CN101341267B - 用于飞机机身的高韧度铝-铜-锂板材 - Google Patents

用于飞机机身的高韧度铝-铜-锂板材 Download PDF

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Abstract

一种用于航空器结构的低密度铝合金，特别是用于机身板材的应用，其具有高强度、高韧度和高抗腐蚀性，含有：2.1-2.8重量％的Cu、1.1-1.7重量％的Li、0.1-0.8重量％的Ag、0.2-0.6重量％的Mg、0.2-0.6重量％的Mn、Fe和Si的含量都小于或等于0.1重量％，每种不可避免的杂质含量小于或等于0.05重量％，杂质总含量小于或等于0.15重量％，该合金基本不含锆。

Description

用于飞机机身的高韧度铝-铜-锂板材
技术领域
本发明总体而言涉及铝合金产品，更具体地说，涉及这类产品、其制备方法以及用途，特别是在航空航天工业中的用途。
背景技术
正在不断地努力研发能够同时降低重量并提高高性能飞机的结构效率的材料。在这方面，铝-锂(AlLi)合金是非常有利的，这是由于锂重量每增加百分之一，就能够将铝的密度降低3％并且能将弹性模量提高6％。但是，AlLi合金并未广泛应用于航空航天工业中，这是由于迄今为止生产的合金的某些缺陷，例如热稳定性不够，强各向异性和韧度不够。
例如，在《铝和铝合金(Aluminium and Aluminium Alloys)》，(ASMSpecialty Handbook，1994)一书的“铝-锂合金”一章中已描述了AlLi合金的发展史。在二十世纪二十年代德国人发明了第一种铝-锂合金(Al-Zn-Cu-Li)，接着苏联于二十世纪五十年代晚期发明了合金AA2020(Al-Cu-Li-Mn-Cd)，并于二十世纪六十年代中期发明了合金1420(Al-Mg-Li)。合金AA2020唯一的工业应用是RA5C Vigilante飞机的机翼和水平稳定器。合金AA2020的常规组成是(以重量百分比计)：Cu：4.5，Li：1.2，Mn：0.5，Cd：0.2。在与AA2020合金的有限应用相关的原因中，可以重点指出的是其低韧度。除Cd的特殊效应之外，其性能受限的原因之一是该合金中使用Mn。在1982年，E.A.Starke声称(在《冶金学报A(Metallurgical Transactions A)》，Vol 13A，p2267中)“较大的富含Mn的分散胶体可能通过引起孔隙也对延展性有害”。这种Mn的有害作用的观点已为本领域普通技术人员广泛认同。例如，在1991年，Blackenship声称(在《第六次国际铝-锂会议记(Proceedings ofthe Sixth International Aluminium-Lithium Conference)》，Garmisch-Partenkirchen，p190中)“富含锰的分散胶体造成孔隙从而加速断裂过程”。曾有人建议，锆应该取代锰作为用于控制粒状结构的制剂。在同一篇文献中，Blackenship声称“锆是用于控制Al-Li-X合金中的粒状结构的优质元素”。
在二十世纪八十年代AlLi合金继续发展并导致商用合金AA8090、AA2090和AA2091的发明。所有这些合金都含有锆而不含有锰。
在二十世纪九十年代早期，发明了一种新的含银的AlLi合金系列，其商标是“
Figure S2006800479518D00021
”。这些合金一般含有更少的Li并具有更好的热稳定性。美国专利No.5,032,359(Pickens，Martin Marietta)描述了包含以下成分的合金：2.0-9.8重量％的由Cu、Mg及其混合物组成的合金元素，0.01-2.0重量％的Ag，0.2-4.1重量％的Li，0.05-1.0重量％的选自Zr、Cr、Mn、Ti、B、Hf、V、TiB2及其混合物的晶粒细化添加剂。应当注意Pickens提出的细化添加剂表实际上混合了用于铸造时细化晶粒的元素(诸如TiB2)和用于变形操作时控制晶粒结构的元素(诸如锆)。虽然Pichens指出“虽然本文的重点应放在用于细化晶粒的锆的使用上，但是可以使用常规的晶粒细化剂，例如Cr、Mn、Ti、B、Hf、V、TiB2及其混合物”，但是AlLi合金的发展史清楚地表明，对于本领域普通技术人员存在一种与使用除Zr之外的任何元素以控制晶粒结构相关的偏见。因此，在Pickens描述的所有实例中都使用Zr。在一种最近开发的合金(AA2050，另见WO2004/106570)中也发现使用锆用于晶粒细化，添加锰能够改进韧度。
也可以列举合金AA2297，其含有锂、铜和锰、可含有镁但不含银，对于合金AA2297也使用锆用于晶粒细化。US 5,234,662公开一种组成，优选是1.6重量％的Li、3重量％的Cu、0.3重量％的Mn和0.12重量％的Zr。
已经提出AA2050和AA2297合金主要用于厚度大于0.5英寸(12.7mm)的厚板材。
另一个含Zn的AlLi合金系列在例如美国专利No.4,961,792和美国专利No.5,066,342中进行了描述并在二十世纪九十年代早期得到了发展。这些合金的冶炼不能与“
Figure S2006800479518D00022
”合金的冶炼相比，这是因为大量的锌的掺入，特别是因为锌与镁的结合，显著改变了合金的性能，例如机械强度和抗腐蚀性。
为了将AlLi合金应用于飞机机身，该合金在机械强度、损伤容限方面应提供与目前使用的不含有Li的合金相比相同的、甚至更好的性能。特别是，抗裂纹扩展是这些应用中主要的问题，这解释了为什么传统上使用公认高损伤容限的合金，例如AA2524和AA2056。在其它所需的性能中，可以重点指出的是可焊性和抗腐蚀性。由于在航空航天工业中越来越减少昂贵的机械固定操作，在机身壁板中引入了可焊的合金，诸如AA6013、AA6056或AA6156。为以较便宜的裸露产品替代包镀产品，也需要高的抗腐蚀性。在与AlLi合金相关的已知问题中，前面已经提及了弹性极限的各向异性，这又决定了其它机械性能的各向异性。在中间的测试方向上——例如与轧制方向成45°的方向上——的低的弹性极限最显著地说明了各向异性。
关于损伤容限的性能，R曲线试验是用于表征韧度性能的公知的方法。R曲线表示在增长的单调应力下，裂纹扩展的有效临界应力强度因子随有效裂纹延伸的变化。它能确定与有裂纹的航空器结构的任何结构的不稳定断裂的临界载荷。应力强度因子和裂纹延伸的数值是根据标准ASTM E561定义的有效值。在中心带裂纹壁板进行的测试的通常采用的分析方法给出断裂处的视应力强度因子(Kapp)。该数值不必随R曲线的长度发生显著的变化。但是R曲线的长度——即曲线的最大裂纹延伸——本身是一个用于机身设计的重要参数，特别是用于包括固定加强肋的壁板。
需要一种应用于航空特别是应用于飞机机身板材的、高机械强度、无各向异性、韧度高、在不稳定断裂前裂纹延伸提高、抗腐蚀性高、密度低(即密度小于大约2.7g/cm3)的Al-Cu-Li合金。
发明内容
本发明的第一个目的是一种铝基合金，所述铝基合金含有2.1-2.8重量％的Cu、1.1-1.7重量％的Li、0.1-0.8重量％的Ag、0.2-0.6重量％的Mg、0.2-0.6重量％的Mn、Fe和Si的含量都小于或等于0.1重量％，每种不可避免的杂质含量小于或等于0.05重量％，杂质总含量小于或等于0.15重量％，该合金基本无锆，这就意味着锆的含量小于0.04重量％。
本发明的另一个目的是一种制造具有高强度和高韧度的铝合金板材的方法，其中：
(a)铸造板，所述板含有2.1-2.8重量％的Cu、1.1-1.7重量％的Li、0.1-0.8重量％的Ag、0.2-0.6重量％的Mg、0.2-0.6重量％的Mn、Fe和Si的含量都小于或等于0.1重量％，每种不可避免的杂质含量小于或等于0.05重量％，杂质总含量小于或等于0.15重量％，该合金基本无锆，这就意味着锆的含量小于0.04重量％，
(b)将所述板在480-520℃下均化5-60小时，
(c)将所述板热轧成板材，热轧的初始温度为450-490℃并可选地进行冷轧，
(d)在480-520℃下溶液热处理所述板材15分钟-4小时，
(e)将所述板材进行淬火，
(f)将所述板材控制地拉伸至永久变形1-5％，
(g)在140-170℃下回火所述板材5-80小时。
本发明的又一个目的是一种含有本发明的合金的、轧制、挤压或锻造的产品。
本发明的再一个目的是一种含有本发明产品的、用于航空工程的结构元件。
附图说明
图1-5涉及本说明书中描述的本发明的某些方面。它们是描述性的并不应是限制性的。
图1：T-L方向的R曲线(CCT760试件)。
图2：L-T方向的R曲线(CCT760试件)。
图3：应力强度因子的幅度变化时T-L方向裂纹形成速率的变化。
图4：应力强度因子的幅度变化时L-T方向的裂纹形成速率的变化。
图5：相对于轧制方向的方向变化，Rp0.2的相对变化。
具体实施方式
a)定义
如无相反说明，则所有有关合金化学组成的信息都以基于合金总重的重量百分比表示。合金的标号按照本领域中普通技术人员已知的铝业协会(The Aluminium Association)的规定。冶金状态的定义如欧洲标准EN 515中所示。
如无相反说明，则根据标准EN 10002-1的拉伸试验来测定静态机械性能——也就是断裂强度Rm、拉伸弹性极限Rp0.2以及断裂伸长A，部件所取的位置以及标准EN 485-1所定义的方向。
裂纹形成速度(使用da/dN-ΔK测试)根据标准ASTM E 647测定。
有效应力强度因子随有效裂纹延伸变化的曲线，即熟知的R曲线，根据标准ASTM E561测定。临界应力强度因子KC——即，使裂纹不稳定的强度因子——从R曲线中计算得出。应力强度因子KCO也可以通过将单一载荷开始时的初始裂纹长度分配给临界载荷来计算得出。对于所需的形状的试件计算这两个数值。Kapp表示对应于用于R曲线试验的试件的因子KCO。Keff表示对应于用于R曲线试验的试件的因子KC。Δaeff(max)表示R曲线的最后一个点的裂纹延伸，该点的数值根据标准ASTM E561是有效的。该最后一个点是在试件突然断裂时或可能在未开裂的带上的应力大于该材料的弹性极限时获得。如无相反说明，则对于M(T)型试件在因疲劳而预断裂阶段的后期裂纹的尺寸是W/3，其中W是如标准ASTME561中所定义的试件的宽度。
应当注意，在韧度试验中所使用的试件的宽度可能对于在试验中所测得的R曲线具有重大的影响。飞机机身的板材为大的壁板，因而只有在足够大的的试样中所获得的韧度结果——诸如具有大于或等于400mm的宽度的试样——对于韧度的评价最有意义。因此，仅仅使用试验试样CCT760用以评估韧度，试验试样CCT760的宽度为760mm。初始裂纹的长度是2ao＝253mm。
本文中称机械结构的“结构元件”或“结构单元”为机械部件，通常机械部件的失效可能危及所述结构、其用户或其他人的安全。
对于飞机，这些结构元件特别是包括，组成飞机机身的元件(例如飞机机身蒙皮、桁条、舱壁、环形框架)、机翼零件(诸如机翼外壳、桁条、翼肋、翼梁)、尾翼(诸如水平和竖直稳定器)以及地楞横梁、座椅轨道和门。
“板材”在本说明书中指一种厚度不超过12.7mm或0.5英寸的轧制产品。
b)发明详述
按本发明的一个实施方案，铝-铜-锂-银-镁-锰合金有利地含有下列组成：
表1：本发明的合金的组成范围(重量％，其余为Al)
  Cu   Li   Ag   Mg   Mn
  宽   2.1-2.8   1.1-1.7   0.1-0.8   0.2-0.6   0.2-0.6
  优选   2.2-2.6   1.2-1.6   0.2-0.6   0.3-0.5   0.2-0.5
  最优选   2.3-2.5   1.3-1.5   0.2-0.4   0.3-0.4   0.3-0.4
合金是基本不含锆的。“基本不含锆”应理解为锆的含量应小于0.04重量％，优选小于0.03重量％，更优选小于0.01重量％。
出人意料的是，本发明人发现低锆含量改进了Al-Cu-Li-Ag-Mg-Mn合金的韧度；特别是R曲线的长度显著增加了。使用锰代替锆以控制粒状结构具有多个其它的优势，诸如获得在0.8-12.7mm或1/32-1/2英寸的厚度范围内再结晶的结构和各向同性性能。
铁和硅一般会影响韧度性能。铁的量应必须限制到0.1重量％(优选限制到0.05重量％)，硅的量必须限制到0.1重量％(优选限制到0.05重量％)。所有不可避免的杂质每一种应限制到0.05重量％并且总重限制到0.15重量％。如果该合金不含任何其它添加的元素，则剩余部分为铝。
本发明人发现，如果铜含量大于2.8重量％，或甚至大于2.6重量％，或更甚至大于2.5重量％，在某些情况下韧度性能可能迅速降低，而如果铜含量小于2.1重量％，或甚至小于2.2重量％，或更甚至小于2.3重量％，机械强度会非常低。
关于锂含量，锂含量大于1.7重量％，或甚至大于1.6重量％，或更甚至大于1.5重量％会导致热稳定性的问题。锂的含量小于1.1重量％，或甚至小于1.2重量％，或更甚至小于1.3重量％会导致机械强度不足和密度方面收益较小。
本发明人还发现，如果银含量小于0.1重量％或甚至小于0.2重量％，获得的机械强度不会满足需要。但是银含量应保持在0.8重量％，或甚至0.6重量％，或更甚至0.4重量％以下，因为高银量增加了合金密度以及还增加了其成本。
本发明的合金可以用于制造挤压、锻造或轧制的产品。有利地，本发明的合金用于制造板材。
本发明的产品具有非常高的韧度。本发明人怀疑本发明的产品中没有锆可能与其韧度性能相关。Zr和Mn都可用于控制晶粒结构，却具有非常不同的特性。在凝固过程中，作为一种包晶元素，Zr通常富集于晶粒中心但在晶粒边缘却很少，而Mn——其是一种分配系数接近一的共晶元素——分布更为均匀。Zr和Mn在凝固过程中不同的特性可能与它们在韧度方面观察到的不同的效应相关。此处得益于基本无锆的再结晶结构，也可能对韧度具有有益效果。有利地，本发明产品的再结晶率大于80％。
本发明人发现均化温度应优选在5-60小时下为480-520℃，更优选在8-20小时下为490-510℃。在发明过程中，本发明人也观察到均化温度大于520℃在某些情况下可降低韧度的性能。本发明人认为在均化条件的技术效果和凝固过程中前述的特性之间存在关系。
为制造板材，热轧初始温度优选为450-490℃。优选进行热轧以获得在大约4-12.7mm的厚度。对于大约4mm或更小的厚度，可按需要选择添加一个冷轧步骤。在制造板材的情况下，所获得的壁板厚度为0.8-12.7mm，而本发明更有利于用于厚度为1.6-9mm的板材，甚至更有利于用于2-7mm厚度的板材。然后本发明的产品进行溶液热处理，优选在480-520℃下热处理15分钟-4小时然后用室温的水淬火。
然后将该产品控制拉伸1-5％，优选控制拉伸2-4％。如果拉伸大于5％，机械性能可能改进不足并可遇到工业上的困难，诸如工作量增加，从而增加产品成本。在140-170℃的温度下回火5-80小时，更优选在140-155℃下回火20-80小时。在该范围内较低的溶液热处理温度一般有利于高的韧度。在本发明的一个包括产品焊接步骤的实施方案中，回火步骤可分为两个步骤：一个在焊接操作前的预回火步骤和一个焊接的结构元件的最终的热处理步骤。
本发明获得的板材的特征包括下述特征中的至少一个：
-L方向上的拉伸弹性极限Rp0.2优选至少为390MPa或甚至为400MPa，
-L方向上的断裂强度Rm优选至少为410MPa或甚至为420MPa，
-与轧制方向成45°方向上的拉伸弹性极限Rp0.2至少等于L-T方向上的拉伸弹性极限Rp0.2。
-与轧制方向成45°方向上的拉伸弹性极限Rp0.2和TL方向上的拉伸弹性极限Rp0.2之间的差别定义为(Rp0.2(TL)-Rp0.2(45°))/Rp0.2(TL)，其数值介于+5％和-5％之间，优选介于+3％和-3％之间。
-使用CCT760(2ao＝253mm)试件的韧度性能如下：
-T-L方向上的Kapp优选至少为100MPa
Figure S2006800479518D00081
，更优选至少为120MPa
Figure S2006800479518D00082
；
-L-T方向上的Kapp至少为150MPa
Figure S2006800479518D00083
，优选至少为160MPa
Figure S2006800479518D00084
；
-T-L方向上的Keff至少为120MPa
Figure S2006800479518D00085
，优选至少为150MPa
Figure S2006800479518D00086
；
-L-T方向上的Keff至少为160MPa
Figure S2006800479518D00087
，优选至少为220MPa
Figure S2006800479518D00088
；
-T-L方向上的R曲线最后一个有效点的裂纹延伸Δaeff(max)优选至少为60mm，更优选至少为80mm；
-L-T方向上自R曲线开始Δaeff(max)优选至少为60mm，更优选至少为80mm。
本文中所用的术语“高强度”、“高韧度”、“不稳定断裂前的高裂纹延伸”和“低各向异性”涉及具有以上性能的产品。
有利地，本发明板材的再结晶率大于80％。
本发明的产品可有利地通过拉伸成形、深冲、冲压、压制、旋压、轧制成型或弯曲，这些技术是本领域普通技术人员公知的。在组装结构部件中，如果需要，可以使用适用于铝合金的所有已知的和可能的铆接、粘合、和焊接技术。本发明的产品可通过例如铆接、粘合、或焊接固定到加强肋或框架上。本发明人已经发现如果选择焊接，可优选使用低温焊接技术，该技术有助于保证受热影响的区域尽可能地小。在这个方面，激光焊接和搅拌摩擦焊接(soudage par friction-malaxage)经常给出特别令人满意的结果。
在成型之前和/或之后，本发明的产品可有利地经受回火以使其具有改进的静态机械性能。如果需要，该回火也可以有利地在组装的结构元件上进行。本发明的产品优选地用于制造航空工程的结构元件。本发明的壁板、加强肋或框架——这些加强肋或框架优选地由挤压型材组成——形成的结构元件可使用特别是用于制造航空器机身壁板架构以及任何其它的用途，其中表现的在性能可能是有利的。在本发明的一个有利的实施方案中，制造一种至少包括本发明的板材的机身。
本发明人发现本发明的产品在静态机械性能、高韧度和密度方面提供了特别有利的折衷。对于已知的低密度产品，高弹性极限和高屈服强度的板材一般具有低韧度。对于本发明的板材，高韧度性能，特别是非常长的R曲线，有利于其在航空器机身部件中的工业应用。在本发明的某些有利的实施方案中，产品的密度小于大约2.69g/cm3，优选小于大约2.66g/cm3。
本发明的产品一般不会在航空器制造中常规使用的后续表面处理操作过程中引起任何具体的问题，所述表面处理操作特别是机械或化学抛光，或用以改进聚合物涂层粘性的处理。
本发明的产品的抗晶间腐蚀性一般是高的；例如，当金属经受腐蚀试验时一般仅检测到蚀损斑。在一个优选的实施方案中，本发明的板材无需在两个表面都包覆合金元素制成的极少载荷的铝合金即可使用。
借助于下面说明性而非限制性的实施例更详细地解释了本发明的这些方面和其它方面。
实施例
本发明的实施例标记为C。为了进行比较，提供了实施例B和D。实施例A是参考合金AA2098。在表2中给出了不同测试合金的化学组成。
表2：化学组成(重量％)
  铸件的参考标号   Si   Fe   Cu   Mn   Mg   Cr   Zn   Zr   Li   Ag   Ti
  A(2098)   0.03   0.04   3.6   0.01   0.32   0.01   0.01   0.14   1.0   0.33   0.02
  B   0.03   0.04   2.2   0.29   0.3   -   -   ＜0.01   1.4   -   0.02
  C   0.03   0.03   2.4   0.29   0.3   -   -   ＜0.01   1.4   0.34   0.02
  D   0.03   0.03   1.5   0.28   0.3   -   -   ＜0.01   1.4   -   0.03
在表3中显示了不同测试合金的密度。试样B-D显示了不同测试材料的最小密度。
表3：测试合金的密度
  参考标号   密度(g/cm<sup>3</sup>)
  A(2098)   2.70
  B   2.64
  C   2.64
  D   2.62
在表4中显示了用于制造不同试样所使用的方法。
表4：连续加工步骤的条件
  参考标号A  参考标号B、C和D
  回火   T8  T8
  通过加热释放应力   是  是
  均化   500℃下8小时+526℃下36小时  500℃下12小时
  热轧初始温度   485℃  450-490℃
  热轧   厚度＞4mm  厚度＞4mm。热轧结束温度＜280℃
  参考标号A  参考标号B、C和D
  冷轧   厚度＜4mm  厚度＜4mm，可选中间退火
  溶液热处理   521℃下2小时  500℃下1小时
  淬火   室温下的水  室温下的水
  控制拉伸   1-5％的永久变形  1-5％的永久变形
  回火   在155℃下14小时(4.5mm)，在160℃下18小时(6.7mm)  在152℃下48小时
在偏振光下或在铬酸刻蚀后，通过显微观察阳极氧化后的横断面表征所述试样的晶粒结构。确定了再结晶率。再结晶率定义为再结晶的晶粒所占据的表面的比例。对于试样B、C和D，再结晶率为100％。对于试样A#1和A#2，再结晶率小于20％。
对试样进行机械测试以确定其静态机械性能和抗裂纹扩展。在表5中给出了拉伸弹性极限、断裂时最终强度和伸长。
表5：试样的机械性能
Figure S2006800479518D00101
Figure S2006800479518D00111
本发明的试样的静态机械性能可与损伤容限2XXX系列的常规合金媲美，小于高强度合金诸如7475或2098(A)的静态机械性能。对比合金B的强度小于本发明的合金(C)的强度，这可能与对比合金B中没有银有关。本发明人认为本发明的试样中低铜含量和低锆含量解释了与2098合金(试样A)相比较低的强度。
如图5所示，本发明的试样C的各向异性非常低，图5显示了当方向改变时弹性极限的标准变化。因此45°方向上的拉伸弹性极限稍微大于TL方向上的拉伸弹性极限，由(RP0.2(TL)-RP0.2(45°))/RP0.2(TL)定义的这些数值之间的差别为-0.03％。相比而言，对于参考试样A#2(AA2098)其差别为13.2％。
另外，本发明的试样C具有较高的韧度性能。
图1和2分别给出了T-L和L-T方向上的试样A#1、B和C的R曲线。图1清楚地显示了本发明的试样C的R曲线最后一个有效点(Δaeff(max))的裂纹延伸远大于参考试样A#1。该参数至少与Kapp值一样关键，这是因为如相关文献所描述的，对于机身设计来说R曲线的长度是一个重要的参数。图2显示了相同的趋势，但差异较小，这是因为L-T方向本身给出较好的结果。表6概括了韧度试验的结果。
表6：韧度试验的结果
Figure S2006800479518D00112
Figure S2006800479518D00121
从R曲线得到的结果合并在表7中。本发明的试样C的R曲线的最后一个有效点的裂纹延伸大于参考试样A#1。本发明人认为可提出多个原因以解释该性能。出人意料的是没有Zr可能是直接或间接决定韧度性能的主要因素。
表7：R曲线数据汇总
Figure S2006800479518D00122
图3和4分别显示了当应力密度因子的幅度变化时T-L和L-T方向上的裂纹形成速度的变化。试样的宽度是400mm(CCT 400试件)，R＝0.1。试样A、B和C之间未观察到较大的差异。试样C的裂纹形成速度与从AA6156和AA2056合金中获得的典型数值是近似的。
根据标准ASTM G110测试了试样A#1、B和C的抗晶间腐蚀性。对于所有试样，都未检测到晶间腐蚀。因此，本发明的试样的抗晶间腐蚀性是高的。
其它优势、特征和改进对本领域普通技术人员是显然的。因此，本发明在其更宽的方面并不限于本文所示和所述的具体细节和代表性的装置。因此，可在不背离诸如所附权利要求及其等价物所定义的一般发明概念的精神或范围的情况下进行各种修改。

Claims (16)

1.一种铝合金，含有2.1-2.8重量％的Cu、1.1-1.7重量％的Li、0.1-0.8重量％的Ag、0.2-0.6重量％的Mg、0.2-0.6重量％的Mn、Fe和Si的含量都小于或等于0.1重量％，每种不可避免的杂质含量小于或等于0.05重量％，杂质总含量小于或等于0.15重量％，该合金基本无锆，这就意味着锆的含量小于0.04重量％。
2.根据权利要求1的铝合金，所述铝合金含有2.2-2.6重量％的Cu、1.2-1.6重量％的Li、0.2-0.6重量％的Ag、0.3-0.5重量％的Mg和0.2-0.5重量％的Mn。
3.根据权利要求1的铝合金，所述铝合金含有2.3-2.5重量％的Cu、1.3-1.5重量％的Li、0.2-0.4重量％的Ag、0.3-0.4重量％的Mg和0.3-0.4重量％的Mn。
4.根据权利要求1-3任意一项的铝合金，其中锆含量小于0.03重量％。
5.根据权利要求4的铝合金，其中锆含量小于0.01重量％。
6.含有根据权利要求1-5任意一项的铝合金的轧制、挤压或锻造产品。
7.根据权利要求6的产品，其再结晶率大于80％。
8.根据权利要求6或权利要求7的产品，其轧制产品的厚度不超过12.7mm。
9.一种生产具有高韧度和强度的铝合金板材的方法，所述方法包括：
(a)铸造板，所述板含有2.1-2.8重量％的Cu、1.1-1.7重量％的Li、0.1-0.8重量％的Ag、0.2-0.6重量％的Mg、0.2-0.6重量％的Mn、Fe和Si的含量都小于或等于0.1重量％，每种不可避免的杂质含量小于或等于0.05重量％，杂质总含量小于或等于0.15重量％，该合金基本无锆，这就意味着锆的含量小于0.04重量％，
(b)将所述板在480-520℃下均化5-60小时，
(c)将所述板热轧成板材，轧制的起始温度为450-490℃，
(d)在480-520℃下溶液热处理所述板材15分钟-4小时，
(e)将所述板材进行淬火，
(f)将所述板材控制拉伸至永久变形1-5％，
(g)在140-170℃下回火所述板材5-80小时。
10.根据权利要求9的方法，其中在步骤(c)热轧后进行冷轧。
11.根据权利要求9或10的方法，其中所获得的板材的厚度介于0.8mm和12.7mm之间。
12.根据权利要求11的方法，其中所获得的板材的厚度介于1.6mm和9mm之间。
13.通过权利要求9-12任意一项的方法可获得的板材，含有：
(a)L方向上的弹性极限Rp0.2至少为390MPa，和/或
(b)与轧制方向成45°方向上的拉伸弹性极限Rp0.2和TL方向上的拉伸弹性极限Rp0.2之间的差别定义为(Rp0.2(TL)-Rp0.2(45°))/Rp0.2(TL)，其数值介于+5％和-5％之间，和/或
(c)在初始裂纹长度2ao＝253mm的CCT760型试件上测量的T-L方向上的平面应力韧度Kapp至少为100MPa
Figure FSB00000055523400021
和/或
(d)T-L方向上的R曲线最后一个有效点的裂纹延伸Δaeff(max)至少为60mm。
14.根据权利要求13的板材，其中
(a)所述弹性极限Rp0.2至少为400MPa，和/或
(b)所述(Rp0.2(TL)-Rp0.2(45°))/Rp0.2(TL)的数值介于+3％和-3％之间，和/或
(c)所述平面应力韧度Kapp至少为120MPa和/或
(d)所述裂纹延伸Δaeff(max)至少为80mm。
15.至少含有根据权利要求13或14的板材的航空器机身壁板。
16.至少含有根据权利要求7或8的产品或者根据权利要求13或14的板材的用于航空工程的结构元件。
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