和热轧两个过程结合，同时将变形方式设置为非对称轧制，使铝合金先达到过饱和状态，抑制溶质原子析出，省去了二次固溶处理，简化工艺的同时使工艺更连续，同时非对称轧制会引入复杂的应力应变状态，影响合金的晶体学织构、亚结构、晶界等组织结构，对合金的强塑性产生影响。

a3.终时效同样采用低温人工时效，此时会使得晶界处析出相继续长大，断续粗大的析出相能够有效抑制阳极溶解腐蚀，而且低温人工时效可以使晶界处位错塞积缓解，从而降低晶界处氢原子的含量，抑制氢脆腐蚀倾向。这都有利于合金抗应力腐蚀性能的提高。

附图说明

附图1为当原料为al-cu-mg合金时，本发明的工艺流程图。

附图2为本发明具体实施方式中实施例2、3以及对比例2、3所得产品的抗疲劳裂纹扩展速率图。

附图3为当原料为al-zn-mg合金时，本发明的工艺流程图。

附图4为当原料为al-zn-mg合金时，本发明具体实施方式中实施例5、6以及对比例6、7所得产品在质量分数为3.5％的nacl溶液中的慢应变拉伸曲线图。

图1中，ssht：固溶淬火连续处理。pawr：时效温轧连续处理。aa：人工时效处理。从图1中可以看出本发明的基本工艺流程。

从图2中可以看出实施例和对比例所得产品的抗疲劳裂纹扩展速率。

图3中ssht：固溶淬火连续处理。parr：回归温轧连续处理。aa：人工时效处理。从图3中可以看出当原料为al-zn-mg合金时，本发明的基本工艺流程。

从图4可以看出当原料为al-zn-mg合金时，看出实施例和对比例所得产品的抗应力腐蚀性能的差异。

具体实施方式

下面结合实施例和传统工艺对比例对本发明作进一步详细说明。

实施例1

采用厚度为6mm的al-cu-mg合金冷轧板，其成分为al-4.45cu-1.5mg-0.54mn(质量分数％)。首先，将试样放入温度为495℃的空气炉中保温1h，然后将试样空冷至465℃进行异速比为1.3的非对称热轧，变形量为20％，将热轧后的板材迅速转进行水淬，将淬火后的试样放入温度为80℃的空气炉中保温2h后升温至300℃保温10min，后出炉轧制(终轧温度为280℃)，变形量为30％(道次变形量为10％)，将轧制后的合金进行80℃-4h的时效处理。本实施例处理后的铝铜镁合金的屈服强度、抗拉强度、延伸率见表1。该实施例所得产品在室温23℃、大气环境下，实验加载波形为正弦波，频率为10hz，应力比为0.1的条件下测试抗疲劳裂纹扩展速率；其疲劳裂纹扩展速率为：当δk为12mpa·m^1/2时，疲劳裂纹扩展速率为1.28×10^-4mm/cycle、当δk为20mpa·m^1/2时，疲劳裂纹扩展速率为8.1×10^-4mm/cycle。

实施例2

采用厚度为6mm的al-cu-mg合金冷轧板，其成分为al-4.45cu-1.5mg-0.54mn(质量分数％)。首先，将试样放入温度为495℃的空气炉中保温1h，然后将试样空冷至465℃进行异速比为1.3的非对称热轧，变形量为20％，将热轧后的板材迅速转进行水淬，将淬火后的试样放入温度为100℃的空气炉中保温2h后升温至300℃保温10min，后出炉轧制(终轧温度为280℃)，变形量为50％(道次变形量为10％)，将轧制后的合金进行100℃-4h的时效处理。本实施例处理后的铝铜镁合金的屈服强度、抗拉强度、延伸率见表1。该实施例所得产品在室温23℃、大气环境下，实验加载波形为正弦波，频率为10hz，应力比为0.1的条件下测试抗疲劳裂纹扩展速率；其疲劳裂纹扩展速率为：当δk为12mpa·m^1/2时，疲劳裂纹扩展速率为1.17×10^-4mm/cycle、当δk为20mpa·m^1/2时，疲劳裂纹扩展速率为6.8×10^-4mm/cycle。

实施例3

采用厚度为6mm的al-cu-mg合金冷轧板，其成分为al-4.45cu-1.5mg-0.54mn(质量分数％)。首先，将试样放入温度为495℃的空气炉中保温1h，然后将试样空冷至465℃进行异速比为1.5的非对称热轧，变形量为30％，将热轧后的板材迅速转进行水淬，将淬火后的试样放入温度为100℃的空气炉中保温3h后升温至300℃保温10min，后出炉轧制(终轧温度为280℃)，变形量为50％(道次变形量为10％)，将轧制后的合金进行100℃-4h的时效处理。本实施例处理后的铝铜镁合金的屈服强度、抗拉强度、延伸率见表1。该实施例所得产品在室温23℃、大气环境下，实验加载波形为正弦波，频率为10hz，应力比为0.1的条件下测试抗疲劳裂纹扩展速率其疲劳裂纹扩展速率为：当δk为12mpa·m^1/2时，疲劳裂纹扩展速率为9.7×10^-5mm/cycle、当δk为20mpa·m^1/2时，疲劳裂纹扩展速率为7.5×10^-4mm/cycle。

实施例4

采用厚度为5mm的al-zn-mg合金冷扎板，其成分为al-6.2zn-2.35mg-2.23cu-0.15fe-0.12si-0.1zr-0.1mn(质量分数％)。首先，将试样放入温度为475℃的空气炉中保温1h，然后直接进行异速比为1.3的非对称热轧，变形量为20％，热轧温度保持在450℃以上，将热轧后的板材迅速进行水淬，将淬火后的试样放入温度为100℃的空气炉中保温2h后升温至200℃保温10min，后出炉轧制(终轧温度为180℃)，变形量为10％(道次变形量为10％)，将轧制后的合金进行80℃-4h的时效处理。本实施例处理后的铝铜镁合金的屈服强度、抗拉强度、延伸率见表1。另外该实施例所得产品在室温23℃、大气环境下，测得应力腐蚀敏感因子issrt为0.23。

实施例5

采用厚度为5mm的al-zn-mg合金冷扎板，其成分为al-6.2zn-2.35mg-2.23cu-0.15fe-0.12si-0.1zr-0.1mn(质量分数％)。首先，将试样放入温度为475℃的空气炉中保温1h，然后直接进行异速比为1.3的非对称热轧，变形量为20％，热轧温度保持在450℃以上，将热轧后的板材迅速进行水淬，将淬火后的试样放入温度为100℃的空气炉中保温2h后升温至200℃保温10min，后出炉轧制(终轧温度为180℃)，变形量为30％(道次变形量为10％)，将轧制后的合金进行80℃-4h的时效处理。本实施例处理后的铝合金的屈服强度、抗拉强度、延伸率见表1。另外该实施例所得产品在室温23℃、大气环境下，测得应力腐蚀敏感因子issrt为0.20。

实施例6

采用厚度为5mm的al-zn-mg合金冷扎板，其成分为al-6.2zn-2.35mg-2.23cu-0.15fe-0.12si-0.1zr-0.1mn(质量分数％)。首先，将试样放入温度为475℃的空气炉中保温1h，然后直接进行异速比为1.5的非对称热轧，变形量为30％，热轧温度保持在450℃以上，将热轧后的板材迅速进行水淬，将淬火后的试样放入温度为100℃的空气炉中保温2h后升温至200℃保温10min，后出炉轧制(终轧温度为180℃)，变形量为50％(道次变形量为10％)，将轧制后的合金进行80℃-4h的时效处理。本实施例处理后的铝合金的屈服强度、抗拉强度、延伸率见表1。另外该实施例所得产品在室温23℃、大气环境下，测得应力腐蚀敏感因子issrt为0.32。

对比例1

采用厚度为6mm的al-cu-mg合金冷轧板，其成分为al-4.45cu-1.5mg-0.54mn(质量分数％)。首先，将试样放入温度为495℃的空气炉中保温1h，然后将试样进行水淬，将淬火后的试样进行50％的冷轧，将冷轧后的试样放入温度为190℃的空气炉中保温6h。本对比例处理后的al-cu-mg合金的屈服强度、极限抗拉强度、延伸率见表1。该对比例所得产品在室温23℃、大气环境下，实验加载波形为正弦波，频率为10hz，应力比为0.1的条件下测试抗疲劳裂纹扩展速率；其疲劳裂纹扩展速率为：当δk为12mpa·m^1/2时，疲劳裂纹扩展速率为2.95×10^-4mm/cycle、当δk为20mpa·m^1/2时，疲劳裂纹扩展速率为1.31×10^-3mm/cycle。

对比例2

采用厚度为2mm的al-cu-mg合金冷轧板，其成分为al-4.45cu-1.5mg-0.54mn(质量分数％)。首先，将试样放入温度为495℃的空气炉中保温1h，然后将试样进行水淬，将淬火后的试样进行5％冷轧，将冷轧后的试样进行15d的自然时效处理。本对比例处理后的al-cu-mg合金的屈服强度、极限抗拉强度、延伸率见表1。该对比例所得产品在室温23℃、大气环境下，实验加载波形为正弦波，频率为10hz，应力比为0.1的条件下测试抗疲劳裂纹扩展速率；其疲劳裂纹扩展速率为：当δk为12mpa·m^1/2时，疲劳裂纹扩展速率为1.29×10^-4mm/cycle、当δk为20mpa·m^1/2时，疲劳裂纹扩展速率为1.01×10^-3mm/cycle。

对比例3

采用厚度为2mm的al-cu-mg合金冷轧板，其成分为al-4.45cu-1.5mg-0.54mn(质量分数％)。首先，将试样放入温度为495℃的空气炉中保温1h，然后将试样进行水淬，将淬火后的试样进行190℃-12h的时效处理。本对比例处理后的al-cu-mg合金的屈服强度、极限抗拉强度、延伸率见表1。该对比例所得产品在室温23℃、大气环境下，实验加载波形为正弦波，频率为10hz，应力比为0.1的条件下测试抗疲劳裂纹扩展速率；其疲劳裂纹扩展速率为：当δk为12mpa·m^1/2时，疲劳裂纹扩展速率为2.11×10^-4mm/cycle、当δk为20mpa·m^1/2时，疲劳裂纹扩展速率为1.11×10^-3mm/cycle。

对比例4

采用厚度为6mm的al-cu-mg合金冷轧板，其成分为al-4.45cu-1.5mg-0.54mn(质量分数％)。首先，将试样放入温度为495℃的空气炉中保温1h，然后将试样空冷至465℃进行异速比为1.5的非对称热轧，变形量为20％，将热轧后的板材迅速转进行水淬，将淬火后的试样放入温度为100℃的空气炉中保温3h后升温至400℃保温10min，后出炉轧制(终轧温度为380℃)，变形量为30％(道次变形量为10％)，将轧制后的合金进行190℃-12h的时效处理。本实施例处理后的铝铜镁合金的屈服强度、抗拉强度、延伸率见表1。该实施例所得产品在室温23℃、大气环境下，实验加载波形为正弦波，频率为10hz，应力比为0.1的条件下测试抗疲劳裂纹扩展速率；其疲劳裂纹扩展速率为：当δk为12mpa·m^1/2时，疲劳裂纹扩展速率为3.14×10^-4mm/cycle、当δk为20mpa·m^1/2时，疲劳裂纹扩展速率为2.26×10^-3mm/cycle。

对比例5

采用厚度为5mm的al-zn-mg合金冷轧板，其成分为al-6.2zn-2.35mg-2.23cu-0.15fe-0.12si-0.1zr-0.1mn(质量分数％)。首先，将试样放入温度为475℃的空气炉中保温1h，然后将试样进行水淬，将淬火后的试样进行50％的冷轧，将冷轧后的试样放入温度为120℃的空气炉中保温6h。本实施例处理后的铝合金的屈服强度、抗拉强度、延伸率见表1。应力腐蚀敏感因子issrt为0.47。

对比例6

采用厚度为5mm的al-zn-mg合金冷轧板，其成分为al-6.2zn-2.35mg-2.23cu-0.15fe-0.12si-0.1zr-0.1mn(质量分数％)。首先，将试样放入温度为475℃的空气炉中保温1h，然后将试样进行水淬，随后将试样放入120℃的空气炉中保温24h。本实施例处理后的铝合金的屈服强度、抗拉强度、延伸率见表1。另外该对比例所得产品在室温23℃、大气环境下，测得应力腐蚀敏感因子issrt为0.58。

对比例7

采用厚度为5mm的al-zn-mg合金冷轧板，其成分为al-6.2zn-2.35mg-2.23cu-0.15fe-0.12si-0.1zr-0.1mn(质量分数％)。首先，将试样放入温度为475℃的空气炉中保温1h，然后将试样进行水淬，随后将试样放入120℃的空气炉中保温24h。之后将试样在200℃温度下保温10min，再放入120℃的空气炉中保温24h。本实施例处理后的铝合金的屈服强度、抗拉强度、延伸率见表1。另外应力腐蚀敏感因子issrt为0.23。

对比例8

采用厚度为5mm的al-zn-mg合金冷轧板，其成分为al-6.2zn-2.35mg-2.23cu-0.15fe-0.12si-0.1zr-0.1mn(质量分数％)。首先，将试样放入温度为475℃的空气炉中保温1h，然后直接进行异速比为1.5的非对称热轧，变形量为50％，热轧温度保持在450℃以上，将热轧后的板材迅速进行水淬，将淬火后的试样放入温度为120℃的空气炉中保温2h后升温至200℃保温10min，后出炉轧制(终轧温度为180℃)，变形量为60％(道次变形量为10％)，将轧制后的合金进行80℃-4h的时效处理。本实施例处理后的铝合金的屈服强度、抗拉强度、延伸率见表2。另外应力腐蚀敏感因子issrt为0.43。

表1