CN101297054A - 适用于航空航天应用的Al-Cu-Mg合金 - Google Patents

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CN101297054A CNA2006800395315A CN200680039531A CN101297054A CN 101297054 A CN101297054 A CN 101297054A CN A2006800395315 A CNA2006800395315 A CN A2006800395315A CN 200680039531 A CN200680039531 A CN 200680039531A CN 101297054 A CN101297054 A CN 101297054A
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Abstract

一种铝合金形变产品，该产品具有高强度和高断裂韧性以及高的抗晶间腐蚀性，该合金以重量％计包括：Cu 4.1－5.5％；Mg 0.30－1.6％；Mn 0.15－0.8％；Ti 0.03－0.4％；Cr 0.05－0.4％；Ag＜0.7％；Zr＜0.2％；Fe＜0.20％，优选＜0.15％，更优选＜0.1％；Si＜0.20％，优选＜0.15％，更优选＜0.1％；并且余量是铝和其它杂质或偶存元素每种＜0.05％，总量＜0.15％。

Description

适用于航空航天应用的Al-Cu-Mg合金
发明领域
本发明涉及铝形变合金，特别是Al-Cu-Mg型合金(或由铝业协会命名的AA2000系列铝合金)。更具体地，本发明涉及具有高强度、高断裂韧性，表现出低的裂纹扩展和高的抗晶间腐蚀性的铝合金产品。由根据本发明的铝合金制成的产品非常适合用于航空航天应用，然而不局限于此。该合金可被加工成各种产品形式，例如片材、薄板或挤压产品、锻造产品或焊接产品。该铝合金产品可以是未涂覆的或者涂覆或镀覆有另一种铝合金以便甚至进一步改善期望的性能。
发明背景
特别是航空航天工业中的设计者和制造商不断努力改良燃料效率、产品性能并且不断努力减少制造、维修和维护成本。实现这些目标的一种方式是通过改良所用铝合金的相关性能，使得由特定合金制成的结构可更有效地进行设计或者将具有更好的总体性能。通过为特定的应用改良相关的材料性能，由于具有更长的结构(例如飞机)检查间隔还可以显著减少维护成本。
AA2000系列铝合金在飞机中的主要应用是作为机身或蒙皮板，为此目的典型使用T351状态的AA2024，或者作为下机翼板，为此目的典型使用T351状态的AA2024和T39状态的AA2324。对于这些应用需要高的拉伸强度和高的韧性。已知AA2000系列铝合金的这些性能可通过较高水平的合金化元素诸如Cu、Mg和Ag而得以改善。
然而，通过提高所述合金化元素的浓度，对腐蚀、特别是同样对晶间腐蚀的抵抗性降低到可能限制合金适用性的水平。
铝合金的晶间腐蚀不但影响使用该合金的结构的完整性，其中被腐蚀的晶界可能充当裂纹的核心，所述裂纹在该结构的工作期间在交变载荷影响下扩展。因此，晶间腐蚀的发生对具有高水平上述合金化元素的AA2000系列铝合金的应用造成限制。
用于航空航天应用的AA2000系列的最常用的铝合金形式是AA2024、AA2024HDT(“高损伤容限”)和AA2324。
对于新设计的飞机，希望铝合金的性能好于已知合金所具有的性能，以便设计在制造和操作成本方面更有效的飞机。因此，需要能够获得相关形式的铝合金的改良性能平衡的铝合金。
发明概述
本发明针对于一种AA2000系列铝合金，该铝合金具有在由该合金制成的任何相关产品中实现如下性能平衡的能力，该性能平衡好于目前用于这样产品的各种可商购AA2000系列铝合金或迄今公开的AA2000系列铝合金的性能平衡。
本发明的一个目的是提供一种铝合金形变产品，特别是适合于航空航天应用的AA2000系列合金内的铝合金形变产品，该产品具有高的强度和断裂韧性的改良平衡以及高的抗晶间腐蚀性。
本发明的另一个目的是提供如上所述的铝合金形变产品，该产品显示出对剥落腐蚀和应力腐蚀开裂的高抵抗性。
本发明的又一个目的是提供如上所述的铝合金形变产品，该产品容许其制造工艺期间工艺参数的通常变化。
本发明的再一个目的是提供如上所述的铝合金形变产品，该产品可焊并且适合用于焊接构造。
本发明的再一个目的是提供如上所述的一定形式的铝合金形变产品，该产品适合用于航空航天结构。
本发明的又一个目的是提供如上文所述的铝合金形变产品的制造方法。
使用具有高强度和高断裂韧性以及高的抗晶间腐蚀性的铝合金形变产品获得了一个或多个所述目的以及其它目的和优点，该铝合金以重量％计包含：
Cu    4.1-5.5％
Mg    0.30-1.6％
Mn    0.15-0.8％
Ti    0.03-0.4％
Cr    0.05-0.4％
Ag    ＜0.7％
Zr    ＜0.2％
Fe    ＜0.20％，优选＜0.15％，更优选＜0.1％
Si    ＜0.20％，优选＜0.15％，更优选＜0.1％，
并且余量是铝和其它杂质或偶存元素每种＜0.05％，总量＜0.15％。
如果本文不另外声明，则所有的百分比为重量百分比(重量％)。
附图简述
附图中：
图1示出了展示本发明的Cr-Ti范围以及更窄的优选范围的Cr-Ti图。
图2a、2b示出了处于T3状态的根据本发明的合金以及对比合金的样品在腐蚀测试后的横截面显微照片。
图3a、3b示出了处于T6状态的根据本发明的合金以及对比合金的样品在腐蚀测试后的横截面显微照片。
优选实施方案详述
本发明提供了一种铝合金形变产品，该产品具有高强度和高断裂韧性以及高的抗晶间腐蚀性，该铝合金以重量％计包含：
Cu    4.1-5.5％
Mg    0.30-1.6％
Mn    0.15-0.8％
Ti    0.03-0.4％
Cr    0.05-0.4％
Ag    ＜0.7％
Zr    ＜0.2％
Fe    ＜0.20％，优选＜0.15％，更优选＜0.1％
Si    ＜0.20％，优选＜0.15％，更优选＜0.1％，
并且余量是铝和其它杂质或偶存元素每种＜0.05％，总量＜0.15％。
如果本文不另外声明，则所有的百分比为重量百分比(重量％)。
发现根据本发明的铝合金的组成导致具有高的抗晶间腐蚀性同时维持与常规AA2024合金相比较高的强度和较高的韧性的合金产品。本发明的合金产品还表现出对剥落腐蚀和应力腐蚀开裂的高抵抗性。
在本发明的优选实施方案中也获得了良好的结果，其中0.03％＜Ti＜0.3％，优选地0.05％＜Ti＜0.2％。根据这个实施方案，使用较低的Ti浓度也可以实现良好的性能。
另一个实施方案具有0.05％＜Cr＜0.3％的范围，优选0.05％＜Cr＜0.15％。在这个实施方案中，维持了特别良好的晶间腐蚀性能同时合金产品的淬火敏感性较小。
另一实施方案具有0.1％＜Ti+Cr＜0.4％的范围。已发现在该给定范围内，Ti和Cr可以相互取代同时维持对晶间腐蚀的良好抵抗性和良好的机械性能。
优选0.1％＜Ti+Cr＜0.3％。在本发明的这个实施方案中，利用减少的合金化元素Ti和Cr添加实现了仍旧良好的性能。
在一个优选实施方案中，选择Cu水平为4.4％＜Cu＜5.5％，更优选为4.7％＜Cu＜5.3％。
在另一优选实施方案中，选择Mg水平为0.3％＜Mg＜1.2％，更优选为0.4％＜Mg＜0.75％。
铁的存在范围可以是至多0.20％且优选保持最大0.15％，更优选最大0.1％。典型的优选铁水平范围是0.03％至0.08％。
硅的存在范围可以是至多0.20％且优选保持最大0.15％，更优选最大0.1％。典型的优选硅水平应尽可能低，且出于实用原因典型为0.02％至0.07％。
锆在根据本发明的合金产品中的存在量可以是至多0.20％。适宜的Zr水平是0.04％至0.15％。Zr水平更优选的上限是0.13％，且更加优选不超过0.11％。
锰可以单独加入或者与其它分散体形成剂结合加入。Mn水平的优选最大值是0.80％且优选的最大水平是0.15％。Mn水平的优选范围是0.2％＜Mn＜0.5％。
在现有技术中，已提出向AA2000合金添加Ag来改善对晶间腐蚀的抵抗性。然而，存在与添加Ag相关的缺点。一个缺点在于Ag是昂贵的元素并且其添加提高合金的价格。第二个缺点在于同样是关于Ag的价格，应当仔细处理和回收该合金的任何废料以回收Ag。
因此，在根据本发明的铝合金产品的另一优选实施方案中，该合金不含Ag。实际上这意味着Ag以杂质或偶存元素的水平存在，即以＜0.05％的水平。更优选地，该合金基本上不含Ag。“基本上不含”意味着不向化学组成有意添加Ag而是由于杂质和/或来自与制造设备接触的泄漏，痕量的Ag可能仍然进入铝合金产品。
在根据本发明的铝合金产品的优选实施方案中，该合金以重量％计具有如下组成：
Cu    4.1-5.5％
Mg    0.30-1.6％
Mn    0.15-0.8％
Ti    0.03-0.4％
Cr    0.05-0.4％
Zr    ＜0.2％
Fe    ＜0.15％，优选＜0.1％
Si    ＜0.15％，优选＜0.1％，
并且余量是铝和其它杂质或偶存元素每种＜0.05％，总量＜0.15％，且基本上不含Ag。
本说明书和权利要求中给出了各种合金化元素的更优选的较窄范围。
优选地，根据本发明的铝合金产品处于T3x、T6x或T8x状态。根据合金的预定应用领域，选择适宜的状态以便赋予合金产品所需的性能。状态命名依照铝业协会。
由于在高的强度和疲劳水平下的改良的抗晶间腐蚀性，优选以适用于航空航天结构的片材、板材、锻件或挤压件的形式提供所述产品。
对于作为各种厚度板材的应用，优选厚度为0.7-80mm的板材形式，根据本发明的铝合金产品显示了优异的性能平衡。在厚度为0.6-1.5mm的板材厚度范围内，该铝合金产品还特别适合作为汽车车身片材。
在至多40mm的厚度范围内，该铝合金产品的性能对于机身片材是优异的并且优选厚度是至多25mm。
当拉伸强度和疲劳性能重要时，在20-80mm的厚度范围内，性能对于机翼板材例如下机翼板是优异的。在这个厚度范围内，该铝合金产品还可以用于纵梁或用以形成用于飞机机翼结构的整体机翼板和纵梁。
根据本发明的铝合金产品还可以用作工具板或模具板，例如，用于例如通过压铸或注塑制造成形的塑性产品的模具。在这种应用中，较高的Fe和Si水平，每种这些元素至多0.4％是容许的。
本发明还体现在具有高强度和高断裂韧性以及高的抗晶间腐蚀性的铝合金产品的制造方法，该方法包括如下步骤：
a.铸造具有根据本发明的组成的铸锭；
b.在铸造之后均匀化和/或预加热该铸锭；
c.通过选自轧制、挤压和锻造的一种或多种方法将铸锭热加工成加工产品；
d.任选地再次加热该加工产品；和
e.任选地进一步热加工和/或冷加工成所需的加工件形式；
f.固溶热处理所述成形的加工件，其温度和时间足以将合金中基本上所有的可溶组分纳入固溶体；
g.通过在水中或其它淬火介质中浸没淬火或喷液淬火中的一种对所述固溶热处理的加工件进行淬火；
h.任选地伸展或压缩所述淬火的加工件；
i.对所述淬火并任选伸展或压缩的加工件进行自然或人工时效以获得所需的状态。
根据本发明的方法产生具有优异抗晶间腐蚀性并且具有高强度和优异疲劳性能的铝合金产品。
本发明的合金产品的制备通常如下：熔炼并合金化铝合金产品，并且可以通过直接激冷(″D.C.″)或其它适合的铸造技术铸造成铸锭。均匀化处理典型以一个或多个步骤进行，每个步骤具有优选460℃至535℃的温度。预加热温度涉及将铸锭加热到典型为400℃至480℃的热加工温度。可以通过选自轧制、挤压和锻造的一种或多种方法进行合金产品的加工。对于本发明的合金产品，优选热轧。典型在与用于均匀化的温度范围相同的温度范围内进行固溶热处理，然而可以选择略微较短的均热时间。
在根据本发明方法的一个实施方案中，人工时效优选包含在135℃至210℃的温度下优选持续5-20小时的时效步骤。
在本发明的另一个实施方案中，自然失效优选包含在室温下持续1-10天的时效步骤。
优选地，将该铝合金产品时效到选自T3、T351、T39、T6、T651、和T87的状态。
在一个实施方案中，将该铝合金产品加工成机身片材，优选加工成厚度小于30mm的机身片材。
在另一个实施方案中，将该铝合金产品加工成下机翼板。
在又一个实施方案中，将该铝合金产品加工成上机翼板。
在另一个实施方案中，将该铝合金产品加工成挤压产品。
在另一个实施方案中，将该铝合金产品加工成锻造产品。
在另一个实施方案中，将该铝合金产品加工成厚度为15-40mm的薄板。
在另一个实施方案中，将该铝合金产品加工成厚度至多300mm的厚板。
实施例
下面，将参照附图和实验室测试的结果进一步说明本发明。
图1示出了展示本发明的Cr-Ti范围以及更窄的优选范围的Cr-Ti图。
图1示意显示了根据本发明合金的Cr和Ti含量的范围。通过具有角点A、B、C、D的矩形框表示最宽的范围。
图1还示意显示了Cr和Ti两者的平衡含量的优选范围。通过具有角点E、F、G、H的四边形框表示其最宽的范围。
点P表示用于测试的根据本发明合金(在下面的实施例中也被称为合金3)的样品的Cr和Ti含量。
字母Q表示两种对比合金的Cr和Ti含量，这两种对比合金也用于测试并且也被称为合金1和合金2。合金1和2落在本发明之外。
除Cr和Ti含量外，合金2具有与根据本发明的合金3相同的化学组成。合金1具有常规AA2024合金的典型化学组成。
以实验室规模铸造三种铸锭并将其加工成板材以便验证本发明的原理。表1中列出了三种合金的合金组成。
表1合金的组成(重量％)，余量为铝和不可避免的杂质。
  合金   Cu   Mg   Mn   Ti   Zr   Zn   Fe   Si   Cr
  1(参考AA2024)   4.5   1.5   0.6   0.03   ＜0.01   0.03   ＜0.06   ＜0.04   -
  2   5.1   0.58   0.30   0.03   0.14   0.08   ＜0.06   ＜0.04   -
  3(本发明合金)   5.1   0.58   0.30   0.1   ＜0.01   0.08   ＜0.06   ＜0.04   0.15
对表1中列出的合金进行如下处理：
-铸造铸锭；
-对于合金1：对铸锭进行均匀化，以30℃/h的加热速率加热到465℃，在该温度下均热2小时随后进一步以15℃/h的速率加热到495℃并在该温度下均热24小时随后空气冷却到室温。
-对于合金2和3：对铸锭进行均匀化，以30℃/h的加热速率加热到525℃，在该温度下均热24小时随后空气冷却到室温。
-预加热到420℃。
-从80mm热轧到8mm。
-从8mm冷轧到2mm成为冷轧板。
-固溶热处理所述冷轧板。
○对于合金1在495℃下持续30分钟。
○对于合金2和3在525℃下持续30分钟。
-通过直接水淬或者在静止空气中保持10秒钟之后在水中淬火对所述冷轧板进行淬火。
-将所述冷轧板在室温下存储4小时。
-通过下述任一种伸展和时效所述冷轧板：
○伸展并在室温下自然时效5天至T3x状态(即T3、T351和T39)；或
○伸展并在175℃下人工时效12小时至T6x和T8x状态(即T6、T651、T87)。
依照ASTM G110对取自按上述加工的冷轧板的样品进行晶间腐蚀测试。
腐蚀测试的结果如表2、3、4和5所示。
在这些表中，(i)表示仅观察到点蚀而无晶间腐蚀，(ii)表示观察到点蚀并且在点蚀坑底部具有轻微的晶间腐蚀，且(iii)表示观察到局部的晶间腐蚀。
表2处于T3x状态的合金的最大腐蚀深度和类型。
  合金     T3     T351     T39
  1(参考AA2024)     151(i)     172(iii)     118(ii)
  2     186(i)     319(iii)     127(ii)
  3     60(i)     121(i)     71(i)
表2示出了根据本发明一个实施方案的Cr和Ti的平衡添加引起在T3x状态下的卓越的无晶间腐蚀性能，与其它合金相比具有显著更低的点蚀坑深度。
表3在固溶热处理后具有10秒淬火延迟的处于T3x状态的合金的最大腐蚀深度和类型。
  合金     T3     T351     T39
  1(参考AA2024)     188(ii)     181(iii)     257(iii)
  2     151(i)     137(ii)     311(iii)
  3     101(i)     90(i)     56(i)
该表显示在至多10s的淬火延迟之后，根据本发明的合金维持了杰出的腐蚀性能。
表4处于T6x状态和T8x状态的合金的最大腐蚀深度和类型。
  合金     T6     T651     T87
  1(参考AA2024)     220(iii)     203(iii)     151(iii)
  2     263(iii)     223(iii)     188(iii)
  3     159(ii)     124(ii)     99(ii)
从该表中可以看出，通过Cr和Ti的平衡添加获得了改良的腐蚀性能。仅发现在点蚀坑底部具有极轻微晶间腐蚀的点蚀。
表5在固溶热处理后具有10秒淬火延迟的处于T6x状态和T8x状态的合金的最大腐蚀深度和类型。
  合金     T6     T651     T87
  1(参考AA2024)     216(iii)     257(iii)     235(iii)
  2     218(iii)     276(iii)     165(iii)
  3     175(ii)     180(ii)     147(ii)
对于高达10秒的长淬火延迟，抗晶间腐蚀性略微降低，但是该性能仍显著优于具有或没有淬火延迟的对比合金的性能。
腐蚀测试的结果如图2a、2b、3a和3b所示。
图2a、2b示出了处于T3状态的根据本发明的合金以及对比合金的样品在腐蚀测试后的横截面显微照片。
具体地，图2a示出了处于T3状态的对比合金1(参考AA2024)的样品在腐蚀测试后的横截面显微照片。该显微照片清楚显示了深度大于150μm的点蚀和晶间腐蚀。
图2b示出了同样处于T3状态的根据本发明合金(合金3)的样品在腐蚀测试后的横截面显微照片。该样品清楚显示了最大深度为60μm的仅轻微的点蚀，并且没有晶间腐蚀。
图3a、3b示出了处于T6状态的根据本发明的合金以及对比合金的样品在腐蚀测试后的横截面显微照片。
具体地，图3a示出了处于T6状态的对比合金1(参考AA2024)的样品在腐蚀测试后的横截面显微照片。该显微照片清楚显示了延伸到约220μm深度的局部晶间腐蚀。
图3b示出了同样处于T6状态的根据本发明合金(合金3)的样品在腐蚀测试后的横截面显微照片。该样品表现出仅具有轻微晶间腐蚀的深度小于160μm的点蚀。
在T3和T6两种状态下，根据本发明合金的腐蚀性能显著优于对比合金参考AA2024的腐蚀性能。
还测量了如上所述铸造并处理的合金的机械性能且结果汇总在表6和7中。
表6处于T3状态的合金的拉伸性能(L方向)。
 合金  Rp(MPa)  Rm(MPa)  A(％)
 1(参考AA2024)  344  465  17.7
 2  328  441  21.7
 3  334  466  22.6
从表6可以看出，在T3状态下，使用根据本发明的合金可以实现与参考合金1(参考AA2024)和2相当的机械性能。
表7处于T3状态的合金的断裂韧性(L-T方向)。
  合金  UPE(kJm-2)     TS/Rp
  1(参考AA2024)  276     1.68
  2  518     1.98
  3  410     2.00
从表7可以看出，与对比合金AA2024相比，使用本发明的合金维持了显著更高的韧性。
尽管已参照一些具体实施例描述了本发明，然而本领域的技术人员当然能够在本发明的精神和范围内实现许多其它实施方案。因此，本发明不受上面所列实施方案的限制，而是由所附权利要求限定。

Claims (23)

1.一种铝合金形变产品，该产品具有高强度和高断裂韧性以及高的抗晶间腐蚀性，所述铝合金形变产品由以重量％计包含如下成分的合金制成：
Cu    4.1-5.5％
Mg    0.30-1.6％
Mn    0.15-0.8％
Ti    0.03-0.4％
Cr    0.05-0.4％
Ag    ＜0.7％
Zr    ＜0.2％
Fe    ＜0.20％，优选＜0.15％
Si    ＜0.20％，优选＜0.15％，
并且余量是铝和其它杂质或偶存元素每种＜0.05％，总量＜0.15％。
2.根据权利要求1的铝合金产品，其中0.03％＜Ti＜0.3％，优选地0.05％＜Ti＜0.2％。
3.根据权利要求1或权利要求2的铝合金产品，其中0.05％＜Cr＜0.3％，优选0.05％＜Cr＜0.15％。
4.根据前述权利要求中一项或多项的铝合金产品，其中0.1％＜Ti+Cr＜0.4％。
5.根据前述权利要求中一项或多项的铝合金产品，其中0.1％＜Ti+Cr＜0.3％。
6.根据前述权利要求中一项或多项的铝合金产品，其中4.4％＜Cu＜5.5％，优选4.7％＜Cu＜5.3％。
7.根据前述权利要求中一项或多项的铝合金产品，其中0.3％＜Mg＜1.2％，优选0.4％＜Mg＜0.75％。
8.根据前述权利要求中一项或多项的铝合金产品，其中0.2％＜Mn＜0.5％。
9.根据前述权利要求中一项或多项的铝合金产品，其中Ag以杂质或偶存元素的水平存在。
10.根据权利要求9的铝合金产品，该产品基本上不含Ag。
11.根据前述权利要求中一项或多项的铝合金产品，其中该产品处于T3x、T6x或T8x状态。
12.根据前述权利要求中一项或多项的铝合金产品，其中该产品为适用于航空航天结构的片材、板材、锻件或挤压件的形式。
13.根据前述权利要求中一项或多项的铝合金产品，其中该产品为具有0.7-80mm厚度的板材形式。
14.具有高强度和高断裂韧性以及高的抗晶间腐蚀性的铝合金产品的制造方法，该方法包括如下步骤：
a.铸造具有根据权利要求1-10中一项或多项的合金组成的铸锭；
b.在铸造之后均匀化和/或预加热该铸锭；
c.通过选自轧制、挤压和锻造的一种或多种方法将该铸锭热加工成预加工产品；
d.任选地再次加热该预加工产品；和
e.任选地进一步热加工和/或冷加工成所需的加工件形式；
f.固溶热处理所述成形的加工件，其温度和时间足以将合金中基本上所有的可溶组分纳入固溶体；
g.通过在水中或其它淬火介质中浸没淬火或喷液淬火中的一种对所述固溶热处理的加工件进行淬火；
h.任选地伸展或压缩所述淬火的加工件；
i.对所述淬火并任选伸展或压缩的加工件进行自然或人工时效以获得所需的状态。
15.根据权利要求14的方法，其中将铝合金产品时效到选自T3、T351、T39、T6、T651和T87的状态。
16.根据权利要求14或15的制造方法，其中将铝合金产品加工成机身片材。
17.根据权利要求14-16中任一项的制造方法，其中将铝合金产品加工成厚度小于30mm的机身片材。
18.根据权利要求14-16中任一项的制造方法，其中将铝合金产品加工成下机翼板。
19.根据权利要求14-16中任一项的制造方法，其中将铝合金产品加工成上机翼板。
20.根据权利要求14-16中任一项的制造方法，其中将铝合金产品加工成挤压产品。
21.根据权利要求14-16中任一项的制造方法，其中将铝合金产品加工成锻造产品。
22.根据权利要求14-16中任一项的制造方法，其中将铝合金产品加工成厚度为15-40mm的薄板。
23.根据权利要求14-16中任一项的制造方法，其中将铝合金产品加工成厚度至多300mm的厚板。
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