一种具有高强度Goss+P织构和优异抗疲劳性能的Al-Cu-Mg合金及工艺

摘要

一种具有高强度Goss+P织构和优异抗疲劳性能的Al‑Cu‑Mg合金及工艺，所述合金包括Cu 4.2～4.5％，Mg 1.2～1.5％，Mn 0.3～0.8％,Ti 0.03～0.1％,Fe<0.06％，Si<0.06％；且Cu/Mg质量比为2.9～3.7。热加工方法是将Al‑Cu‑Mg铸锭进行均匀化、高温快速热轧、再结晶退火、固溶淬火、自然时效。本发明工艺简单合理，通过控制合金的Cu/Mg比降低P织构的形成温度至与Goss织构形成温度相同或相近。然后，通过均匀化处理，消除组织成分偏析和第二相粒子分布不均匀性，继而高温大变形量快速热轧获得高强度Brass织构，通过退火+固溶淬火处理同时获得高强度的Goss织构和P织构，最大程度地消耗Brass、Copper等形变织构，得到高强度Goss和P织构，阻碍疲劳裂纹扩展，使得合金具有优良的抗疲劳性能，适于工业化应用。

说明书

技术领域

本发明公开了一种具有优异抗疲劳性能的Al-Cu-Mg合金及热加工工艺；具体涉及一种具有高强度Goss+P织构和优异抗疲劳性能的Al-Cu-Mg合金及热加工工艺；属于有色金属加工工艺技术领域。

背景技术

Al-Cu-Mg系铝合金具有密度低、强度高、铸造性能、焊接性能以及加工性能良好等综合性能，其退火态和时效态板材被广泛应用于航空工业及民用工业等领域，尤其是在航空工业中有着十分重要的地位，是航空工业主要结构材料之一。20世纪80年代以后，随着航空航天领域的迅猛发展，对飞机的要求越来越高，其服役环境更加恶劣，除了要求基本的高强度之外，还要满足高抗疲劳性能，高耐热性能等要求。然而，对于提高Al-Cu-Mg系合金抗疲劳能力，目前的研究还不够全面深入。同时，复合材料的出现又对航空用抗疲劳损伤铝合金产生巨大挑战。因此，如何进一步提高该系铝合金抗疲劳性能成为亟需解决的问题，这也对该系铝合金在航空航天领域的应用和发展具有十分深远的意义。

针对该系航空用铝合金抗疲劳性能的研究，目前主要从控制原子团簇尺寸、析出相、合金成分配比、杂质含量、预变形以及电场效应等方面进行开展，并且取得了一定的成果。专利CN10349811A通过控制Al-Cu-Mg合金固溶态预拉伸板材的时效进程,形成能够被位错反复切割的原子团簇和GP区强化粒子，在保持较高的强度条件下，大大减小了疲劳裂纹尖端位错往复滑移的阻力和疲劳损伤积累，提高了板材的抗疲劳性能。专利CN101082115A公开一种热处理工艺，可以使低Cu/Mg成分比Al-Cu-Mg合金获得大尺寸的GPB区强化组织，这种组织有利于位错在循环应力作用下往复滑移，抗疲劳性能较好。专利CN103469037A采用大变形量挤压破碎第二相粒子，然后预拉伸引入位错作为能量陷阱，控制Al-Cu-Mg合金的时效进程在S，相的早期阶段，从而得到弥散分布的S，相，S，相足够的韧度和变形能力，使得合金具有较好的抗疲劳性能。专利CN1829812A、CN102251159A、CN103045921A、CN101580910A、CN101124346A所公开的技术方案，主要是通过控制合金成分配比以及杂质元素的含量来提高材料的抗疲劳性能。专利CN105734469A采用在时效前进行6～15％的冷轧预变形处理，使表面产生一定的压应力层，有效抑制裂纹在疲劳应力作用下的形成和扩展。另外，美国专利US2004079455也报道了通过先轧制后拉伸综合预变形可以降低了合金的裂纹扩展速率。专利CN101921977A和CN101570839则是通过电场、应力场和温度场的综合作用来改善晶内析出相、晶界沉淀相和无沉淀析出带的形态和分布，一定程度上提高了合金的耐疲劳损伤性能。

然而上述诸多因素的研究并不代表合金疲劳机理研究的全部。一个典型的例子是国产2524铝合金在合金成分、杂质元素和矫正变形等因素都控制合理的情况下，其疲劳裂纹扩展速率仍未达到国际标准。发明人通过深入研究2524铝合金板材发现织构也是影响该系铝合金板材抗疲劳性能的关键因素。发明人研究发现：Goss织构，P织构对提高铝合金抗疲劳性能有良好的作用，而诸如Brass等形变织构容易使裂纹发生跨晶界扩展，不利于提高合金的疲劳性能。

现有技术中，利用Goss织构提高铝合金抗疲劳性能的报道，主要是发明人申请的以下专利：1，CN103045976A公开了一种冷轧板材的热处理工艺，可获得Goss织构强度为6.52的时效板材，具有较好的抗疲劳性能。2，CN103526140A则是对冷轧板材进行高温短时固溶处理从而避免发生完全再结晶也能获得Goss织构，板材的疲劳性能也较好。3，CN10358997A采用小变形量热轧+一次固溶+大变形量冷轧+二次固溶+自然时效处理获得板材的Goss织构强度为3.72，疲劳性能也相对优异。

由于Goss织构和P织构的形成温度范围相差较大，Goss织构倾向于在较低的温度下形成，而P织构则需要在较高的温度下才能形成，因此，至今为止，现有技术中未见报道如何同时获得高强度的Goss+P织构的技术方案。

发明内容

本发明的目的在于克服现有技术之不足，提供一种工艺简单、操作方便、流程短的具有高强度Goss+P织构和优异抗疲劳性能的Al-Cu-Mg合金及热加工工艺。

本发明基于合金成分、热加工及热处理工艺制度等因素对织构演变的理论机理的研究，从控制合金成分及Cu/Mg成分比，通过均匀化工艺、热轧工艺及随后热处理工艺的协同匹配，调控合金基体中各种织构的强度，尽可能消耗Brass等形变织构，最大限度地同时获得高强度的Goss织构和P织构，达到提高Al-Cu-Mg系铝合金抗疲劳性能。

采用本发明可同时获得高强度Goss织构和P织构且有效提高Al-Cu-Mg系合金抗疲劳性能。

本发明一种具有高强度Goss+P织构和优异抗疲劳性能的Al-Cu-Mg合金，包括下述组分，按质量百分比组成：

Cu 4.2～4.5％，Mg 1.2～1.5％，Mn 0.3～0.8％,Ti 0.03～0.1％，Fe<0.06％，Si<0.06％余量为Al；且Cu/Mg质量比为2.9～3.7。

本发明一种具有高强度Goss+P织构和优异抗疲劳性能的Al-Cu-Mg合金，包括下述组分，按质量百分比组成：

Cu 4.2～4.5％，Mg 1.2～1.5％，Mn 0.3～0.8％,Ti 0.03～0.1％，Fe<0.06％，Si<0.06％余量为Al；且Cu/Mg质量比为2.9～3.7；更优选的Cu/Mg质量比为3.2～3.7；再优选的Cu/Mg质量比为3.2～3.5。

本发明一种具有高强度Goss+P织构和优异抗疲劳性能的Al-Cu-Mg合金，其特征在于：Al-Cu-Mg合金基体中，Goss+P织构强度≥19。

本发明一种具有高强度Goss+P织构和优异抗疲劳性能的Al-Cu-Mg合金，其特征在于：Al-Cu-Mg合金基体中，Goss+P织构强度为19～26。

本发明一种具有高强度Goss+P织构和优异抗疲劳性能的Al-Cu-Mg合金的热加工工艺，是将Al-Cu-Mg铸锭进行均匀化处理后，进行高温大变形量快速热轧，然后，对热轧材进行较低温度的再结晶退火，最后进行固溶+水淬+自然时效处理。

本发明一种具有高强度Goss+P织构和优异抗疲劳性能的Al-Cu-Mg合金的热加工工艺，所述均匀化处理工艺参数为：475～500℃/24～96h。

本发明一种具有高强度Goss+P织构和优异抗疲劳性能的Al-Cu-Mg合金的热加工工艺，高温大变形量快速热轧工艺参数是：热轧温度：470～490℃，轧制变形量：85％～98％，轧制时间为：40～90s；优选的工艺参数为：热轧温度：475～490℃，轧制变形量：90％～98％，轧制时间为：40～80s；更优选的工艺参数为：热轧温度：480～490℃，轧制变形量：95％～98％，轧制时间为：40～60s。

本发明一种具有高强度Goss+P织构和优异抗疲劳性能的Al-Cu-Mg合金的热加工工艺，再结晶退火工艺参数是320～380℃/120～360min；优选的再结晶退火工艺参数是：340～380℃/180～360min；更优选的再结晶退火工艺参数是：350～380℃/240～360min。

本发明一种具有高强度Goss+P织构和优异抗疲劳性能的Al-Cu-Mg合金的热加工工艺，其固溶工艺制度为：470～510℃/20～90min，水淬。

本发明一种具有高强度Goss+P织构和优异抗疲劳性能的Al-Cu-Mg合金的热加工工艺，所述自然时效工艺为：室温下放置至少96h。

本发明一种具有高强度Goss+P织构和优异抗疲劳性能的Al-Cu-Mg合金的热加工工艺，制备的铝合金热轧材的抗拉强度为429～471MPa，屈服强度为275～315MPa，延伸率为19.9～26.3％，抗疲劳性能为：ΔK＝30MPam^1/2，da/dN＝8.0×10^～4～1.5×10^～3mm/cycle。

本发明原理

本发明人通过大量研究，从控制合金成分及Cu/Mg质量比，通过均匀化工艺、热轧工艺及随后热处理工艺的协同匹配，调控合金基体中各种织构的强度，尽可能消耗Brass等形变织构，最大限度地同时获得高强度的Goss织构和P织构，达到提高Al-Cu-Mg系铝合金抗疲劳性能。对于提升该合金在航空领域的应用水平具有深远的意义。

本发明采用上述工艺，将Cu/Mg成分比为2.9～3.7的Al-Cu-Mg铸锭先进行475～500℃/24～96h均匀化处理，后进行高温大变形量快速热轧，再对板材进行320～380℃/120～360min再结晶退火处理，继而进行固溶+水淬处理，最后室温自然时效至少96h以上。

本发明首先通过设计合金成分以及Cu/Mg成分比，调控合金的层错能。合金的层错能越高，在热轧过程中位错越容易发生束集，有利于位错进行交滑移，容易获得高的Brass、Copper等形变织构。通过均匀化温度与时间的优化，使合金内部的结晶组织得到改善，铸造应力得以消除，偏析减少。通过高温轧制，大大增加滑移系数量，提高了晶粒向Brass、Copper晶粒取向的转动效率，以便获得高强度Brass、Copper等形变织构；同时高温轧制减小铸锭变形抗力也降低了轧机的负荷，有利于板形的控制。由于Brass、Copper的Schmid因子相比其他变形织构要小，其取向属于“硬”取向，不容易发生滑移。因此通过大变形热轧，大大提高了其它取向的晶粒向Brass、Copper取向晶粒转动的效率，从而获得高强度的Brass、Copper织构。另外在热轧过程中采用40～90s短时热轧，可以有效降低因动态再结晶对热轧Brass、Copper织构组分的减少效应，有效保持了Brass、Copper织构的强度。

发明人的研究发现：Al-Cu-Mg合金热轧板在退火的初期阶段，热轧Copper、S等变形织构会在一定程度上先转变为Brass织构,达到阶段性强化Brass织构组分的目的；在退火的中、后期，Goss晶粒、P晶粒则倾向于在Brass晶粒上形核并长大，强化的Brass织构组分可以增大Goss织构和P织构的转变量。由此可见，Goss晶粒在退火过程中是以消耗Brass晶粒而形核长大，与P晶粒存在相互竞争生长的关系。其原理是：与前人发现的Goss晶粒{011}<100>取向与Brass晶粒{011}<112>取向存在35°<110>晶体学位向关系一样，P晶粒{011}<122>取向与Brass晶粒{011}<112>取向也存在35°<110>晶体学位向关系，具有低能量取向关系。随后，发明人的研究发现，这种竞争生长的关系受再结晶退火温度影响，温度较低时有利于Goss晶粒在热轧Brass基体上生长，温度较高时则有利于P晶粒生长。而且，发明人的最新研究还发现：通过控制合金的Cu/Mg成分比为2.9～3.7可以降低P织构的形成温度范围，使得Goss和P织构具有相同或者相近的形成温度，从而实现了在较低的温度下同时获得高强度的Goss和P织构。因此，发明人通过选择合理的退火工艺，实现了促进Goss晶粒和P晶粒在Brass基体上的同时生长，达到同时提高Goss织构和P织构强度，最大限度消耗Brass织构组分的目的。

Goss、P和Brass等织构组分的强弱则直接影响Al-Cu-Mg合金板材的抗疲劳性能。一方面高强度的Goss织构和P织构使得Al-Cu-Mg合金晶粒中较多的{111}面处在或者接近于最大外加切应力方向，减小位错在疲劳应力作用下往复滑移的阻力，促进驻留滑移带的产生，有利于疲劳裂纹的塑性诱导闭合效应，降低疲劳损伤。另一方面，Goss晶粒和P晶粒与周围晶粒存在着大的扭转角界面，容易诱发裂纹偏转，导致粗糙的断裂平面，产生明显的粗糙度诱导裂纹闭合效应，增加裂纹扩展消耗的能量，从而降低疲劳裂纹扩展速率，而且，在相同的温度范围内得到高强度Goss和P织构，有利于同时发挥Goss和P织构对疲劳裂纹扩展的共同阻碍作用，使得合金具有更加优良的抗疲劳性能。与此相反，Brass织构晶粒中的{111}面大多处在远离最大外加切应力方向，不利于位错在循环应力作用下的往复滑移，容易产生应力集中和疲劳损伤积累，从而加速裂纹的跨晶界扩展，不利于提高合金的抗疲劳性能。

退火后再经过合理的固溶淬火处理，能够进一步消耗Brass织构组分，从而获得更高的Goss织构和P织构强度。固溶淬火后进行自然时效处理一方面析出弥散强化相，另一方面继续保持了高强度的Goss织构和P织构组分。

本发明的优势如下：

以前发明的技术虽然能够获得一定程度的Goss织构或者P织构，但是总的来说，其织构强度比较低，存在较大的提升空间，而且其工艺相对来说都比较复杂，需要耗费更多的资源，工业成产极为不便。另外，以前的工艺Goss织构和P织构的形成温度范围相差较大，Goss织构倾向于在较低的温度下形成，而P织构则需要在较高的温度下才能形成，因此无法在较低的温度下同时获得高强度的Goss织构和P织构，不能充分发挥两者对疲劳裂纹扩展的共同阻碍作用。相比于以前的技术，本发明降低了P织构的形成温度，能够在较低的温度下同时获得高强度的Goss织构和P织构，同时发挥Goss织构和P织构对疲劳裂纹扩展的共同阻碍作用，大大提高了合金的抗疲劳性能，且工艺简单合理，操作方便、流程短。

综上所述，本发明工艺简单合理。通过合金成分以及Cu/Mg成分比调控Al-Cu-Mg合金的层错能以及织构的形成温度。通过均匀化工艺的优化解决了铸锭成分偏析及第二相粒子分布不均匀性等问题，然后高温大变形量短时热轧获得高强度Brass、Copper等变形织构，继而对热轧板进行320～380℃/120～360min再结晶退火处理，促进Goss晶粒和P晶粒同时在Brass基体上择优形核并生长，达到同时增强Goss织构和P织构，消耗Brass基体组分的目的；然后470～510℃/20～90min固溶淬火处理，进一步提高Goss织构和P织构强度，充分发挥Goss织构和P织构对疲劳裂纹扩展的共同阻碍作用，使Al-Cu-Mg合金具有优良抗疲劳性能，制备的铝合金热轧材的抗拉强度为429～471MPa，屈服强度为275～315MPa，延伸率为19.9～26.3％，抗疲劳性能为：ΔK＝30MPam^1/2，da/dN＝8.0×10^～4～1.5×10^～3mm/cycle。适于工业化应用。

附图说明

附图1是实施例1合金时效态板材的织构取向分布函数图。

附图2是实施例2合金时效态板材的织构取向分布函数图。

附图3是实施例3合金时效态板材的织构取向分布函数图。

附图4是实施例4合金时效态板材的织构取向分布函数图。

附图5是实施例5合金时效态板材的织构取向分布函数图。

附图6是实施例6合金时效态板材的织构取向分布函数图。

附图7是实施例7合金时效态板材的织构取向分布函数图。

附图8是实施例8合金时效态板材的织构取向分布函数图。

附图9是对比例1合金时效态板材的织构取向分布函数图。

附图10是对比例2合金时效态板材的织构取向分布函数图。

附图11是对比例3合金时效态板材的织构取向分布函数图。

附图12是对比例4合金时效态板材的织构取向分布函数图。

附图13是实施例1-4以及对比例1-4的疲劳裂纹扩展速率曲线(da/dN-ΔK)。

附图14是实施例5-8以及对比例1-4的疲劳裂纹扩展速率曲线(da/dN-ΔK)。

结合图1～12可以看出：

实施例1合金时效板材基体组织中主要织构类型及强度如下:Goss:10.39；P:8.65；Goss+P:19.04；

实施例2合金时效板材基体组织中主要织构类型及强度如下:Goss:12.39；P:7.41；Goss+P:19.80；

实施例3合金时效板材基体组织中主要织构类型及强度如下:Goss:4.80；P:14.54；Goss+P:19.34；

实施例4合金时效板材基体组织中主要织构类型及强度如下:Goss:15.49；P:7.71；Goss+P:23.20；

实施例5合金时效板材基体组织中主要织构类型及强度如下:Goss:10.73；P:10.73；Goss+P:21.46；

实施例6合金时效板材基体组织中主要织构类型及强度如下:Goss:8.07；P:12.14；Goss+P:20.21；

实施例7合金时效板材基体组织中主要织构类型及强度如下:Goss:11.74；P:7.81；Goss+P:19.55；

实施例8合金时效板材基体组织中主要织构类型及强度如下:Goss:14.18；P:11.80；Goss+P:25.98；

对比例1合金时效板材基体组织中主要织构类型及强度如下:Goss:5.21；P:2.59；

Goss+P:7.80；

对比例2合金时效板材基体组织中主要呈现出随机织构的特征。

对比例3合金时效板材基体组织中主要织构类型及强度如下:Goss:9.71；P:3.21；

Goss+P:12.92；

对比例4合金时效板材基体组织中主要织构类型及强度如下:Goss:8.85；P:8.85；

Goss+P:17.7。

比较各实施例和对比例的主要退火温度，可以发现：控制合金的Cu/Mg成分比为2.9～3.7，可以大大的降低P织构的形成温度，实现了在较低的温度下同时获得高强度的Goss织构和P织构。

比较各实施例和对比例的主要织构类型、强度，可以发现：中、高Cu/Mg成分比的合金可以同时获得高强度的Goss织构和P织构；而低Cu/Mg成分比的合金则难以获得高强度的Goss织构或者P织构。

结合附图1～14可以看出：

实施例1～8的合金都具有高强度的Goss+P织构(>17.7)，其时效态板材在ΔK＝30MPam^1/2其疲劳裂纹扩展速率都比对比例要低，展现出优异的抗疲劳性能。

具体实施方式

实施例1(Goss+P:19.04)

合金的成分为4.5％Cu，1.2％Mg(Cu/Mg＝3.7)，0.5％Mn，0.06％Ti，0.05％Fe，0.05％Si，其余为铝。铸锭经过495℃/48h均匀化处理后，继而在485℃进行变形量为96％的热轧，轧制时间为80s，后在330℃进行240min再结晶退火后，继而进行490℃/30min固溶淬火，后自然时效处理96h所得时效板的拉伸性能为：抗拉强度为429Mpa，屈服强度为297Mpa，延伸率为23.3％，疲劳性能为：ΔK＝30MPam^1/2,da/dN＝1.4×10^～3mm/cycle。

实施例2(Goss+P:19.80)

合金的成分为4.4％Cu，1.5％Mg(Cu/Mg＝2.9)，0.4％Mn，0.08％Ti，0.03％Fe，0.05％Si，其余为铝。铸锭经过475℃/48h均匀化处理后，继而在490℃进行变形量为92％的热轧，轧制时间为70s，后在320℃进行240min再结晶退火后，继而进行490℃/50min固溶淬火，后自然时效处理96h所得时效板的拉伸性能为：抗拉强度为446Mpa，屈服强度为302Mpa，延伸率为24.3％，疲劳性能为：ΔK＝30MPam^1/2,da/dN＝1.3×10^～3mm/cycle。

实施例3(Goss+P:19.34)

合金的成分为4.2％Cu，1.20％Mg(Cu/Mg＝3.5)，0.8％Mn，0.05％Ti，0.05％Fe，0.02％Si，其余为铝。铸锭经过495℃/48h均匀化处理后，继而在490℃进行变形量为85％的热轧，轧制时间为50s，后在340℃进行150min再结晶退火后，继而进行480℃/70min固溶淬火，后自然时效处理96h所得时效板的拉伸性能为：抗拉强度为442Mpa，屈服强度为295Mpa，延伸率为21.6％，疲劳性能为：ΔK＝30MPam^1/2,da/dN＝1.5×10^～3mm/cycle。

实施例4(Goss+P:23.20)

合金的成分为4.4％Cu，1.4％Mg(Cu/Mg＝3.2)，0.3％Mn，0.1％Ti，0.05％Fe，0.03％Si，其余为铝。铸锭经过490℃/72h均匀化处理后，继而在490℃进行变形量为98％的热轧，轧制时间为60s，后在340℃进行180min再结晶退火后，继而进行470℃/70min固溶淬火，后自然时效处理96h所得时效板的拉伸性能为：抗拉强度为471Mpa，屈服强度为312Mpa，延伸率为22.1％，疲劳性能为：ΔK＝30MPam^1/2,da/dN＝9.0×10^～4mm/cycle。

实施例5(Goss+P:21.46)

合金的成分为4.5％Cu，1.5％Mg(Cu/Mg＝3.0)，0.8％Mn，0.04％Ti，0.05％Fe，0.05％Si，其余为铝。铸锭经过500℃/96h均匀化处理后，继而在480℃进行变形量为90％的热轧，轧制时间为60s，后在360℃进行120min再结晶退火后，继而进行485℃/40min固溶淬火，后自然时效处理96h所得时效板的拉伸性能为：抗拉强度为449Mpa，屈服强度为295Mpa，延伸率为26.3％，疲劳性能为：ΔK＝30MPam^1/2,da/dN＝9.8×10^～4mm/cycle。

实施例6(Goss+P:20.21)

合金的成分为4.3％Cu，1.3％Mg(Cu/Mg＝3.3)，0.6％Mn，0.03％Ti，0.05％Fe，0.05％Si，其余为铝。铸锭经过500℃/24h均匀化处理后，继而在470℃进行变形量为90％的热轧，轧制时间为90s，后在380℃进行200min再结晶退火后，继而进行485℃/40min固溶淬火，后自然时效处理96h所得时效板的拉伸性能为：抗拉强度为457Mpa，屈服强度为275Mpa，延伸率为20.3％，疲劳性能为：ΔK＝30MPam^1/2,da/dN＝1.1×10^～3mm/cycle。

实施例7(Goss+P:19.55)

合金的成分为4.4％Cu，1.5％Mg(Cu/Mg＝2.9)，0.5％Mn，0.1％Ti，0.05％Fe，0.05％Si，其余为铝。铸锭经过500℃/24h均匀化处理后，继而在475℃进行变形量为98％的热轧，轧制时间为90s，后在330℃进行240min再结晶退火后，继而进行470℃/90min固溶淬火，后自然时效处理96h所得时效板的拉伸性能为：抗拉强度为454Mpa，屈服强度为315Mpa，延伸率为21.7％，疲劳性能为：ΔK＝30MPam^1/2,da/dN＝1.4×10^～3mm/cycle。

实施例8(Goss+P:25.98)

合金的成分为4.5％Cu，1.3％Mg(Cu/Mg＝3.5)，0.5％Mn，0.07％Ti，0.04％Fe，0.05％Si，其余为铝。铸锭经过485℃/96h均匀化处理后，继而在490℃进行变形量为98％的热轧，轧制时间为50s，后在350℃进行360min再结晶退火后，继而进行510℃/20min固溶淬火，后自然时效处理96h所得时效板的拉伸性能为：抗拉强度为467Mpa，屈服强度为296Mpa，延伸率为19.9％，疲劳性能为：ΔK＝30MPam^1/2,da/dN＝8.0×10^～4mm/cycle。

对比例1(Goss+P:7.80)

合金的成分为4.0％Cu，1.6％Mg(Cu/Mg＝2.5)，0.3％Mn，0.03％Ti，0.04％Fe，0.05％Si，其余为铝。铸锭经过470℃/96h均匀化处理后，继而在460℃进行变形量为85％的热轧，轧制时间为90s，后在350℃进行200min再结晶退火后，继而进行495℃/50min固溶淬火，后自然时效处理96h所得时效板的拉伸性能为：抗拉强度为465Mpa，屈服强度为256Mpa，延伸率为19.5％，疲劳性能为：ΔK＝30MPam^1/2,da/dN＝3.6×10^～3mm/cycle。

对比例2(随机织构)

合金的成分为4.5％Cu，1.5％Mg(Cu/Mg＝3.0)，0.3％Mn，0.06％Ti，0.05％Fe，0.05％Si，其余为铝。铸锭经过500℃/48h均匀化处理后，继而在485℃进行变形量为80％的热轧，轧制时间为40s，后在420℃进行200min再结晶退火后，继而进行475℃/50min固溶淬火，后自然时效处理96h所得时效板的拉伸性能为：抗拉强度为443Mpa，屈服强度为264Mpa，延伸率为18.3％，疲劳性能为：ΔK＝30MPam^1/2,da/dN＝8.3×10^～3mm/cycle。

对比例3(Goss+P:12.92)

合金的成分为4.2％Cu，1.23％Mg(Cu/Mg＝3.4)，0.4％Mn，0.03％Ti，0.05％Fe，0.04％Si，其余为铝。铸锭经过500℃/36h均匀化处理后，继而在460℃进行变形量为85％的热轧，轧制时间为70s，后在390℃进行180min再结晶退火后，继而进行510℃/10min固溶淬火，后自然时效处理96h所得时效板的拉伸性能为：抗拉强度为460Mpa，屈服强度为302Mpa，延伸率为23.8％，疲劳性能为：ΔK＝30MPam^1/2,da/dN＝2.6×10^～3mm/cycle。

对比例4(Goss+P:17.70)

合金的成分为4.2％Cu，1.4％Mg(Cu/Mg＝3.0)，1.0％Ag，0.9％Mn，0.07％Ti，余量为铝。铸锭经过490℃/48h均匀化处理后，继而在480℃进行变形量为95％的热轧，轧制时间为60s，后在450℃进行60min再结晶退火后，继而进行480℃/120min固溶淬火，后自然时效处理96h所得时效板的拉伸性能为：抗拉强度为456MPa，屈服强度为289MPa，延伸率为25.9％，疲劳性能为：ΔK＝30MPam^1/2,da/dN＝1.49×10^～3mm/cycle。

比较实施例1-8与对比例1-4的织构取向分布函数图及性能参数可知：实施例1～8的合金都具有高强度的Goss+P织构(>17.7)，其时效态板材在ΔK＝30MPam^1/2其疲劳裂纹扩展速率都比对比例要低，展现出优异的抗疲劳性能。