CN101484604B - Aa2000系列铝合金产品及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及AA2000系列铝合金，含有2％-5.5％的Cu、0.5％-2％的Mg、最多1％的Mn、小于0.25％的Fe、和大于0.10至0.35％的Si，还涉及制造这些铝合金产品的方法。确切地说，本发明涉及相对厚的即约30-300毫米厚的铝压力加工产品。尽管一般按照轧板材的形式来实施本发明，但本发明也可以被用于制造挤压或锻造的产品形状。由该合金产品制成的、有代表性的构件包括整体梁等，它们由包括轧板在内的厚的压力加工型材机械加工而成。

Description

AA2000系列铝合金产品及其制造方法
技术领域
本发明涉及AA2000系列铝合金，其含有2％-5.5％的Cu、0.5％-2％的Mg、最多1％的Mn、小于0.25％的Fe和大于0.10％(＞0.10％)至0.35％的Si，还涉及制造这些铝合金产品的方法。确切地说，本发明涉及相对厚的如约30-300毫米厚的铝压力加工产品。尽管本发明一般以轧板形式实施，但本发明也可以与挤压件型材或锻件型材的制造连用。由合金产品构成的代表性结构零件包括整体梁等，它们由包括轧板在内的厚压力加工型材机械加工制成。本发明尤其适用于制造高强度的挤压和锻造的航空器零部件。这样的航空器包括商务喷气式客机、货运飞机和某些军用飞机。此外，可以根据本发明制造非航天航空零部件如各种厚的模具板或工装板。 
背景技术
如从以下将理解的，除非另作说明，合金牌号和状态标号是指于2006年由铝业协会颁布的“铝标准和数据及登记备案”中的铝业协会号。 
关于任何对合金成分或优选合金成分的说明，提到百分比时都是指重量百分比，除非另作说明。 
过去，在航天航空领域，不同类型的铝合金被用于制造各种各样的结构应用产品。航天航空领域的设计师和制造商在不断尝试提高燃料效率和产品性能，并且一直试图降低生产成本和维修成本。用于实现这种提高及成本降低的优选方法是单一合金(uni-alloy)概念，即，一种在相关的产品形状下能具有改善的性能均衡性的铝合金。 
当前的技术状况是用于机身板的高损伤容限的AA2x24(即AA2524)或AA6x13或AA7x75、用于下机翼的AA2324或AA7x75、用于上机翼的AA7055或AA7449、和用于翼梁和肋条或其它由厚板机加工制成的型材的AA7050或AA7010或AA7040或AA7140。针对每种不同应用采用不同合金的主要原因是为获得整个构件的最佳特性而性能均衡有差异。 
对机身蒙皮而言，拉伸载荷下的损伤容限性能被认为是非常重要的，即它是疲劳裂纹扩展速率(FCGR)、平面应力断裂韧性和抗腐蚀性的综合反 映。依据这些性能要求，高损伤容限的AA2x24-T351(例如参见US5,213,639或EP1026270A1)或者含Cu的AA6xxx-T6(例如参见US4,589,932、US5,888,320、US2002/0039664A1或EP1143027A1)将会是民用飞机制造商的优先选择。 
对下机翼蒙皮来说，期望有相似的性能均衡，但有时允许牺牲韧性以求获得更高的抗拉强度。为此，处于T39或T8x状态的AA2x24被认为是合理的选择(例如参见US5,865,914、US5,593,516或EP114877A1)。 
对此时的压缩载荷比拉伸载荷更重要的上机翼而言，抗压强度、耐疲劳性(SN疲劳或使用寿命或FCGR)和断裂韧性是最重要的性能。目前，优先的选择将是AA7150、AA7055、AA7449或AA7x75(例如参见US5,221,377、US5,865,911、US5,560,789或US5,312,498)。这些合金具有高的抗压屈服强度，同时具有可接受的抗腐蚀性和断裂韧性，尽管航天器设计师会欢迎对这些性能组合做出改善。 
对厚度超过3英寸的厚型材或由这样的型材机械加工制成的零部件来说，在整个厚度范围内存在可靠一致的性能均衡是重要的。目前，AA7050或AA7010或AA7040(参见US6,027,582)或AA7085(例如参见美国专利申请公开号2002/0121319A1)被用在这些类型的应用中。来自航天器制造商的主要希望是淬火敏感性降低，即伴随较低的淬火速率或较厚产品而在厚度范围内出现性能下降。尤其在ST方向上的性能是构件的设计师和制造商的主要关注点。 
航天器的更好特性，即更低的生产成本和运营成本，可以通过改善构件所采用的铝合金的性能均衡和通过优选只使用一种合金以降低合金成本并降低铝边脚废料的回收成本来获得。 
因此，据信需要一种在几乎任何相关产品形状下都能得到改善的适当性能均衡的铝合金。 
发明内容
本发明的一个目的是提供一种性能均衡得到改善的AA2000系列铝合金。 
本发明的另一个目的是提供一种AA2000系列铝合金压力加工产品，其含有2％-5.5％的Cu、0.5％-2％的Mg、最多1％的Mn、小于0.25％的Fe、和大于0.10％至0.35％的Si，并具有改善的性能尤其是改善的断裂韧性。 
本发明的又一目的是提供一种性能均衡得到改善的AA2x24系列铝合金。 
本发明的另一目的是提供一种制造这种AA2000系列铝合金产品的方法。 
用于制造AA2000系列铝合金压力加工产品的本发明方法满足或超越了这些和其它的目的和进一步的优点，该方法包括以下步骤： 
a.铸造AA2000系列铝合金锭块，其化学成分按照重量百分比含有：2％-5.5％的Cu，0.5％-2％的Mg，最多1％的Mn，小于0.25％的Fe，和大于0.10％至0.35％的Si； 
b.将铸锭预热和/或扩散退火均匀化； 
c.通过选自轧制、挤压和锻造中的至少一种方法来热加工坯块； 
d.可选择地冷加工经过热加工的坯块； 
e.按照足以使铝合金中的可溶成分溶解在固溶体中的温度和时间，对经过热加工和可选择地经过冷加工的坯块进行固溶热处理(SHT)； 
f.冷却SHT坯块，优选通过以下方式之一：喷洒淬火或在水或其它淬火介质中浸没淬火； 
g.可选择地拉伸或压缩被冷却的SHT坯块或以其它方式冷加工被冷却的SHT坯块，以消除应力，例如矫直或拉拔或冷轧被冷却的SHT坯块； 
h.对经过冷却和可选择地经过拉伸或压缩或其它方式冷加工的SHT坯块进行时效处理，以获得期望的状态。 
根据本发明，在高于505℃但低于该铝合金的固相线温度的范围内的温度进行至少一次热处理，其中该热处理按以下方式进行：i)在扩散退火均匀化之后但在热加工之前；或者ii)在固溶热处理之后；或者iii)既在扩散退火均匀化之后但在热加工之前，又在固溶热处理之后。 
铝合金能以锭、小方坯或大方坯的形式通过铸造产品技术领域中常见的铸造技术如DC铸造、EMC铸造、EMS铸造被提供，以便制成适当的压力加工产品。也可以使用由连铸如带式连铸机或辊式连铸机获得的连铸锭，如果生产较薄的最终产品，则连铸锭尤其是有利的。也可以象在现有技术中众所周知的那样使用晶粒细化剂，例如含有钛和硼或含有钛和碳的晶粒细化剂。在铸造出合金锭块后，锭块通常被剥皮修整，以除去锭块铸造表面附近的偏析区。 
在现有技术中众所周知的是，扩散退火均匀化的意图有以下目的：i)尽量溶解在凝固过程中形成的粗大可溶相，和ii)减小浓度梯度以促进溶解步骤进行。预热处理也达到了其中的某些目的。一种用于AA2x24系列铝合金的典型的预热处理是在420℃至500℃的温度进行3至50小时、更典型的是3至20小时的保温处理。 
首先，合金坯块中的可溶共晶相如S相利用常规工业做法被溶解。这一般通过将坯块加热至低于500℃的温度来完成，这是因为S相的共晶相(Al2MgCu相)在AA2x24系列铝合金中具有约507℃的熔化温度。在AA2x24系列铝合金中，也存在具有约510℃的熔化温度的θ相。如众所周知，这可以通过在所述温度范围内的扩散退火均匀化和允许坯块被冷却至热加工温度来完成，或者坯块在扩散退火均匀化后被冷却并且被重新加热至热加工温度。常规的扩散退火均匀化也可以根据需要分为至少两步来进行，对AA2x24系列铝合金而言，所述至少两步通常在430℃-500℃的温度范围内进行。例如在两步处理作业中，第一步介于457℃-463℃，第二步介于470℃-493℃，以便根据准确的合金成分来优化各相的溶解过程。 
如本领域技术人员所熟知的，按照工业习惯做法在扩散退火温度下的保温时间取决于合金，通常为约1至50小时。可采用的加热速率为本领域中常见的加热速率。 
根据现有技术的扩散退火均匀化作业到此就结束了。但是，本发明的一个重要方面就是，在此时合金成分允许凝固形成的可溶相(共晶)完全溶解的常规扩散退火均匀化后，可以在高于500℃但低于该合金的固相线温度的温度进行至少一次继续热处理。 
对于按照本发明被处理的AA2000系列铝合金来说，优选温度介于高于505℃至550℃，优选为505℃至540℃，最好为510℃至535℃，最佳为至少515℃。 
对于此系列，继续热处理中的保温时间为约1小时至约50小时。更常见的保温时间不超过约30小时，最好不超过约15小时。在太高温度下保温太长时间会导致不期望有的弥散体粗化，不利地影响到最终合金产品的机械性能。 
技术人员将马上认识到，在获得相同技术效果的情况下，至少可以采用以下备选的扩散退火均匀化做法： 
(a)按照工业习惯做法的常规扩散退火均匀化，其中温度随后被进一步升高，以便实施按照本发明的附加步骤，之后是冷却至热加工温度例如 470℃； 
(b)与可选方案(a)一样，但在这里，在按照本发明的附加步骤之后，坯块被冷却至例如室温，随后被重新加热至热加工温度； 
(c)与可选方案(a)一样，但在这里，在按照常规工业做法的热处理和按照本发明的继续热处理之间，坯块正被冷却至例如低于150℃或者被冷却至室温； 
(d)在此做法中，坯块在各步骤(常规做法，按照本发明的热处理，加热至热加工温度)之间被冷却至例如低于150℃或者被冷却至室温，此后被重新加热到相关温度。 
在坯块在按照本发明的热处理后先被冷却至例如室温并随后被重新加热以便热加工的这些备选方案中，最好采用快速冷却来防止或至少尽量抑制各第二相如Al2CuMg或Al2Cu的失控沉淀析出。 
在按照本发明的预热和/或扩散退火均匀化作业之后，坯块可以通过选自以下组中的至少一种方法被热加工，该组包括轧制、挤压和锻造，最好采用常规工业做法。本发明优选热轧。 
可以进行热加工尤其是热轧，以获得最终厚度为例如3毫米以下或厚的产品。或者，可以进行热加工步骤以提供中厚坯，一般是薄片或薄板。随后，中厚坯可以被冷加工如冷轧至最终厚度，根据合金成分和冷加工量，可以在冷加工作业之前或之中采用中间退火。 
在按照本发明的方法的一个实施方案中，在用于该铝合金产品的常规SHT作业和快速冷却后，坯块在高于常规的一次固溶热处理(一次SHT)的温度下接受按照本发明的继续热处理，这可被称为二次固溶热处理(二次SHT)，在这里，坯块随后被快速冷却，以避免不期望有的各相析出。在一次SHT和二次SHT之间，坯块可以按照常规做法被快速冷却，或者坯块的温度可以从一次SHT上升至二次SHT，在保温达充足的时间之后，坯块随后被快速冷却。二次SHT是为了进一步提高合金产品的性能，其最好在与按照本说明书所述的本发明扩散退火均匀化的温度范围和时间范围相同的温度和时间范围内完成，本说明书还给出了优选的更窄范围。不过，短暂的保温时间据信也可能是非常有用的，例如大约2分钟至180分钟的保温时间范围。继续热处理可以实际尽量多地溶解任何Mg2Si相，所述Mg2Si相可能在扩散退火均匀化后的冷却过程中或在热加工作业或任何其它的中间热处理当中析出。固溶热处理一般在分批式炉中进行，但也可以 按照连续的方式完成。重要的是，在固溶热处理后，铝合金被冷却至175℃或更低温度，优选至室温，以防止或尽量抑制第二相如Al2CuMg或Al2Cu的失控沉淀析出。另一方面，冷却速率最好不要太高，以允许产品足够平坦和产品中的残余应力水平低。适当的冷却速率可以利用水来获得，例如浸没于水中或喷水。 
而在本发明的另一个实施方案中，利用常规的扩散退火均匀化和/或预热来处理所规定的AA2000系列铝合金产品，在这里，产品随后利用如上所述的优选的SHT被处理，随后在常规SHT之后是按照规定的温度范围和时间范围的二次固溶热处理，伴随优选的更窄范围。这将会导致同样的产品性能优势。可以实施常规的一次SHT，随后是快速冷却和重新加热至二次SHT的保温温度，或者使温度从一次SHT上升至二次SHT，在保温达充足的时间后，坯块被快速冷却。 
坯块可以被进一步冷加工，例如通过按照约为其原长度的0.5％-10％的程度拉伸，以消除坯块中残余应力并改善产品的平直度。拉伸率最好在约0.5％-6％、优选在约0.5％-5％的范围内。坯块例如也可以被冷轧，压下率例如为8％-13％。 
在冷却后，坯块被时效处理，通常在室温下，和/或作为备选方式，坯块可以被人工时效处理。人工时效处理可能对较厚的产品非常有用。根据合金系的不同，时效处理可以通过自然时效处理来进行，通常在室温下，或者作为备选方式，通过人工时效处理。所有现有技术中已知的时效处理做法以及将来可能研发出的时效处理做法都可以被应用于按照本发明方法获得的AA2000系列铝合金产品，以产生所期望的强度和其它工程性能。典型的状态例如将是T4、T3、T351、T39、T6、T651、T8、T851和T89。 
随后，将这些经过热处理且在大多数情况下经过人工时效处理的板型材机加工至所期望的结构形状，例如整体式翼梁。在通过挤压和/或锻造加工步骤制成的厚型材的制造过程中，固溶热处理、淬火、备用的应力消除作业和人工时效处理也可以跟随在后。 
按照本发明的热处理的效果是，与也具有高Si含量但没有按照本发明的做法被处理的相同的铝合金相比，合金产品的损伤容限性能得到改善。尤其是以下性能中的至少一种被发现得到改善：断裂韧性，S-L取向的断裂韧性，S-T取向的断裂韧性，断裂伸长率，ST取向的断裂伸长率，耐疲劳性能尤其是耐FCGR、S-N疲劳或轴向疲劳，抗腐蚀性尤其是耐剥蚀性， 或者SCC或IGC。事实已经表明机械性能达到高达15％的显著提高。 
此外，与具有普通的低Si含量且按照常规工业做法被处理的相同合金成分相比，利用按照本发明的且最好按照本发明被处理的铝合金产品获得了或至少没有不利地影响相似的更高性能。这将允许制造具有与低硅合金相似或等同的性能的铝合金产品，但更经济划算，这是因为Si含量低的原材料更昂贵。 
以下，对本发明的压力加工产品性能令人吃惊地得以改善做出解释，但要说明的是这只是表述一种看法，而不是目前已得到充分的试验支持。 
现有技术提到Mg2Si构成相，其不溶于AA2000系列铝合金，这些粒子是已知的疲劳萌生位点。尤其对航天航空应用来说，现有技术指出，Fe和Si的含量需要被控制在非常低的水平，以便给产品提供更高的损伤容限性能，例如抗疲劳裂纹扩展性(FCGR)和断裂韧性。从不同的现有技术文献中知道，Si含量被认为是杂质并且应保持尽量合理低的水平。例如，作为参考被纳入本文的US 2002/0121319A1讨论了这些杂质在AA7000系列铝合金众对合金化添加物的影响，并说明了Si将与一些Mg结合，由此留下可用于固溶体的“有用Mg”含量，其建议对此可通过额外添加Mg来做出补救，由此补偿与Mg2Si结合的Mg，参见US 2002/0121319A1的【0030】段。但未曾建议，Mg2Si可以通过可控的热处理作业被重新置于固溶体中。关于扩散退火均匀化，提到了扩散退火均匀化可以分多个可控步骤来完成，但最后说明，可溶成分和不可溶成分的优选的综合总体积百分比应保持在低水平，优选低于1体积％，参见US 2002/0121319A1的【0102】段。在多个例子中给出了热处理的温度和时间，但所提到的温度和时间根本不足以试图溶解Mg2Si构成粒子，即，扩散退火的温度高达900°F(482℃)，固溶处理的温度高达900°F(482℃)。 
此外，作为参考被纳入本文的US 6,444,058针对AA2x24系列铝合金讨论了以下内容，为了改善平面应变和平面应力断裂韧性或抗疲劳裂纹扩展性，源于Fe和Si而得到的第二相粒子和源于Cu和/或Mg而得到的第二相粒子通过成分控制和热处理被基本除去。为达到此效果，Si含量不应超过0.05％，热处理温度应该被控制在尽量高的温度，但仍然安全地低于合金的最低初熔温度，最低初熔温度约为935°F(502℃)，参见例如第2栏第35行至第52行。 
但本发明已经发现，对各种不同的AA2000系列铝合金来说，总体看 待的构成相Mg2Si可通过精心控制的热处理而溶解，如果它们无法全部溶解，则它们的形态可以被球化，从而耐疲劳性能和/或断裂韧性得到改善。一旦处于固溶体中，大部分的Si和/或Mg将可被用于随后的时效处理，时效处理可以进一步提高机械性能和抗腐蚀性。通过按照本发明精确提高合金中的Si含量，大部分的Si可被用于随后的时效处理，但在最终产品中没有有害的粗大Mg2Si相。通过有意识添加Si而得到的改善也可能因使合金成分含更少的Mg和/或Cu而损失一定程度，但由此改善了合金产品的韧性。因此，总体被认为是有害的杂质元素Si现在被转变成具有不同的有利技术效果的、有意识添加的合金元素。 
对AA2000系列铝合金来说，Si含量的上限约为0.35％，优选约为0.25％，因为过高的Si含量可能导致过粗大的Mg2Si相的形成，这种Mg2Si相无法被完全固溶体吸收，由此不利地影响到所获得的性能改善程度。Si含量的下限为大于0.10％。更优选的Si含量下限约为0.15％，最好约为0.17％。 
可按照本发明被有利处理的AA2000系列铝合金压力加工产品按照重量％含有：Cu，约2％-5.5％；Mg，约0.5％-2％；Mn，最多1％；Zn，小于1.3％；Fe，小于0.25％，优选小于0.15％；Si，大于0.10％至0.35％，优选大于0.10％至0.25％，最好为约0.15％至0.25％；及可选择地含有选自以下组中的至少一种元素，该组包括约0.02％-0.4％且优选为0.04％-0.25％的Zr、约0.01％-0.2％的Ti、约0.01％-0.5％的V、约0.01％-0.4％的Hf、约0.01％-0.25％的Cr、最多1％的Ag、和0.01％-0.5％的Sc，余量为Al、不可避免的元素和杂质。这样的杂质通常分别少于0.05％而总量少于0.15％。 
与现有技术相比，根据本发明的合金在合金成分中具有高Si含量，其中Si含量大于0.10％，最高为0.35％。Si含量增大尤其具有改善合金铸造性的优点。 
在按照本发明被处理的AA2000系列铝合金的一个实施例中，Cu含量具有约为3.6％、最好约为3.8％的优选下限。优选的上限为大约4.5％，最好为4％。 
在按照本发明被处理的AA2000系列铝合金的一个实施例中，Mg含量具有1.5％的优选上限。在一个更优选的实施例中，Mg含量为1.1％-1.3％。 
在按照本发明的合金中的Mn含量优选介于0.1％-0.9％的范围，最好介于0.2％-0.8％的范围。 
在按照本发明被处理的AA2000系列铝合金的一个实施例中，Zn作为杂质元素存在，其含量最高为约0.3％且最好最高为约0.20％时是可允许的。 
在按照本发明被处理的AA2000系列铝合金的另一个实施例中，有目的地添加Zn，以提高合金产品的损伤容限性能。在此实施例中，Zn一般按照约0.3％-1.3％、最好是0.45％-1.1％的范围存在。 
如果添加了Ag的话，Ag的添加量则不应超过1.0％，优选的下限为0.05％，最好约为0.1％。Ag添加量的优选范围为约0.20％-0.8％。更适当的Ag添加量范围是约0.20％-0.60％，最好为约0.25％-0.50％，最佳为约0.3％-0.48％。 
在未有意识添加Ag的实施例中，最好将Ag保持在优选小于0.02％且最好小于0.01％的水平。 
可以添加Zr作为弥散体形成元素，优选按照0.02％-0.4％、最好按照0.04％-0.25％的范围添加Zr。 
在本发明的另一个优选实施例中，合金没有作为弥散体形成元素地含有精细添加的Cr和Zr。实际上，这将会意味着Cr和Zr都处于小于0.05％的常规杂质水平，优选小于0.03％，合金最好实质上不含或者基本上不含Cr和Zr。“基本上不含”和“实质上不含”是指没有在化合物中有意识添加该合金元素，但由于杂质和/或因接触制造设备而浸析，微量的所述元素总之会进入到最终的合金产品中。尤其对厚产品(如厚于3毫米)而言，Cr与一些Mg结合形成Al12Mg2Cr粒子，其不利影响到合金压力加工产品的淬火敏感性，并且可能在晶界形成粗大粒子，由此不利影响损伤容限性能。作为弥散体形成元素，已经发现Zr在AA2x24类铝合金中不像Mn那样有效。 
用于合金的Fe含量应该小于0.25％。如果按照本发明被处理的合金产品被用于航天航空应用场合，则优选该范围的下端，例如小于约0.10％，最好小于约0.08％，以便尤其使韧性保持在足够高的水平。如果合金产品被用于工装板应用场合，则可以容许更高的Fe含量。不过，据信对于航天航空应用场合来说，可以采用中等Fe含量，例如约0.09％-0.13％，甚至约0.10％-0.15％。尽管技术人员会相信这对产品韧性有不利影响，但当采用本发明的方法时，该性能的一些损失(而不是全部)被挽救回来。结果将获得这样的合金产品，尽管具有中等Fe含量水平，但在按照本发明被处理时，该合金产品的性能等同于其除了含有较少如0.05％-0.07％的Fe外都 相同的但按照常规做法被处理的合金产品的性能。于是，在Fe含量水平较高的情况下获得相似的性能，而高铁含量具有显著的成本优势，这是因为具有很低的铁含量的原材料是昂贵的。 
在本发明的另一个优选实施例中，可以按照本发明％的AA2000系列铝合金按照重量％含有：Cu，3.6％-4.4％，最好3.8％-4.4％；Mg，1.2％-1.8％；Mn，0.3％-0.8％；Cr，最多0.10％，优选最多0.05％；Zr，最多0.05％，优选最多0.03％；Zn，最多0.25％；Fe，最多0.12％，优选最多0.08％；Si，大于0.10％至0.35％，优选大于0.10％至0.25％；Ti，最多0.15％，优选最多0.10％；余量为Al和不可避免的元素和杂质。这样的杂质通常分别小于0.05％，总量小于0.15％。该合金成分包含AA2324合金(1978年记录在案)。 
在本发明的另一个优选实施例中，可以按照本发明被有利处理的AA2000系列铝合金具有由AA2524合金(1995年记录在案)构成的成分，但条件是Si介于大于0.10％至0.35％，或者在上述的本发明更窄范围内。AA2524合金的成分范围按重量百分比为：Cu，4.0％-4.5％；Mn，0.45％-0.7％；Mg，1.2％-1.6％；Cr，最多0.05％；Zn，最多0.15％；Ti，最多0.1％；Si，最多0.06％；Fe，最多0.12％；以及分别小于0.05％且总量小于0.15％的不可避免的元素和杂质，以及余量为Al。 
按照本发明制造的AA2000系列铝合金产品可以具有包覆层。这样的包覆产品采用了由本发明铝系合金构成的芯层和通常较高纯度的包覆层，包覆层尤其防止芯层生锈。包覆层包括但不限于实质上未合金化的铝或含有不超过0.1％或1％的所有其它元素的铝。在此标为AA1xxx系列的铝合金包括所有铝业协会(AA)合金，包括1000系、1100系、1200系和1300系的子类。于是，芯层上的包覆层可以从各种不同的铝业协会合金例如1060、1045、1050、1100、1200、1230、1135、1235、1435、1145、1345、1250、1350、1170、1175、1180、1185、1285、1188或1199中选择。此外，AA7000系列铝合金中的合金例如含有0.8％-1.3％的Zn或含有约0.35％-0.7％的Zn的7072能作为包覆层，AA6000系列铝合金中的合金例如一般含有大于1％的合金添加剂的6003或6253可以作为包覆层。其它合金也可以作为包覆层，只要它们尤其给芯层合金提供充分的整体抗腐蚀保护。至少一个包覆层通常比芯薄，每一包覆层构成复合体总厚度的约1％-15％或20％或者可能约25％。一个包覆层大多构成复合体总厚度的约1％-12％。 
按照本发明被处理的AA2000系列铝合金产品尤其可以在最多0.5英寸(12.5mm)的厚度范围内使用，性能对于机身板而言将是出色的。在0.7-3英寸(17.7-76mm)的薄板厚度范围的情况下，性能对翼板例如下翼板而言是出色的。薄板厚度范围也可以被用于纵梁或被用于形成将用在航天器机翼结构中的整体翼面板和纵梁。如果被制成大于2.5英寸(63mm)至11英寸(280mm)的较厚规格，则对由板机械加工制成的、或用于形成用在航天器机翼结构中的整体梁的、或成用在航天器机翼结构中的肋条的形式的整体零件而言，已经获得了出色的性能。较厚的产品也可以被用作工装板如用于制造成型塑料产品的模具，例如经过模铸或压铸。也可以按照要用在航天器结构中的分步挤压或挤制的梁的形式提供按照本发明被处理的合金产品，或按照用在航天器机翼结构中的锻造梁的形式提供上述合金产品。 
以下，将通过后面的非限定例子来解释本发明。 
例子 
按照中试规模，DC铸造出铸锭，其直径为250毫米，长度超过850毫米。合金成分列于表1中，在此注意到，合金3的Fe含量略微高于目前定制用于航天航空级轧制产品的Fe含量。合金3将是AA2324系列铝合金的典型例子，除了Si和Fe的含量较高外。合金成分也将落在已知的AA2524范围内，除了Si含量较高外。由铸锭加工出两个轧制坯，它们的尺寸为150×150×300毫米。当按此路线走时，获得了两个具有相同的化学成分和化学性质的坯块，由此更容易公正评价随后阶段中的热处理对性能的影响。利用相同的在490℃的25小时周期，坯块被完全扩散退火均匀化，此时采用工业的加热速率和冷却速率。根据坯块情况，采取根据本发明的、继续扩散退火均匀化，此时炉温被升高，随后施加在515℃的5小时二次热处理或扩散退火均匀化。在扩散退火均匀化之后，坯块被冷却至室温。随后，所有坯块在460℃在一批当中被预热5小时，并且从150毫米被热轧至40毫米。入口侧温度(表面测量)介于450℃-460℃，离开轧机温度在390℃-400℃范围内变化。在热轧后，轧板接受一步或两步固溶热处理，随后是冷水淬火。利用更常见的495℃下的4小时SHT作业来处理另一比较例(例1A3)。所有板材被自然时效处理5天至T4状态。板材在时效处理之前未被拉伸。所有热处理被归纳于表2中。 
按照ASTM-B557标准的、关于按照不同热处理方法生产的两个40毫米厚板材样品的平均机械性能被列于表3中，其中TYS代表拉伸屈服强度， 单位MPa，UTS表示极限抗拉强度，单位MPa，Kq表示定性的断裂韧性，单位MPa.√m。断裂韧性按照ASTMB645被测定。所有试验在1/2T进行。 
表1合金成分，按重量％，余量为铝和常规杂质 
  合金   Si   Fe   Cu   Mn   Mg   Cr   Zn   Ti   Zr
  1   0.20   0.11   4.0   0.65   1.2   ＜0.01   ＜0.01   0.04   ＜0.01
表2样品号-v-不同的热处理途径 
  样品e   扩散退火均匀化   预热   SHT   时效g
  1A1   25小时于490℃   5小时于460℃   4小时于500℃   T4
  1A2   25小时于490℃   5小时于460℃   4小时于500℃+2小  时于515℃   T4
  1A3   25小时于490℃   5小时于460℃   4小时于495℃   T4
  1B1   25小时于490℃+5小  时于515℃   5小时于460℃   4小时于500℃   T4
  1B2   25小时于490℃+5小  时于515℃   5小时于460℃   4小时于500℃+2小  时于515℃   T4
表3各40毫米板材的机械性能 
Figure G200780025435XD00121
表4取自现有技术的具体数据 
Figure G200780025435XD00122
从表3的关于机械性能的结果中可以看到： 
按照标准处理工艺制造的板(样品1A3)一般具有最低的性能组合。当采用更高的处理温度时，其它样品显示出更好的性能，尤其是韧性按照平均10％的程度得到改善。尤其是韧性的进一步改善可以通过将Fe含量减少至小于0.05％的标准航天航空水平来实现。 
尽管Si含量水平高且Fe含量水平相对高，所获得性能的目前组合，尤其是样品1A2和1B2满足了针对2024/2xxxT351板的空客规范AIMS03-02-020，第3版，2002年2月(作为参考纳入本文)，即便按照本发明被处理的板具有相对高的Fe含量水平并且处于T4状态。 
尽管现在已经充分描述了本发明，但对本领域技术人员来说，显然可以在不超出本文所述的发明精神或发明范围的情况下做出许多的改变和修改。 

Claims (35)

1.一种制造AA2000系列铝合金压力加工产品的方法，所述方法包括以下步骤：
a.铸造AA2000系列铝合金锭块，其化学成分按照重量百分比含有：2％-5.5％的Cu，0.5％-2％的Mg，最多1％的Mn，小于1.3％的Zn，小于0.25％的Fe，和大于0.10％且小于等于0.35％的Si，余量为Al、不可避免的元素和杂质；
b.将铸锭预热和/或扩散退火均匀化；
c.通过选自轧制、挤压和锻造中的至少一种方法热加工坯块；
d.可选择地冷加工经过热加工的坯块；
e.对经过热加工和可选择地经过冷加工的坯块进行固溶热处理；
f.冷却固溶热处理坯块；
g.可选择地拉伸或压缩被冷却的固溶热处理坯块或以其它方式冷加工被冷却的固溶热处理坯块，以便消除应力；
h.对经过冷却和可选择地经过拉伸或压缩或其它方式的冷加工的固溶热处理坯块进行时效处理，以便获得期望的状态；
其中，在高于505℃但低于所述铝合金的固相线温度的范围内进行至少一次热处理，所述至少一次热处理按照以下方式进行：i)在固溶热处理之后作为二次固溶热处理；或者ii)既在扩散退火均匀化之后但在热加工之前作为二次扩散退火均匀化，又在固溶热处理之后作为二次固溶热处理。
2.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，所述AA2000系列铝合金还可选择地按照重量百分比含有以下当中的至少一种元素：0.02％-0.4％的Zr，0.01％-0.2％的Ti，0.01％-0.5％的V，0.01％-0.4％的Hf，0.01％-0.25％的Cr，最多1％的Ag，和0.01％-0.5％的Sc。
3.根据权利要求1或2所述的方法，其特征在于，所述AA2000系列铝合金的Si含量为大于0.10％且小于等于0.25％。
4.根据权利要求1或2所述的方法，其特征在于，所述AA2000系列铝合金的Si含量为0.15％-0.25％。
5.根据权利要求1或2中任一项所述的方法，其特征在于，所述AA2000系列铝合金的Fe含量为小于0.15％。
6.根据权利要求1或2所述的方法，其特征在于，所述AA2000系列铝合金的Fe含量为小于0.10％。
7.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，所述AA2000系列铝合金的Cr含量小于0.05％。
8.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，所述AA2000系列铝合金的Cr含量小于0.03％。
9.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，所述AA2000系列铝合金的Zr含量小于0.05％。
10.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，所述AA2000系列铝合金的Zr含量小于0.03％。
11.根据权利要求1或2所述的方法，其特征在于，所述AA2000系列铝合金的Cu含量为3.6％-5.5％。
12.根据权利要求1或2所述的方法，其特征在于，所述AA2000系列铝合金的Cu含量为3.8％-5.5％。
13.根据权利要求1或2所述的方法，其特征在于，所述AA2000系列铝合金的Cu含量为2％-4.5％。
14.根据权利要求1或2所述的方法，其特征在于，所述AA2000系列铝合金的Cu含量为2％-4％。
15.根据权利要求1或2所述的方法，其特征在于，所述AA2000系列铝合金的Mg含量为0.5％-1.5％。
16.根据权利要求1或2所述的方法，其特征在于，所述AA2000系列铝合金的Zn含量最多为0.3％。
17.根据权利要求1或2所述的方法，其特征在于，所述AA2000系列铝合金的Zn含量最多为0.20％。
18.根据权利要求1或2所述的方法，其特征在于，所述AA2000系列铝合金的Mn含量为0.1％-0.9％。
19.根据权利要求1或2所述的方法，其特征在于，所述AA2000系列铝合金的Mn含量为0.2％-0.8％。
20.根据权利要求1或2所述的方法，其特征在于，所述至少一次热处理在高于505℃且小于等于550℃的温度范围进行。
21.根据权利要求1或2所述的方法，其特征在于，所述至少一次热处理在510℃至535℃的温度范围进行。
22.根据权利要求1或2所述的方法，其特征在于，所述热加工以热轧方式进行。
23.根据权利要求1或2所述的方法，其特征在于，所述热加工以挤压方式进行。
24.根据权利要求1或2所述的方法，其特征在于，所述至少一次热处理只在固溶热处理步骤e之后进行。
25.根据权利要求1或2所述的方法，其特征在于，所述至少一次热处理既在扩散退火均匀化步骤b之后但在热加工之前进行，又在固溶热处理步骤e之后进行。
26.根据权利要求1或2所述的方法，其特征在于，所述AA2000系列铝合金产品是厚度至少为3毫米的产品。
27.根据权利要求1或2所述的方法，其特征在于，所述AA2000系列铝合金产品是厚度至少为30毫米的产品。
28.根据权利要求27所述的方法，其特征在于，所述AA2000系列铝合金产品是厚度为30-300毫米的产品。
29.根据权利要求1或2所述的方法，其特征在于，所述AA2000系列铝合金产品的成分在AA2324范围内，但Si含量须在大于0.10％且小于等于0.35％的范围内。
30.根据权利要求1或2所述的方法，其特征在于，所述AA2000系列铝合金产品的成分在AA2324范围内，但Si含量须在大于0.10％且小于等于0.25％的范围内。
31.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，所述AA2000系列铝合金产品的成分在AA2524范围内，但Si含量须在大于0.10％至0.35％的范围内，从而所述合金成分按照重量百分比含有：4.0％-4.5％的Cu，0.45％-0.7％的Mn，1.2％-1.6％的Mg，0.01％-0.05％的Cr，最多0.15％的Zn，最多0.1％的Ti，大于0.10％且小于等于0.35％的Si，最多0.12％的Fe，以及均小于0.05％而总量小于0.15％的不可避免的元素和杂质，余量为A1。
32.根据权利要求31所述的方法，其特征在于，所述AA2000系列铝合金产品的成分在AA2524范围内，但Si含量须在大于0.10％且小于等于0.25％的范围内。
33.根据权利要求1或2所述的方法，其特征在于，所述AA2000系列铝合金产品是选自以下组的产品，所述组包括机身板、机身框架件、下翼板、机加工零件用厚板、纵梁用薄板、梁件和肋条件。
34.根据权利要求1或2所述的方法，其特征在于，所述AA2000系列铝合金产品为模板或工装板的形式。
35.根据权利要求1所示的方法，其特征在于，冷加工被冷却的固溶热处理坯块通过矫直或拉拔或冷轧被冷却的固溶热处理坯块来实现。
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