S2：将S1中的样品放置在110‑130℃退火t时间后在室温下进行轧制，累计下压量为B；

　　S3：将S2中的样品放置在110‑130℃退火2t时间后在室温下进行轧制，累计下压量为C；

　　S4：将S3中的样品放置在110‑130℃退火4t时间后在室温下进行轧制，累计下压量为D；

　　S5：将S4中的样品放置在110‑130℃退火8t时间后在室温进行轧制，最后总下压量为E；

　　2.根据权利要求1所述的一种高强2024铝合金加工工艺，其特征是，在步骤S2‑S5中，退

　　3.根据权利要求1所述的一种高强2024铝合金加工工艺，其特征是，在步骤S2‑S5中，退

　　4.根据权利要求1所述的一种高强2024铝合金加工工艺，其特征是，包括以下步骤：

　　S2：将S1中的样品放置在120℃退火32min后在室温下进行轧制，累计下压量为70％；

　　S3：将S2中的样品放置在120℃退火64min后在室温下进行轧制，累计下压量为90％；

　　S4：将S3中的样品放置在120℃退火128min后在室温下进行轧制，累计下压量为95％；

　　S5：将S4中的样品放置在120℃退火256min后在室温进行轧制，最后总下压量为98％。

　　5.根据权利要求1所述的一种高强2024铝合金加工工艺，其特征是，在步骤S1中，样品

　　6.根据权利要求1所述的一种高强2024铝合金加工工艺，其特征是，在步骤S5中，轧制

　　7.一种高强2024铝合金，其特征是，该高强2024铝合金以权利要求1‑6任意一项所述的

　　本发明涉及铝合金技术领域，更具体地说，它涉及一种高强2024铝合金加工工艺

　　2xxx系铝合金为Al‑Cu系，具有高的抗拉强度、韧性和耐疲劳强度，有一定的耐热

　　性，良好的加工性能，被广泛应用于飞机结构、汽车轮毂、及兵器工业等领域。其中，Al‑Cu‑

　　Mg合金是2xxx系铝合金中最具代表性的系列之一，是开发较早、研究较为深入、应用较为成

　　熟的高强度铝合金系列之一。常见的Al‑Cu‑Mg合金包括美国的2014、2048、2×24系列和中

　　国的2A12等，其中以2×24系列合金的发展最具代表性。2024合金是2×24系列合金中最早

　　研发出来的高强度铝合金，以其优异的力学性能在航空航天领域得到广泛应用，常用作飞

　　细化造成的强化以及位错密度增加带来的强化。对于细晶强化，其原理在于晶粒细化后合

　　金内部晶界的含量大幅度增加阻碍位错运动。一方面，晶界本身的特性为各种溶质原子的

　　扩撒提供了短路快速通道，使原子易在晶界处产生偏聚，为阻碍位错的运动提供了大量的

　　屏障。另一方面，对于等体积的同一种材料，晶粒的尺寸越小也就意味着材料单位体积中晶

　　界的密度就越高，整体上对阻碍位错进一步运动的作用越大，位错之间更容易相互交割并

　　发生束集，位错继续运动到相邻晶粒所需要克服的临界应力就越大，也就是说合金的强度

　　可以得到更大幅度的提升。至于位错强化，其实质是通过塑性变形在晶粒内部引入高密度

　　位错，当位错密度较高时，增大了位错之间相互交割反应产生割阶和位错锁的等的几率，进

　　一步通过不可动位错能够使位错增值产生更多的位错，当变形量一定时甚至可以在基体中

　　形成位错墙、位错胞等结构。这些高密度位错和不可动位错极大阻碍了位错进一步运动，九游官方入口由

　　中间退火可调控合金中合金元素的聚集形式，对于富集合金元素的2024铝合金，

　　在高温淬火得到的过饱和固溶体经过低温时效，溶质原子会从基体中通过脱溶析出形成纳

　　米级的结构或析出相，这些细小弥散分布的结构或析出相会造成基体晶格局部畸变，并进

　　一步在合金塑性变形过程中作为位错运动的锚点，起到钉扎位错，阻碍位错运动或使位错

　　增值的作用，对合金强化产生贡献。而对于2024铝合金，通过传统的轧制加上退火或时效工

　　艺，其抗拉及屈服性能只能达到700MPa左右。因此，如何研究设计一种更高抗拉强度和屈服

　　强度高强2024铝合金加工工艺及高强2024铝合金是我们目前急需解决的问题。

　　为解决现有技术中的不足，本发明的目的是提供一种高强2024铝合金加工工艺及

　　高强2024铝合金，相比于传统的大变形加退火工艺处理的2024铝合金，具有更高的抗拉强

　　S2：将S1中的样品放置在110‑130℃退火t时间后在室温下进行轧制，累计下压量

　　S3：将S2中的样品放置在110‑130℃退火2t时间后在室温下进行轧制，累计下压量

　　S4：将S3中的样品放置在110‑130℃退火4t时间后在室温下进行轧制，累计下压量

　　S5：将S4中的样品放置在110‑130℃退火8t时间后在室温进行轧制，最后总下压量

　　S2：将S1中的样品放置在120℃退火32min后在室温下进行轧制，累计下压量为

　　S3：将S2中的样品放置在120℃退火64min后在室温下进行轧制，累计下压量为

　　S4：将S3中的样品放置在120℃退火128min后在室温下进行轧制，累计下压量为

　　S5：将S4中的样品放置在120℃退火256min后在室温进行轧制，最后总下压量为

　　第二方面，提供了一种高强2024铝合金，该高强2024铝合金以第一方面任意一项

　　本发明将10mm厚热轧板材在490℃的温度下保温1小时进行固溶处理，随后水冷；

　　通过这一步可将大部分合金元素固溶进基体，以及消除基体中的某些空位、位错等缺陷；随

　　后再将固溶后的材料在195℃峰时效9小时，通过峰时效工艺可以将已经固溶进基体中的的

　　本发明中的2024铝合金在室温时为层状界面组织，并且拥有较高的位错密度，具

　　本发明中的总变形量为98％，不断的轧制是为了获得细化的晶粒和较高的位错密

　　本发明中的退火温度为120℃，在该温度下晶粒不易长大，因此对晶粒尺寸几乎无

　　影响，但对基体中的空位、置换原子等影响较大，因此中间退火消除了变形后基体中的一部

　　本发明中的2024铝合金主要强化机制都为：位错强化、细晶强化、析出强化。位错

　　强化和细晶强化是98％冷轧过程中引入的，大量位错和晶界可以阻碍位错的运动，从而提

　　1、本发明利用简单的轧制与热处理工艺，以较低的成本达到较高的性能，具有显

　　2、本发采用大变形的方式引入大量位错、细化晶粒，保证材料在室温下保持优异

　　3、本发明通过峰时效的处理使合金元素以第二相的形式在基体中析出，而不产生

　　4、本发明不断的中间退火加轧制可以是材料达到更高的变形量，而且可获得更细

　　为使本发明的目的、技术方案和优点更加清楚明白，下面结合实施例和附图，对本

　　发明作进一步的详细说明，本发明的示意性实施方式及其说明仅用于解释本发明，并不作

　　℃保温2h，后经过8道次热轧，最终得到厚度为10mm、总压下量为79％的热轧板。

　　处理工艺为：495℃固溶处理1h，冷却方式采用水冷，得到固溶态样品，选取固溶处理后的一

　　部分样品在195℃进行9h时效处理，冷却方式仍用空冷，得到峰时效态样品。

　　将固溶与峰时效处理后的样品在室温下进行冷轧变形，下压量为40％；将样品放

　　置在120℃退火32分钟后在室温下进行轧制，累计下压量为70％；随后在120℃退火64分钟，

　　再次在室温下进行轧制，累计下压量90％；将样品放置120℃退火128分钟后在室温下进行

　　轧制，累计下压量为95％；在120℃退火256分钟后在室温进行轧制，最后总下压量为98％，

　　样品厚0.2mm。如图1所示，通过ECC统计其第二相尺寸在83nm左右。拉伸曲线所示，

　　现有技术中2024铝合金不同处理工艺后得到的硬度、强度和均匀延伸率如表2所

　　现有技术中的2024铝合金通过传统的轧制+退火或时效工艺，其抗拉及屈服性能

　　不超过700MPa。而本发明通过不断的中间退火加轧制可以是材料达到更高的变形量，而且

　　可获得更细的晶粒尺寸，从而拥有优异的性能，2024铝合金在室温时为层状界面组织，并且

　　此外，本发明通过对退火温度和每次轧制的下压量进行调整，最终得到的2024铝

　　合金的抗拉强度在842±20MPa的范围内波动，屈服强度在807±10MPa的范围内波动，均比

　　详细说明，所应理解的是，以上所述仅为本发明的具体实施方式而已，并不用于限定本发明

　　的保护范围，九游官方入口凡在本发明的精神和原则之内，所做的任何修改、等同替换、改进等，均应包含