用于航空应用的由铝-锂合金制成的轧制产品

摘要

本发明涉及一种由厚度至少为30mm的板材获得的基本未再结晶的轧制产品，包括：2.2至3.9重量％的Cu、0.7至2.1重量％的Li、0.2至0.8重量％的Mg、0.2至0.5重量％的Mn、0.04至0.18重量％的Zr、小于0.05重量％的Zn和任选地0.1至0.5重量％的Ag，剩余物为铝和不可避免的杂质；所述产品在沿L-S方向的疲劳试验中具有低裂纹分叉倾向。本发明产品对于经受I和II混合模式应力的S-L开裂试样试件而言，在等效应力强度因子Keff max 10MPa Vm的情况下，裂纹偏移角Θ为至少20°，其中垂直于裂纹方向的平面与应力方向之间的角ψ为75°。

说明书

技术领域

本发明总体而言涉及铝-锂合金，具体而言涉及可用于航空工业的所述产品。

背景技术

铝-锂合金(Al-Li)由于具有低密度而用作降低结构元件重量的一种有效解决方案，这早已为人们所认知。然而，航空工业用材料需要的不同特性——例如高弹性极限、高抗压性、高损伤容限和高耐蚀性——已被证明难以同时满足。Al-Li合金对裂纹分叉(bifurcation defissure)特别敏感，这是与损伤容限有关的一个问题，这些问题限制了Al-Li合金的应用。(Hurtado，J A；de los Rios，E R；Morris，A.J，“Crack deflection in Al-Li alloys for aircraft structures”，18thSymposium of the International Committee on Aeronautical Fatigue，Melbourne；UNITED KINGDOM；3-5 May 1995第107-136页1995)。

裂纹分叉、裂纹偏移、裂纹旋转或裂纹分支是用于表达疲劳或韧度测试期间偏离垂直于荷载方向的预期断裂平面的裂纹扩展倾向的术语。裂纹分叉可在微观尺度(＜100μm)、中观尺度(100-1000μm)或宏观尺度(＞1mm)上发生，但仅当裂纹方向在分叉后保持稳定(宏观尺度)的情况下被认为是不利的。所述现象特别是对于铝-锂合金L-S方向上的疲劳试验而言是令人担忧的。在本文中，术语裂纹分叉用于在S方向朝向L方向上的L-S方向疲劳或韧度试验中裂纹的宏观分叉，所述分叉出现在厚度至少为30mm的轧制产品中。裂纹分叉的出现可能与轧制产品的组成和微观结构以及试验条件有关。由AA7050合金制成的轧制产品可视为具有低裂纹分叉倾向的产品参照。

裂纹分叉已被视为飞机制造业的主要难题，这是因为其对于按尺寸加工部件难以虑及，使得无法使用常规设计方法。因此，裂纹分叉可使基于模式I扩展的常规材料测试法和设计方法失效。裂纹分叉问题已被证明难以解决。目前，人们认为在不存在可以避免裂纹分叉的解决办法的情况下，努力的方向应是能够预测裂纹分叉行为(M.J.Crill，D.J.Chellman，E.S.Balmuth，M.Philbrook，K.P.Smith，A.Cho，M.Niedzinski，R.Muzzolini和J.Feiger，Evaluation of AA2050-T87 Al-Li Alloy Crack Turning Behavior，Materials ScienceForum，第519-521卷(2006年7月)第1323-1328页)。

需要一种用于航空应用的、特别是用于一体式加工部件的具有低裂纹分叉倾向的铝锂合金轧制产品。

发明内容

本发明的第一个目的是一种生产具有低裂纹分叉倾向的、厚度为至少30mm的基本未再结晶板材的方法，所述方法包括：

a)浇铸一种铸块，所述铸块含有2.2至3.9重量％的Cu、0.7至2.1重量％的Li、0.2至0.8重量％的Mg、0.2至0.5重量％的Mn、0.04至0.18重量％的Zr、小于0.05重量％的Zn和任选地，0.1至0.5重量％的Ag、剩余物为铝和不可避免的杂质，

b)将所述铸块在470-510℃下均化2-30小时，

c)将所述铸块热轧成厚度为至少30mm的板材，出口温度为至少410℃，

d)在490-540℃下进行固溶处理15min至4h，其中均化和固溶处理的总等效时间t(eq)不超过30h且优选20h，

$t\left(\mathrm{eq}\right)=\frac{\int \exp (-26100/T)\mathrm{dt}}{\exp (-26100/T_{\mathrm{ref}})}$

其中T(开)为处理的瞬时温度，其随时间t(小时)而变化，

且T_ref为设定为773K的参照温度，

e)冷水淬火，

f)将所述板材控制拉伸至永久变形2至5％，

g)通过将所述板材在130-160℃下加热5-60小时进行时效处理。

本发明的另一个目的是一种厚度为至少30mm的基本未再结晶的板材，其可由本发明的方法获得，其特征为具有低裂纹分叉倾向。

本发明的另一个目的是由本发明的板材获得的结构元件。

附图说明

图1：示意性示出Sinclair试样的定位。

图2：Sinclair试样的几何形状。

图3：示意性示出Sinclair试样的I和II混合模式测试条件。

图4：示意性示出测定断裂的Sinclair试样上的偏移角的方法。

图5：对同一合金应用两种均化处理，并以AA7050合金为参照，偏移角随最大等效应力强度因子的变化。

图6：用于L-S方向疲劳测试的试样的几何形状。

图7：L-S疲劳试验之后试样的照片。

图8：L-S疲劳试验之后，厚度为25mm或30mm的试样的照片。

具体实施方式

除非另有指明，有关合金化学组成的所有表达均以合金的总重量为基准，以重量百分数表示。表述1.4Cu意指以重量％计的铜含量乘以1.4。合金标号符合本领域技术人员已知的铝业协会(The AluminiumAssociation)的规定。冶金状态的定义如欧洲标准EN 515中指明。

除非另有说明，静态机械性能——也即断裂强度R_m、0.2％伸长率时的常规弹性极限R_p0.2和断裂伸长A——据标准EN 10002-1的拉伸试验测定，块料获取位置及其试验方向按照标准EN 485-1中定义。除非另有说明，适用标准EN 12258-1中的定义。

裂纹形成速度(da/dN)根据标准ASTM E 647测定。

应力强度因子(K_1C)根据标准ASTM E 399测定。

有三种断裂模式。模式I——或称开放模式——的特征在于施加与裂纹表面垂直的应力。模式II——或称平面载荷模式——具有与裂纹前沿垂直的剪切应力。最后，模式III或称反平面载荷模式，为其中剪切应力与裂纹前沿平行的模式。

裂纹分叉倾向通常在L-S韧度或疲劳试验期间观察到。通过对S-L试样进行I和II混合模式的裂纹扩展试验可获得定量结果。用于研究双轴线疲劳性能的试件和测试条件已为H.A.Rihard(“Specimens forinvestigating biaxial fracture and fatigue properties”，Biaxial andMultiaxial Fatigue，EGF 3(由M.W.Brown和K.J.Miller编著)，1989，Mechanical Engineering Publications，London，第217-229页)所描述。本发明中使用Richard描述的试件S9。将L-S韧度或疲劳试验中的裂纹分叉倾向与I和II混合模式试验中所测定的偏移角相关联的推理为Sinclair和Gregson(″The effects of mixed mode loading on inter-granular failure in AA7050-T7651″，Materials Science Forum，第242卷(1997)第175-180页)所描述。目的是再现L-S试样上出现裂纹分叉之后在裂纹末端产生的局部应力。图1示意性示出了L-S试样上的裂纹分叉和Sinclair所提出的试样(“Sinclair试样”)的定位。在具有模式I初始裂纹(4)的应力(2)下，具有细长晶粒(3)的L-S试样(1)上出现朝向L方向上的裂纹分叉(偏移裂纹(5))。所述Sinclair试样(6)为一种S-L试样，并且初始裂纹相当于L-S试样90°的分叉裂纹。如果Sinclair试样的裂纹在代表分叉裂纹应力的混合模式I和II应力下稳定，那么分叉的裂纹就会稳定，并且试样会具有高裂纹分叉倾向。Sinclair试样的几何形状在图2中给出。使用6个孔穴(61)将Sinclair试样固定至测试装置。所述试样以机械方式预先开裂，预制裂纹长度为7mm。

根据图3，对Sinclair试样施加混合模式I和II应力。使用两个试样托架(71)和(72)以向试样施加混合模式I和II的应力。将样品通过6个孔穴(61)固定至试样托架，从而形成一个在孔穴(711)和(721)之间经受应力的组件。垂直于初始裂纹方向的平面与应力方向之间的荷载施加角ψ为75°。可注意到，相对于载荷轴线，角ψ与裂纹倾斜角互补。

应力强度因子K_I和K_II由下式提供：

$K_{I,\mathrm{II}}=\frac{P\sqrt{\pi .a}}{\mathrm{Wt}}{F}_{I,\mathrm{II}}$

其中P为荷载(N)，a为裂纹长度(mm)，W为试样宽度(mm)，t为试样厚度(mm)。对于疲劳试验而言，最大荷载记作P_max，相应的应力强度因子记作K_max。

分别对应于模式I和模式II的形状因子F_I和F_II针对试样的几何形状，如下给出：

$F_I=\frac{\cos \Psi }{1-\frac{a}{W}}\sqrt{\frac{\mathrm{0,26}+\mathrm{2,65}\left(\frac{a}{W-a}\right)}{1+\mathrm{0,55}\left(\frac{a}{W-a}\right)-\mathrm{0,08}{\left(\frac{a}{W-a}\right)}^2}}$

$F_{\mathrm{II}}=\frac{\sin \Psi }{1-\frac{a}{W}}\sqrt{\frac{-\mathrm{0,23}+\mathrm{1,40}\left(\frac{a}{W-a}\right)}{1-\mathrm{0,67}\left(\frac{a}{W-a}\right)+\mathrm{2,08}{\left(\frac{a}{W-a}\right)}^2}}$

其中ψ为垂直于初始裂纹方向的平面与应力方向之间的角度。

等效应力强度因子K_eff根据下式确定：

$K_{\mathrm{eff}}=\sqrt{((1-v^2)K_I^2+(1-v^2)K_{\mathrm{II}}^2+(1+v)K_{\mathrm{III}}^2)}$

对于所述试验中使用的几何形状而言，K_III＝0。K_eff max为疲劳周期期间的最大应力强度因子，对应于最大荷载P_max。

初始裂纹方向与偏移裂纹方向之间的偏移角Θ使得可以对裂纹分叉倾向进行定量评估。其根据图4所示测量。图4为破裂的Sinclair试样(61)的图。破裂试件的轮廓(65)以0.5mm的步长(pas)使用轮廓测定仪测量。所得数据点使用3点滑动法平滑。对每组3个数据点测定偏移角。机械裂纹(69)的末端与距离试样边缘32mm处的最大偏移角即为Θ值。

Θ相对于K_eff max的函数关系图可提供与L-S试样的裂纹分叉倾向相关联的定量测量。对于给定的K_eff max而言，Θ值越大，代表裂纹分叉倾向越小。然而，由于Sinclair和Gregson在上述参考文献中说明的原因，对于小于约5MPa或大于约15MPa的K_eff max而言，Θ值在试样之间无区别。因此，K_eff max＝10MPa时的Θ值特别重要。

根据本发明，对于I和II混合模式应力(ψ＝75°)下的S-L裂纹试验的试样而言，当最大等效应力强度因子K_eff max＝10MPa时的Θ为至少20°、优选至少30°时，厚度为至少30mm的基本未再结晶的轧制产品具有低裂纹分叉倾向。Sinclair和Gregson的文献清楚地示出了已知的表现出低裂纹分叉倾向的AA7050合金试样满足所述Θ角的条件。

术语“结构元件”是指机械结构中使用的构件，对其而言静态和/或动态机械性能对于结构特性特别重要，而且常对其指定结构计算或进行结构计算。它们通常为其开裂可严重危及所述机械结构、其使用者或其他人的安全的构件。对于飞机而言，所述结构元件包括特别是机身(例如机身外壳)、纵梁、舱壁、周围框架、机翼(例如机翼外壳、纵梁、翼肋、加强杆)、尾翼(特别是包括水平和竖直稳定装置)、横梁、座椅轨道、舱门。

由于结合了经仔细选择的组成和特定的制造方法步骤，本发明的厚度为至少30mm的基本未再结晶的轧制产品具有低裂纹分叉倾向。

本发明的铝锂合金轧制产品包含2.2至3.9重量％的Cu、0.7至2.1重量％的Li、0.2至0.8重量％的Mg、0.2至0.5重量％的Mn、0.04至0.18重量％的Zr、小于0.05重量％的锌、和任选地，0.1至0.5重量％的银、剩余的铝和不可避免的杂质。优选地，Si和Fe含量各自至多为0.15重量％，或优选0.10重量％，其它不可避免的杂质的含量各自至多为0.05重量％，且总计0.15重量％。优选地，在浇铸过程中加入含钛的精炼剂。优选地，钛含量为0.01至0.15重量％，且优选为0.01至0.04重量％。铜含量优选至少2.7重量％，甚或至少3.2重量％，以获得足够的机械强度。锂含量优选至少0.8重量％，甚或更优选至少0.9重量％，以获得低密度。在本发明的一些实施方案中，最大锂含量限于1.8重量％，甚或1.4重量％，且优选1.25重量％。本发明对于同时含有高Li含量和高Cu含量的合金特别有利，因为这些合金可显示出非常有利的各种机械性能的平衡，但对裂纹分叉特别敏感。在一个有利的实施方案中，以重量百分数表示的Li和Cu含量满足Li+Cu＞4，优选Li+Cu＞4.3。然而，如果合金同时含有极高的Li和Cu含量，那么在均化期间可能发生烧损。在本发明的一个优选的实施方案中，以重量百分数表示的Li和Cu含量满足Li+0.7Cu＜4.3，优选Li+0.5Cu＜3.3。

锰是本发明轧制产品中必不可少的组分，其含量经仔细选择，优选为0.3至0.5重量％。小心控制的经由选定含量同时辅以形变的热处理条件所获得的锰分散体的分布，有助于避免应力局部化和晶粒间界处的应力。尽管不囿于任何特定理论，但发明人相信，根据本发明所获得的含锰分散体的分布有助于实现低裂纹分叉倾向。

发明人发现，机械强度和韧度方面的性能对于不含银的合金而言通常难以获得，特别是在控制拉伸后的永久形变低于3％的情况下更是如此。发明人相信，银在自然或人工时效期间所形成的含铜硬化相的形成过程中发挥作用，特别是，能使相的形成更精细，并且能使这些相的分布更均匀。当银含量为至少0.1重量％、优选至少0.2重量％时，可观测到银的有利效果。由于银的成本较高，在许多情况下，Ag的过量添加可能是经济不利的，因此其有利地为不超过0.5重量％，优选0.3重量％。

Mg的添加能够改善机械强度并降低密度。然而，Mg的过量添加可对韧度产生不利影响。在本发明的一个有利的实施方案中，Mg含量至多0.4重量％。发明人相信，Mg的添加也可在含铜相的形成过程中发挥作用。

含有控制量的合金元素的合金以铸块的形式浇铸。

所述铸块在470-510℃下均化2至30小时。至少470℃或优选至少490℃的均化温度使得能够同时形成分散体，并为有效的固溶处理做好准备。发明人发现，高于约510℃的均化温度会产生较高的裂纹分叉倾向。发明人相信，高均化温度会影响含Mn分散体的尺寸和分布。

如果合适，在再热之后进行热轧步骤，以生产厚度为至少30mm的板材。至少410℃、优选至少430℃、甚或优选至少450℃的热轧出口温度对于在固溶处理后获得基本未再结晶的产品而言是必须的。基本未再结晶产品意指再结晶率在1/4和1/2厚度(T/4和T/2)处低于10％。然后将板材在490至540℃下加热15min至4h进行固溶处理，然后用冷水淬火。固溶处理参数取决于产品厚度。在固溶处理期间避免分散体聚结是重要的，因为这会损害由小心控制的均化处理所产生的效果。因此，均化和固溶处理的总的等效时间t(eq)不超过30h，优选20h。

500℃的等效时间t(eq)由下式定义：

$t\left(\mathrm{eq}\right)=\frac{\int \exp (-26100/T)\mathrm{dt}}{\exp (-26100/T_{\mathrm{ref}})}$

其中T为以开表示的瞬时温度，其随时间t(小时)而变化，T_ref为500℃(773K)的基准温度。t(eq)以小时表示。常数Q/R＝261000K来自Mn的扩散活化能，Q＝217000J/mol。提供t(eq)的上式将加热和冷却步骤考虑在内。

冷水淬火在固溶处理之后进行。在本发明的一个有利的实施方案中，进行快速淬火。快速淬火意指对于所述板材厚度可实现的最大冷却速率。在本发明的一个有利的实施方案中，使用竖直浸渍淬火优于水平喷淋淬火。发明人发现，使用快速淬火加工的产品具有更小的裂纹分叉倾向。发明人相信，这种效果可能与更低的晶粒间界淀积有关。

然后将产品控制拉伸至永久变形为2至5％，优选3至4％。在130-160℃下时效处理5至60小时，产生T8状态。在一些情况下，特别是对于一些优选的组成而言，时效处理更优选在140-160℃下进行12至50小时。较低的时效处理温度通常有利于高韧度。

本发明的产品具有低裂纹分叉倾向，这意味着当在混合模式I和II(ψ＝75°且K_eff max＝10MPa)下对厚度为至少30mm、优选至少60mm的S-L裂化试样进行测试时，裂纹偏移角Θ为至少20°，优选至少30°。

低裂纹分叉倾向也可从L-S方向的疲劳试验中看出。低裂纹分叉倾向还意指对于本发明的产品而言，在根据标准ASTM E 647(R＝0.1，σ_max＝220MPa)、使用图6的试验试样进行的疲劳试验中，在一批至少4个L-S试样中，小于20％、优选小于10％的试样上表现出裂纹分叉。

T8状态下，30至100mm厚的本发明产品的其他一些有利特性包括a1和a2特征中的至少一种，以及b1、b2和b3特征中的至少一种，其中特征a1、a2、b1、b2、b3定义如下：

a1：L-方向上T/4和T/2的弹性极限R_p0.2为至少455MPa，优选至少460MPa，甚或至少465MPa。

a2：L-方向上T/4和T/2的抗拉强度为至少490MPa，优选至少495MPa，甚或至少500MPa。

b1：L-T方向上T/4和T/2的韧度K_1C为至少31MPa优选至少32MPa甚或至少33MPa

b2：T-L方向上T/4和T/2的韧度K_1C为至少28MPa优选至少29MPa甚或至少30MPa

b3：S-L方向上T/4和T/2的韧度K_1C为至少25MPa优选至少26MPa甚或至少27MPa

T8状态下，超过100mm厚度的本发明产品的其他一些有利特性包括a4和a5特征中的至少一种，以及b4、b5和b6特征中的至少一种，其中特征a4、a5、b4、b5、b6定义如下：：

a4：L-方向上T/4和T/2的弹性极限R_p0.2为至少440MPa，优选至少445MPa，甚或至少450MPa。

a5：L-方向上T/4和T/2的抗拉强度R_m为至少475MPa，优选至少480MPa，甚或至少485MPa。

b4：韧度K_1C：L-T方向上，在T/4和T/2处，为至少26MPa优选至少27MPa甚或至少28MPa

b5：韧度K_1C：T-L方向上，在T/4和T/2处，为至少25MPa优选至少26MPa甚或至少27MPa

b6：韧度K_1C：S-L方向上，在T/4和T/2处，为至少24MPa优选至少25MPa甚或至少26MPa

本发明产品显示出高的耐蚀性。当根据ASTM G85标准在MASTMAASIS(改进的ASTM乙酸盐间歇喷雾)条件下测试时，本发明产品达到EA级，且优选P级(仅存在锈斑)。当根据ASTM G47进行测试时，对于ST试样而言，本发明产品应力抗腐蚀性在300MPa应力下、优选在350MPa应力下达到30天。

本发明产品可有利地用在结构元件内。由本发明轧制产品形成的结构元件通常可包括用于航空工程的加强杆、翼肋或框架。本发明特别有利于由一体式机械加工制造的具有复杂形状的部件，该部件可用于特别是制造机翼以及本发明产品性能对其有利的任意其他应用。

实施例

实施例1

浇铸了两个AA2050合金铸块，记作A和B。其组成在表1中给出。为了进行比较，亦对T7451状态的AA7050合金铸块进行裂纹分叉测试。其组成也在表1中给出。

表1：不同铸块的组成(重量％)

  Si  Fe  Cu  Mn  Mg  Ti  Zr  Li  Ag  Zn  A  0.03  0.04  3.46  0.39  0.4  0.02  0.10  0.88  0.39  0.02  B  0.04  0.05  3.60  0.39  0.4  0.02  0.09  0.91  0.37  0.02  7050  0.04  0.09  2.11  0.01  2.22  0.02  0.11  -  -  6.18

根据本发明，将铸块A在500℃下均化12小时(加热速率：15℃/h，500℃的等效时间：16.7h)。将铸块B(参照)在500℃下均化8小时，然后在530℃下均化36小时(加热速率：15℃/h，500℃的等效时间：140h)。将铸块A热轧成60mm厚板材，热轧出口温度为466℃，将所得板材在504℃下固溶处理2小时(加热速率：50℃/h，500℃的等效时间：2.9h)，然后冷水淬火。将铸块B热轧成65mm厚板材，热轧出口温度为494℃，将所得板材在526℃下固溶处理2小时(加热速率：50℃/h，500℃的等效时间：6h)，然后冷水淬火。将两个板材均控制拉伸，永久伸长率为3.5％，并在155℃下时效处理18小时。由铸块A和铸块B所得的板材分别记作板材A-60和板材B-60。因此，对于板材A-60和B-60而言，773K下均化和固溶处理的总等效时间t(eq)分别为19.6h和146h。

对试样进行机械测试以测定其静态机械性能及其韧度。抗拉强度R_m、0.2％伸长时的常规弹性极限R_p0.2、断裂伸长A在表2中给出，韧度K_1C在表3中给出。

表2 静态机械性能

表3 韧度

图1和2中所示并且宽度W＝40mm且厚度为5mm的“Sinclair试样”取自于板材A-60和B-60的T/2处，并进行了疲劳试验(R＝0.1)。使用图3中所示的试验几何形状。所述疲劳试验针对若干K_effmax进行，并且按图4方法测定了破裂试件的偏移角Θ。结果在图5和表4中给出。

表4 I和II混合模式应力下S-L疲劳试验后测定的偏移角Θ

^*断裂产生于钳口内

板材A-60在K_eff max为10MPa的情况下呈现高于20°的偏移角，这显示出其具有低裂纹分叉倾向。该结果为L-S试样的疲劳试验所证实。根据图6的四个L-S试样取自板材A-60和板材B-60中，并进行模式I的疲劳试验(σ_max＝220MPa，R＝0.1)。图7a和图7b分别示出疲劳试验之后来自板材A和B的4个试样。结果与S-L试样的I和II混合模式应力试验所获得的结果一致：来自板材B-60的试样全部表现出严重的裂纹分叉，而来自板材A-60的试样仅显示出模式I的裂纹扩展。

实施例2

浇铸了两个AA2050合金铸块，记作A’和C，并且浇铸了两个合金AA2195参照铸块。其组成在表5中给出。

表5 不同铸块的组成(重量％)

  Si  Fe  Cu  Mn  Ma  Ti  Zr  Li  Ag  Zn  A’  0.03  0.04  3.46  0.39  0.4  0.02  0.10  0.88  0.39  0.02  C  0.02  0.05  3.56  0.41  0.35  0.03  0.09  0.93  0.37  0.02  D  0.03  0.04  4.2  -  0.4  0.02  0.11  1.06  0.35  0.02

  E  0.03  0.06  4.3  0.3  0.4  0.02  0.12  1.17  0.35  0.01

根据本发明，将铸块A’在500℃下均化12小时(加热速率：15℃/h，500℃的等效时间：16.7h)。将铸块C(参照)在500℃下均化8小时，然后在530℃下均化36小时(加热速率：15℃/h，500℃的等效时间：140h)。将铸块A’热轧成30mm厚板材，热轧出口温度为466℃，将所得板材在505℃下固溶处理2小时(加热速率：50℃/h，500℃的等效时间：3.0h)，然后冷水淬火。将铸块C热轧成30mm厚板材，热轧出口温度为474℃，将所得板材在525℃下固溶处理5小时(加热速率：50℃/h，500℃的等效时间：15.7h)，然后冷水淬火。将两种板材均控制拉伸，永久伸长为3.5％，并在155℃下时效处理18小时。由铸块A’和铸块C所制得的板材分别记作板材A’-30和板材C-30。

将铸块D和E在492℃下均化15小时(加热速率：15℃/h，500℃的等效时间：11.5h)。将铸块D热轧成25mm厚板材，热轧出口温度为430℃，将所得板材在510℃下固溶处理5小时(加热速率：50℃/h，500℃的等效时间：8.4h)，然后冷水淬火。将铸块E热轧成30mm厚板材，热轧出口温度为411℃，将所得板材在510℃下固溶处理4.5小时(加热速率：50℃/h，500℃的等效时间：7.6h)，然后冷水淬火。将两种板材均控制拉伸，永久伸长为4.3％，并在150℃下时效处理24小时。由铸块D和铸块E所制得的板材分别记作板材D-25和板材E-30。因此，对于板材A’-30、C-30、D-25和E-30而言，773K的均化和固溶处理的总等效时间t(eq)分别为19.7h、155.7h、19.9h和19.1h。

对来自板材A’-30、C-30、D-25和E-30的试样进行L-S试样疲劳试验。图6的4个L-S试样取自每个板并用于模式I疲劳试验(σ_max＝220MPa，R＝0.1)。图8a、8b、8c和8d分别示出了疲劳试验之后的来自板材A’-30、C-30、D-25和E-30的4个试样。仅来自板材A’-30的试样不具有任何的裂纹分叉，而对于来自板材C-30、D-25和E-30的试样而言，至少在一种情况下表现出严重的裂纹分叉。本发明的方法结合了特定的组成和限定的均化和固溶处理条件，使得能够获得不具有裂纹分叉的板材A’-30，而这对于板材C-30(高均化温度)及板材D-25和E-30(高铜含量)而言都是无法做到的。