一种铝合金材料的热处理方法、铝合金及汽车零部件

本发明涉及铝合金技术领域，具体而言，涉及一种铝合金材料的热处理方法、铝合金及汽车零部件。

背景技术：

近年来，随着国内汽车轻量化的快速发展，我国汽车制造业对综合性能优良铝合金的需求愈发迫切。al-zn-mg-cu合金因其低密度和超高强度而被认为是汽车车身桁架、保险杠、电池托盘等多种结构件的理想材料。伴随着材料耐损伤容限理论的提出与发展，汽车用al-zn-mg-cu合金材料要求具有高强、高韧、耐腐蚀和抗疲劳等优良的综合性能。

但铝合金，尤其是al-zn-mg-cu合金抗疲劳与耐腐蚀性能的协调匹配与协同提升问题仍尚待解决。

鉴于此，特提出本发明。

技术实现要素：

本发明的第一目的在于提供一种铝合金材料的热处理方法以解决上述技术问题。

本发明的第二目的在于提供一种经上述热处理方法得到的铝合金。

本发明的第三目的在于提供一种制作材料含有上述铝合金的汽车零部件。

本申请可这样实现：

第一方面，本申请提供一种铝合金材料的热处理方法，包括以下步骤：

将经退火处理和固溶处理后的铝合金进行三级时效处理，其中，第一级时效处理是于100-120℃的条件下进行22-26h，第二级时效处理是于175-185℃的条件下进行6-20min，第三级时效处理是于60-75℃的条件下进行28-42h。

在可选地实施方式中，第二级时效在油浴设备中进行，合金在油浴设备中的升温速率为5-15℃/s。

在可选地实施方式中，退火处理是于410-445℃的条件下进行20-120min。

在可选地实施方式中，当退火温度≥425℃时，退火时间为20-65min。

在可选地实施方式中，退火处理后出炉空冷至室温后再进行固溶处理。

在可选地实施方式中，固溶处理是于466-473℃的条件下进行15-75min。

在可选地实施方式中，当退火温度≥425℃时，固溶时间为15-45min。

在可选地实施方式中，固溶处理后水中淬火处理再进行三级时效处理。

在可选地实施方式中，固溶处理在盐浴设备中进行，合金在盐浴设备中的升温速度为25-35℃/s。

在可选地实施方式中，铝合金材料中主要成分包括al、zn、mg和cu。

在可选地实施方式中，按重量百分数计，铝合金材料中含有7.2-9.3wt％的zn、1.6-2.2wt％的mg、1.8-2.3wt％的cu、0.15-0.45wt％的mn、0.06-0.18wt％的zr、≤0.05wt％的fe、≤0.05wt％的si，余量为al。

在可选地实施方式中，铝合金材料为薄壁挤压型材。

在可选地实施方式中，薄壁挤压型材的厚度为1-10mm。

在可选地实施方式中，薄壁挤压型材的挤压工艺包括：挤压比为21-65，挤压速率为0.5-5mm/s，挤压坯料预热温度为420-440℃，挤压模具温度为420-440℃，型材出口温度为440-470℃。

第二方面，本申请提供一种铝合金，经如前述实施方式任一项的热处理方法处理而得。

第三方面，本申请提供一种汽车零部件，其制作材料含有如前述实施方式的铝合金。

在可选地实施方式中，汽车零部件包括汽车车身桁架、保险杠或电池托盘。

本申请的有益效果包括：

铝合金经过退火和固溶处理后，形成较高强度的高斯织构，高斯织构的增强有利于抑制裂纹萌生以及促进疲劳裂纹发生偏转，将提高合金的疲劳裂纹扩展抗力；铝合金经过回归再时效处理时，第二级时效(回归)处理有利于晶界平衡析出相呈现的粗大断续分布，有利于避免腐蚀过程阳极溶解通道的形成，从而促进合金抗应力腐蚀、抗晶间腐蚀性能的提高，同时第三级低温长时间(60-75℃/28-42h)时效有利于可被切割的gp区大量形成，有利于提高合金周期加载过程中位错往复滑移的可逆水平，减少疲劳损伤累积，提高合金疲劳强度。

该方法简单合理，由此得到的铝合金具有较佳的抗疲劳及耐腐蚀性能，适用于工业化应用，对于提高该合金在汽车轻量化的应用水平有重要的促进作用。

附图说明

为了更清楚地说明本发明实施例的技术方案，下面将对实施例中所需要使用的附图作简单地介绍，应当理解，以下附图仅示出了本发明的某些实施例，因此不应被看作是对范围的限定，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相关的附图。

图1为本申请实施例1的合金的织构取向分布函数图。

图2为本申请对比例1的合金的织构取向分布函数图。

图3(a)为本申请实施例1的合金的晶内透射电镜显微组织图。

图3(b)为本申请对比例2的合金的晶内透射电镜显微组织图。

图4(a)为本申请实施例1的合金的晶界透射电镜显微组织图。

图4(b)为本申请对比例2的合金的晶界透射电镜显微组织图。

图5为本申请实施例1、实施例2和对比例1的合金疲劳裂纹扩展速率曲线图。

图6(a)为本申请实施例1晶间腐蚀腐蚀金相图。

图6(b)为本申请实施例2晶间腐蚀腐蚀金相图。

图6(c)为本申请对比例2晶间腐蚀腐蚀金相图。

具体实施方式

为使本发明实施例的目的、技术方案和优点更加清楚，下面将对本发明实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述。实施例中未注明具体条件者，按照常规条件或制造商建议的条件进行。所用试剂或仪器未注明生产厂商者，均为可以通过市售购买获得的常规产品。

下面对本申请提供的铝合金材料的热处理方法、铝合金及汽车零部件进行具体说明。

发明人经研究发现：铝合金，尤其是al-zn-mg-cu合金经过回归再时效(rra)处理可以使晶界析出相粗化并呈不连续分布，提高了合金的抗应力腐蚀(scc)、抗晶间腐蚀性能，但是此类处理会导致晶界无沉淀析出带(pfz)发生明显宽化，继而显著降低合金的抗疲劳性能，造成不能同时获得较佳的合金抗疲劳与耐腐蚀性能。

织构控制是提高铝合金疲劳裂纹扩展抗力的一类重要方法，申请人提出开发再结晶退火处理工艺以使al-zn-mg-cu合金形成较强的高斯织构，从而提升al-zn-mg-cu合金的疲劳裂纹扩展抗力，其理论支撑包括：铝合金中具有高斯、p等织构取向的晶粒呈现更高的疲劳裂纹扩展抗力，增强这些有利取向的织构强度可显著改善合金的疲劳性能。高斯织构作为铝合金常见的再结晶织构，黄铜变形织构晶粒在退火过程中发生再结晶转变是其主要的形成机制。

但发明人在此研究过程中还发现：织构的引入将影响al-zn-mg-cu合金的晶界时效析出行为。铝合金发生再结晶时产生的大量大角度晶界对晶界析出相连续析出，不利于合金的耐腐蚀性能。

鉴于上述问题，发明人创造性地提出：在织构控制的基础上配合合理的回归再时效处理制度，加大晶界析出相尺寸及其间距可以实现合金抗疲劳与耐腐蚀性能的协同提升。其中，回归再时效工艺主要针对晶内粒子调控来提升合金抗疲劳与耐腐蚀性能。

具体的，本申请提出一种铝合金材料的热处理方法，其主要包括以下步骤：

将经退火处理和固溶处理后的铝合金进行三级时效处理，其中，第一级时效处理是于100-120℃的条件下进行22-26h，第二级时效处理是于175-185℃的条件下进行6-20min，第三级时效处理是于60-75℃的条件下进行28-42h。

其中，第一级时效处理的温度可以为100℃、105℃、110℃、115℃或120℃等，处理时间可以为22h、24h、25h或26h等。第一级时效处理后出炉空冷至室温即可。

本申请将第一级时效处理的温度设置为100-120℃，有利于铝合金过饱和固溶体在晶内充分脱溶析出弥散相。

第二级时效处理的温度可以为175℃、178℃、180℃、182℃或185℃等，处理时间可以为6min、10min、15min或20min等。第二级时效处理后于水中冷却至室温即可。

本申请中将第二级时效处理的温度设置为175-185℃，时间设置为6-20min，有利于促进晶内弥散析出相充分回溶而晶界第二相粒子粗化并呈断续分布。

可参考地，第二级时效可以在油浴设备(如油浴炉)中进行，合金在油浴设备中的升温速率为5-15℃/s，如5℃/s、8℃/s、10℃/s、12℃/s或15℃/s等。值得说明的是，本申请中第二级时效采用油浴方式进行，油浴具有温度可控性好的优点，适合第二级时效的回归处理，且合金在油浴中升温较快，温度分布均匀。将合金在油浴设备中的升温速率设置为5-15℃/s，可以使合金在较短的时间达到175-185℃的时效(回归)温度。

按照上述条件进行第二级时效(回归)处理，有利于晶界平衡析出相呈现的粗大断续分布，有利于避免腐蚀过程阳极溶解通道的形成，从而促进合金抗应力腐蚀、抗晶间腐蚀性能的提高。

第三级时效处理的温度可以为60℃、65℃、70℃或75℃等，处理时间可以为28h、30h、35h、40h或42h等。第三级时效处理后出炉空冷即可。

本申请中将第三级时效处理设置成低温(60-75℃)长时间(28-42h)时效，有利于可被切割的gp区大量形成，进而提高合金周期加载过程中位错往复滑移的可逆水平，减少疲劳损伤累积，提高合金疲劳强度。

在可选地实施方式中，时效处理前，退火处理可以于410-445℃(如410℃、415℃、420℃、425℃、430℃、435℃、440℃或445℃等)的条件下进行20-120min(如20min、50min、80min、100min或120min)等。

在可选地实施方式中，当退火温度≥425℃时，退火时间优选为20-65min，如20min、30min、40min、50min、60min或65min。值得说明的是，当退火温度≥425℃时，退火时间短于20min容易导致合金再结晶程度过低，合金获得的高斯织构强度较弱，长于65min容易导致合金发生完全再结晶，使得合金在后续固溶过程中晶粒发生再结晶长大，织构组成以立方织构为主，而高斯织构强度较低。

退火处理后出炉空冷至室温后再进行固溶处理。

在可选地实施方式中，固溶处理可以于466-473℃(如466℃、470℃或473℃等)的条件下进行15-75min，如15min、20min、30min、40min、50min、60min、70min或75min等。

在可选地实施方式中，当退火温度≥425℃时，固溶时间优选为15-45min，如15min、20min、25min、30min、35min、40min或45min等。值得说明的是，当退火温度≥425℃时，固溶时间短于15min容易导致合金固溶过饱和度较低，不利合金后续时效时强化相的析出，长于45min容易导致合金在高温长时间过程中晶粒发生明显再结晶长大，合金织构组成从以高斯织构为主转变为以立方织构为主。

可参考地，固溶处理可以于盐浴设备(如盐浴炉)中进行，合金在盐浴设备中的升温速度为25-35℃/s，如25℃/s、30℃/s或35℃/s。值得说明的是，本申请中固溶处理采用盐浴方式进行，硝酸钾、氯化钾等无机盐在400-600℃区间液态状态条件下温度特性稳定，可控性较高，同时合金在盐浴中升温极快，促进合金中非平衡相快速回溶使合金在较短的时间达到较高的过饱和固溶度。

固溶处理后水中淬火处理再进行三级时效处理。

承上，铝合金通过本申请提供的退火以及固溶的搭配处理后，可以获得较强的高斯织构，高斯织构因为其较低的施密特因子在塑性变形中更易开动{111}<110>滑移系，有利于减少合金在周期塑性变形中位错往复滑移可逆性的提高，抑制疲劳裂纹萌生，同时高斯织构促进已萌生的疲劳裂纹发生大角度偏转，增强疲劳裂纹的闭合效应，降低疲劳裂纹扩展速率。其中{111}表示晶面族，<110>表示晶向组符号。

本申请通过综合利用了特定条件下的变形退火处理、固溶处理以及三级时效(回归再时效)处理，使得al-zn-mg-cu合金薄壁挤压型材获得较强的对疲劳性能有利的高斯织构，晶内大量形成的gp区粒子可以被位错切割，提高合金疲劳强度，同时晶界析出相呈粗大不连续分布，提高合金的耐腐蚀性能。

在可选地实施方式中，本申请中铝合金材料的主要成分包括al、zn、mg和cu。

可参考地，按重量百分数计，铝合金材料中可含有7.2-9.3wt％的zn、1.6-2.2wt％的mg、1.8-2.3wt％的cu、0.15-0.45wt％的mn、0.06-0.18wt％的zr、≤0.05wt％的fe、≤0.05wt％的si，余量为al。

在可选地实施方式中，本申请中的铝合金材料为薄壁挤压型材。其厚度为1-10mm，如1mm、2mm、5mm、8mm或10mm等。值得说明的是，本申请中的铝合金材料为薄壁挤压型材，铝合金在经过适宜的大变形热挤压后能够形成较高强度的黄铜织构，黄铜织构经过退火与固溶处理可以转变为对合金疲劳性能有利的高斯织构。

可参考地，上述薄壁挤压型材的挤压工艺可以但不仅限于参照：挤压比可以为21-65(如21、30、40、50或60等)，挤压速率可以为0.5-5mm/s(如0.5mm/s、1mm/s、2mm/s、3mm/s、4mm/s或5mm/s等)，挤压坯料预热温度可以为420-440℃(如420℃、425℃、430℃、435℃或440℃等)，挤压模具温度可以为420-440℃(如420℃、430℃或440℃等)，型材出口温度可以为440-470℃(如440℃、450℃、460℃或470℃等)。

相应地，本申请还提供了一种铝合金，其经上述热处理方法处理而得。经上述热处理方法所得的铝合金既具有较佳的抗疲劳性能，又具有较佳的耐腐蚀性能。

此外，本申请还提供了上述铝合金的应用，例如用于制作汽车零部件。相应地，本申请还提供了一种汽车零部件，其制作材料含有上述铝合金。可参考地，汽车零部件例如可包括汽车车身桁架、保险杠或电池托盘等。

以下结合实施例对本发明的特征和性能作进一步的详细描述。

实施例1

本实施例提供一种铝合金的热处理方法，按质量百分数计，该合金的化学成分为：zn8.0％，mg1.8％，cu2.1％，mn0.25％，zr0.10％，fe≤0.05％，si≤0.05％，余量为al。

热处理方法包括：

将上述合金在均匀化后预热至430℃，经过挤压比55、挤压速率2mm/s的挤压成形获得厚度为3mm的薄壁型材，挤压过程中，挤压模具的温度为430℃，型材出口温度为450℃。然后经过430℃/45min的退火处理，空冷至室温，再施加470℃/30min的固溶处理。水中淬火冷却后进行rra1(100℃/24h+175℃/20min+70℃/30h)回归再时效处理。其中，第一级时效处理(100℃/24h)后出炉空冷至室温进行第二级时效处理(175℃/20min)，水中冷却至室温后进行第三级时效处理(70℃/30h)，出炉空冷。上述过程中，固溶处理于盐浴炉中进行，合金在盐浴炉中的升温速率为25℃/s，第二级时效处理于油浴炉中进行，合金在油浴炉中的升温速率为10℃/s。

最终处理后的合金室温拉伸力学性能为：抗拉强度588mpa，屈服强度528mpa，延伸率为12.1％。合金的抗疲劳性能：δk＝23mpam^1/2，da/dn＝1.2×10^-3mm/cycle(参照图5)。其中，室温拉伸性能测定方法参照《gb228-87》，合金的抗疲劳性能的测定方法参照《gb/t63982000》。

按照《gb/t15970》，合金的慢应变拉伸应力腐蚀断裂时间为68h。按照《gb/t7998-2005》，合金的晶间腐蚀等级为2，腐蚀深度<0.03mm(参照图6(a))。

实施例2

本实施例提供一种铝合金的热处理方法，按质量百分数计，该合金的化学成分为：zn8.3％，mg1.8％，cu2.0％，mn0.20％，zr0.15％，fe≤0.05％，si≤0.05％，余量为al。

热处理方法包括：

将上述合金在均匀化后预热至430℃，经过挤压比55、挤压速率2mm/s的挤压成形获得厚度为3mm的薄壁型材，挤压过程中，挤压模具的温度为430℃，型材出口温度为450℃。然后经过430℃/45min的退火处理，空冷至室温，再施加470℃/45min的固溶处理。水中淬火冷却后进行rra2(100℃/24h+175℃/12min+65℃/40h)回归再时效处理。其中，第一级时效处理(100℃/24h)后出炉空冷至室温进行第二级时效处理(175℃/12min)，水中冷却至室温后进行第三级时效处理(65℃/40h)，出炉空冷。上述过程中，固溶处理于盐浴炉中进行，合金在盐浴炉中的升温速率为25℃/s，第二级时效处理于油浴炉中进行，合金在油浴炉中的升温速率为10℃/s。

按实施例1中的测定方法和标准，最终处理后的合金室温拉伸力学性能为：抗拉强度为565mpa，屈服强度为520mpa，延伸率为12.8％。合金的抗疲劳性能：δk＝23mpam^1/2，da/dn＝1.9×10^-3mm/cycle(参照图5)。合金的慢应变拉伸应力腐蚀断裂时间为58h。合金的晶间腐蚀等级为2，腐蚀深度<0.03mm(参照图6(b))。

实施例3

本实施例提供一种铝合金的热处理方法，按质量百分数计，该合金的化学成分为：zn7.8％，mg1.8％，cu2.1％，mn0.25％，zr0.08％，fe≤0.05％，si≤0.05％，余量为al。

热处理方法包括：

将上述合金在均匀化后预热至440℃，经过挤压比55、挤压速率1mm/s的挤压成形获得厚度为3mm的薄壁型材，挤压过程中，挤压模具的温度为430℃，型材出口温度为460℃。然后经过410℃/90min的退火处理，空冷至室温，再施加470℃/30min的固溶处理。水中淬火冷却后进行rra1(100℃/24h+175℃/20min+70℃/30h)回归再时效处理。其中，第一级时效处理(100℃/24h)后出炉空冷至室温进行第二级时效处理(175℃/20min)，水中冷却至室温后进行第三级时效处理(70℃/30h)，出炉空冷。上述过程中，固溶处理于盐浴炉中进行，合金在盐浴炉中的升温速率为25℃/s，第二级时效处理于油浴炉中进行，合金在油浴炉中的升温速率为5℃/s。

按实施例1中的测定方法和标准，最终处理后的合金室温拉伸力学性能为：抗拉强度为575mpa，屈服强度为530mpa，延伸率为12.5％。合金的抗疲劳性能：δk＝23mpam^1/2，da/dn＝1.8×10^-3mm/cycle。合金的慢应变拉伸应力腐蚀断裂时间为60h。合金的晶间腐蚀等级为2，腐蚀深度<0.03mm。

实施例4

本实施例提供一种铝合金的热处理方法，按质量百分数计，该合金的化学成分为：zn9.0％，mg1.8％，cu2.1％，mn0.25％，zr0.08％，fe≤0.05％，si≤0.05％，余量为al。

热处理方法包括：

将上述合金在均匀化后预热至440℃，经过挤压比55、挤压速率1mm/s的挤压成形获得厚度为3mm的薄壁型材，挤压过程中，挤压模具的温度为430℃，型材出口温度为468℃。然后经过410℃/75min的退火处理，空冷至室温，再施加470℃/60min的固溶处理。水中淬火冷却后进行rra2(100℃/24h+175℃/12min+65℃/40h)回归再时效处理。其中，第一级时效处理(100℃/24h)后出炉空冷至室温进行第二级时效处理(175℃/12min)，水中冷却至室温后进行第三级时效处理(65℃/40h)，出炉空冷。上述过程中，固溶处理于盐浴炉中进行，合金在盐浴炉中的升温速率为30℃/s，第二级时效处理于油浴炉中进行，合金在油浴炉中的升温速率为5℃/s。

按实施例1中的测定方法和标准，最终处理后的合金室温拉伸力学性能为：抗拉强度为605mpa，屈服强度为571mpa，延伸率为10.8％。合金的抗疲劳性能：δk＝23mpam^1/2，da/dn＝2.3×10^-3mm/cycle。合金的慢应变拉伸应力腐蚀断裂时间为55h。合金的晶间腐蚀等级为3，腐蚀深度<0.10mm。

对比例1

本对比例提供一种铝合金的热处理方法，按质量百分数计，该合金的化学成分为：zn8.0％，mg1.8％，cu2.1％，mn0.25％，zr0.10％，fe≤0.05％，si≤0.05％，余量为al。

热处理方法包括：

将上述合金在均匀化后预热至430℃，经过挤压比55、挤压速率2mm/s的挤压成形获得厚度为3mm的薄壁型材，挤压过程中，挤压模具的温度为430℃，型材出口温度为450℃。挤压后直接进行470℃/30min的固溶处理。水中淬火冷却后进行rra1(100℃/24h+175℃/20min+70℃/30h)回归再时效处理。其中，第一级时效处理(100℃/24h)后出炉空冷至室温进行第二级时效处理(175℃/20min)，水中冷却至室温后进行第三级时效处理(70℃/30h)，出炉空冷。上述过程中，固溶处理于盐浴炉中进行，合金在盐浴炉中的升温速率为25℃/s，第二级时效处理于油浴炉中进行，合金在油浴炉中的升温速率为10℃/s。

按实施例1中的测定方法和标准，最终处理后的合金室温拉伸力学性能为：抗拉强度为611mpa，屈服强度为578mpa，延伸率为10.5％。合金的抗疲劳性能：δk＝23mpam^1/2，da/dn＝3.3×10^-3mm/cycle(参照图5)。合金的慢应变拉伸应力腐蚀断裂时间为50h。合金的晶间腐蚀等级为3，腐蚀深度<0.10mm。

对比例2

本对比例提供一种铝合金的热处理方法，按质量百分数计，该合金的化学成分为：zn8.0％，mg1.8％，cu2.1％，mn0.25％，zr0.10％，fe≤0.05％，si≤0.05％，余量为al。

热处理方法包括：

将上述合金在均匀化后预热至430℃，经过挤压比55、挤压速率2mm/s的挤压成形获得厚度为3mm的薄壁型材，挤压过程中，挤压模具的温度为430℃，型材出口温度为450℃。然后经过430℃/45min的退火处理，空冷至室温，再施加470℃/30min的固溶处理。水中淬火冷却后仅进行t6(100℃/24h)峰时效处理。上述过程中，固溶处理于盐浴炉中进行，合金在盐浴炉中的升温速率为25℃/s，第二级时效处理于油浴炉中进行，合金在油浴炉中的升温速率为10℃/s。

按实施例1中的测定方法和标准，最终处理后的合金室温拉伸力学性能为：抗拉强度为625mpa，屈服强度为593mpa，延伸率为9.8％。合金的抗疲劳性能：δk＝23mpam^1/2，da/dn＝2.9×10^-3mm/cycle。合金的慢应变拉伸应力腐蚀断裂时间为22h。合金的晶间腐蚀等级为5，腐蚀深度>0.3mm(参照图6(c))。

结合图1至图4，图1显示实施例1合金经退火与固溶处理以及回归再时效处理后的高斯织构取向强度达到25.98，高强度的高斯织构对于增强合金的疲劳裂纹偏转以及闭合效应有促进作用，有利于提高合金的疲劳裂纹扩展抗力，从而改善抗疲劳性能。

图3(a)显示实施例1合金的最终晶内组织的析出物尺寸较小，这是由于回归再时效第三级时效较低的温度而形成较多的gp区，有利于位错往复滑移，减少周期塑性变形过程中的应力集中，有利于减少疲劳损伤累积，有利于提高合金的疲劳裂纹扩展抗力，因此实施例1表现出较好的疲劳性能，在同等的δk值下，具有最低的疲劳裂纹扩展速率(1.2×10^-3mm/cycle)。

图4(a)显示实施例1合金最终处理后的晶界上析出相呈粗大断续分布，有利于阻断腐蚀过程中阳极溶解通道的形成，因此有利于降低合金的应力腐蚀和晶间腐蚀敏感性，提高合金的耐腐蚀性能，因此实施1合金慢应变拉伸腐蚀断裂时间最晚(68h)，晶间腐蚀深度最浅。

故实施例1通过该系列热处理方法可以实现同时提高合金的抗疲劳与耐腐蚀性能。

图2显示对比例1经直接固溶再回归再时效处理后的高斯织构强度仅为4.58，较低强度的高斯织构将对疲劳性能改善的增益作用变小，此外图3(b)显示对比2合金最终晶内组织析出物尺寸较大，由于对比例2回归再时效的第三级时效(100℃/24h)为峰时效处理，主要析出物有较大尺寸、不能被位错切割的η′相粒子，大量的不可切割粒子不利于位错在周期塑性变形过程中的往复滑移，将增加周期加载过程中的疲劳损伤累积，因此对比例2的合金疲劳裂纹扩展速率(3.3×10^-3mm/cycle)较实施例1(1.2×10^-3mm/cycle)有大幅度增加。

图4(b)显示对比例2合金经退火与固溶处理后再进行峰时效处理后晶界析出相粒子呈连续分布，这种晶界结构有利于合金在腐蚀过程沿晶界阳极溶解通道的形成，加快合金的腐蚀速率，因此该合金慢应变拉伸腐蚀断裂时间最早(22h)，晶间腐蚀深度最大，表现出较差的耐腐蚀性能。

从上述优选的实施例以及对比例的结果分析，采用410-445℃/20-120min退火和470℃/15-75min的固溶处理，通过再结晶获得较高的高斯织构强度，采用100-120℃/24h、175-185℃/6-20min及60-75℃/28-42h的三级时效处理以获得抗疲劳的晶内细小析出物组织以及耐腐蚀的析出物粗大不连续分布晶界结构，可以实现al-zn-mg-cu合金抗疲劳与耐腐蚀性能的协同提升。

对比例3

本实施例提供一种铝合金的热处理方法，合金元素组成同实施例1，其热处理过程如下：

将上述合金在均匀化后预热至430℃，经过挤压比55、挤压速率2mm/s的挤压成形获得厚度为3mm的薄壁型材，挤压过程中，挤压模具的温度为430℃，型材出口温度为450℃。挤压后依次进行320℃/1h的退火处理以及470℃/30min的固溶处理。水中淬火冷却后进行rra1(100℃/24h+175℃/20min+70℃/30h)回归再时效处理。其中，第一级时效处理(100℃/24h)后出炉空冷至室温进行第二级时效处理(175℃/20min)，水中冷却至室温后进行第三级时效处理(70℃/30h)，出炉空冷。上述过程中，固溶处理于盐浴炉中进行，合金在盐浴炉中的升温速率为25℃/s，第二级时效处理于油浴炉中进行，合金在油浴炉中的升温速率为10℃/s。

按实施例1中的测定方法和标准，最终处理后的合金室温拉伸力学性能为：抗拉强度为608mpa，屈服强度为574mpa，延伸率为10.8％。合金的抗疲劳性能：δk＝23mpam^1/2，da/dn＝3.8×10^-3mm/cycle。合金的慢应变拉伸应力腐蚀断裂时间为48h。合金的晶间腐蚀等级为3，腐蚀深度<0.10mm。结果显示，对比例3合金的疲劳性能较实施例1有明显降低。

对比例4

将上述合金在均匀化后预热至430℃，经过挤压比55、挤压速率2mm/s的挤压成形获得厚度为3mm的薄壁型材，挤压过程中，挤压模具的温度为430℃，型材出口温度为450℃。然后经过430℃/45min的退火处理，空冷至室温，再施加470℃/30min的固溶处理。水中淬火冷却后进行rra3(100℃/24h+175℃/20min+100℃/30h)回归再时效处理。其中，第一级时效处理(100℃/24h)后出炉空冷至室温进行第二级时效处理(175℃/20min)，水中冷却至室温后进行第三级时效处理(100℃/30h)，出炉空冷。上述过程中，固溶处理于盐浴炉中进行，合金在盐浴炉中的升温速率为25℃/s，第二级时效处理于油浴炉中进行，合金在油浴炉中的升温速率为10℃/s。

按实施例1中的测定方法和标准，最终处理后的合金室温拉伸力学性能为：抗拉强度为628mpa，屈服强度为585mpa，延伸率为10.1％。合金的抗疲劳性能：δk＝23mpam^1/2，da/dn＝3.4×10^-3mm/cycle。合金的慢应变拉伸应力腐蚀断裂时间为45h。合金的晶间腐蚀等级为3，腐蚀深度<0.10mm。结果显示，对比例4合金的疲劳性能较实施例1有明显降低。

由此可以看出，只有按本申请的热处理工艺参数条件，才能获得同时具有较佳的抗疲劳性能和耐腐蚀性能的铝合金。

综上所述，本申请通过将al-zn-mg-cu合金薄壁挤压型材经410-445℃/20-120min退火，然后经过470℃/15-75min的盐浴固溶处理后，水中淬火并施加三级时效(回归再时效)处理，其中三级时效处理的第三级采用60-75℃/28-42h低温长时间时效处理。该方法工艺方法简单合理，通过挤压变形后退火与盐浴固溶合理搭配，提高合金中高斯织构强度，以提高合金的疲劳裂纹扩展抗力；采用回归再时效处理使合金晶界第二相呈粗大不连续分布以改善合金的耐腐蚀性能，同时第三级的低温长时间时效处理使可被位错切割的gp区大量形成，有利于提高周期加载位错滑移可逆性，进一步改善合金的抗疲劳性能。

以上仅为本发明的优选实施例而已，并不用于限制本发明，对于本领域的技术人员来说，本发明可以有各种更改和变化。凡在本发明的精神和原则之内，所作的任何修改、等同替换、改进等，均应包含在本发明的保护范围之内。