CN101701308B - 高损伤容限型超高强铝合金及其制备方法 - Google Patents
高损伤容限型超高强铝合金及其制备方法 Download PDFInfo
- Publication number
- CN101701308B CN101701308B CN2009102129355A CN200910212935A CN101701308B CN 101701308 B CN101701308 B CN 101701308B CN 2009102129355 A CN2009102129355 A CN 2009102129355A CN 200910212935 A CN200910212935 A CN 200910212935A CN 101701308 B CN101701308 B CN 101701308B
- Authority
- CN
- China
- Prior art keywords
- damage tolerance
- aluminum alloy
- strength aluminum
- type ultrahigh
- percent
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Active
Links
Abstract
本发明涉及高损伤容限型超高强铝合金及制备方法,成分为:Zn:8.5~10.0wt%,Mg:1.0~2.5wt%,Cu:1.0~2.0wt%,Zr:0.06~0.20wt%,Ti:0.02~0.05wt%,Fe:≤0.08wt%,Si:≤0.06wt%,且Fe>i,其余组分为Al和不可避免的杂质。其工艺为:首先熔炼,铸造;然后对合金铸坯进行分阶段均匀化,再对均匀化后的铸坯进行热轧,对热轧后的板材进行固溶;在淬火后的4h内对板材进行预拉伸;最后对预拉伸后的板材立即进行双级时效处理。获得的合金具有较高的强度,较高的损伤容限,适合应用于长期暴露在大气环境中使用的飞机部件。
Description
技术领域
本发明涉及一种高损伤容限型超高强铝合金及其制备工艺,属于有色金属技术领域。
背景技术
超高强铝合金具有密度低、强度高、热加工性能好等优点,是航空航天领域重要的结构材料。随着航空航天工业的发展,对飞机结构材料的要求已不是最初仅仅追求高的静强度或高的抗腐蚀性能的阶段,已经发展到迫切需要开发出综合性能优异的新型超高强铝合金材料的阶段,即要求新型超高强铝合金材料除了应具有较高的强度,还应具有较好的断裂韧性、较好的抗腐蚀性能以及良好的疲劳性能,即应同时具有较高的强度、较高的损伤容限。
目前,国外航空用超高强铝合金较先进的牌号有AA7150、AA7449、AA 7085、AA7055等铝合金。AA7150、AA7449、AA7055等铝合金虽然其强度较高,抗腐蚀性能较好,但其断裂韧性较低,因而影响了飞机的使用寿命。AA 7085铝合金虽然其断裂韧性较高,抗腐蚀性能较好,但是其强度相对较低,因而也降低了飞机的安全系数。其原因是:(1)合金中的Zn、Mg等元素含量较低,主要强化相MgZn2形成的数量较少,因而合金的强度较低;(2)合金中的Cu、Mg等元素含量较高,容易形成熔点较高、在固溶过程中难以溶解粗大的S(Al2CuMg)相,因此合金的损伤容限性能较低,特别是断裂韧性较低。
为了提高飞机的使用寿命,增加飞机的安全系数,需要研制出比上述合金综合性能更加优异的超高强铝合金及其相应的制备工艺,使其具有较高强度的同时,具有较高的损伤容限。确保飞机在恶劣的工作环境下长时间安全可靠地工作,从而降低飞机的制造成本。
发明内容
本发明的目的是提供一种高损伤容限型超高强铝合金及其制备方法,以解决目前航空用超高强铝合金在综合性能方面,特别是在损伤容限性能方面的不足。
本发明的目的通过以下技术方案来实现:
高损伤容限型超高强铝合金,特点是成分的重量百分比为:Zn:8.5~10.0wt%,Mg:1.0~2.5wt%,Cu:1.0~2.0wt%,Zr:0.06~0.20wt%,Ti:0.02~0.05wt%,Fe:≤0.08wt%,Si:≤0.06wt%,且Fe>Si,其余组分为Al和不可避免的杂质。
进一步地,上述的高损伤容限型超高强铝合金,还含有微量元素Mn、Cr、Er、Hf中的一种或几种,其中微量元素单个含量≤0.05wt%,总含量≤0.15wt%。
更进一步地,上述的高损伤容限型超高强铝合金,Zn与Mg的重量百分比为4∶1~6∶1,Cu与Mg的重量百分比为0.5∶1~1∶1。
本发明高损伤容限型超高强铝合金的制备方法,包括以下步骤:
(1)首先按照配比进行配料,在700~750℃进行熔炼,在690~730℃进行铸造;
(2)对合金铸坯进行分阶段均匀化,第一阶段在360~430℃下保温3~15h,第二阶段在440~480℃下保温15~35h;
(3)对均匀化后的铸坯进行热轧,开轧温度为380~440℃,总变形率90%以上,终轧温度控制在300℃以上;
(4)对热轧后的板材在460~480℃进行固溶,固溶时间1~4h;
(5)在淬火后的4h内对板材进行1.5~3%变形量的预拉伸;
(6)对预拉伸后的板材立即进行双级时效处理,第一级时效温度为90~130℃,时效时间为4~20h,第二级时效温度为150~180℃,时效时间为4~20h。
再进一步地,上述的高损伤容限型超高强铝合金的制备方法,步骤(2)中第一阶段至第二阶段的升温速率为10~50℃/h。步骤(6)第一级时效至第二级时效之间的升温速率为50~1000℃/h。
本发明技术方案突出的实质性特点和显著的进步主要体现在:
①合理控制合金中Zn、Mg、Cu含量,Zn/Mg值,Cu/Mg值,以及Fe、Si杂质的含量,使合金组织中高熔点、难溶第二相相比AA7150,AA7055等铝合金大大减少,因此合金的断裂韧性等损伤容限性能明显高于AA7150,AA7055等铝合金;
②通过添加合适的Zr含量及控制均匀化热处理工艺,使Al3Zr在组织中均匀弥散析出,起到在热轧及固溶过程中最大程度地阻碍再结晶的作用,进一步提高了合金的综合性能;
③通过控制双级时效热处理工艺,使合金保持较高强度的同时,获得较好的损伤容限性能。
具体实施方式
高损伤容限型超高强铝合金,成分为:Zn:8.5~10.0wt%,Mg:1.0~2.5wt%,Cu:1.0~2.0wt%,Zr:0.06~0.20wt%,Ti:0.02~0.05wt%,Fe:≤0.08wt%,Si:≤0.06wt%,且Fe>Si,其余组分为Al和不可避免的杂质。该铝合金还含有微量元素Mn、Cr、Er、Hf中的一种或几种,其中微量元素单个含量≤0.05wt%,总含量≤0.15wt%。控制Zn与Mg的重量百分比为4∶1~6∶1,Cu与Mg的重量百分比为0.5∶1~1∶1。
高损伤容限型超高强铝合金的制备工艺:(1)对由成分重量百分比为Zn:8.5~10.0wt%,Mg:1.0~2.5wt%,Cu:1.0~2.0wt%,Zr:0.06~0.20wt%,Ti:0.02~0.05wt%,Fe:≤0.08wt%,Si:≤0.06wt%,且Fe>Si,含有微量元素Mn、Cr、Er、Hf中的一种或几种,其中微量元素单个含量≤0.05wt%,总含量≤0.15wt%,其余组分为Al和不可避免的杂质所组成的原料进行配料,在700~750℃进行熔炼,在690~730℃进行铸造;(2)对合金铸坯进行分阶段均匀化,第一阶段在360~430℃下保温3~15h,第二阶段在440~480℃下保温15~35h,第一阶段至第二阶段的升温速率为10~50℃/h;(3)对均匀化后的铸坯进行热轧,开轧温度为380~440℃,总变形率90%以上,终轧温度控制在300℃以上;(4)对热轧后的板材在460~480℃进行固溶,固溶时间1~4h;(5)在淬火后的4h内对板材进行1.5~3%变形量的预拉伸;(6)对预拉伸后的板材立即进行双级时效处理,第一级时效温度为90~130℃,时效时间为4~20h,第二级时效温度为150~180℃,时效时间为4~20h,第一级时效至第二级时效之间的升温速率为50~1000℃/h。
合金经过熔炼、铸造、均匀化、热轧、固溶、淬火、预拉伸、时效等工艺处理后,L向抗拉强度570MPa以上,L向屈服强度550MPa以上,L向压缩屈服强度560MPa以上,L向延伸率11%以上,抗剥落腐蚀等级EB级以上,S-T向抗应力腐蚀性能140MPa以上,L-T向断裂韧度KIC为30MPam1/2以上,L-T向缺口条件(f=25HZ,Kt=2.3,R=0.1,N=3×106)疲劳极限170MPa以上。
本发明从合金的成分控制出发,在AA7055合金基础上通过优化溶质原子含量及原子比,即提高Zn含量、用Zn部分替代Mg,降低Cu含量,提高Zn/Mg比、Zn/Cu比,从而消除或减少合金中的S相,使合金保持较高强度的同时,大大提高了合金的断裂韧性、疲劳性能等损伤容限性能。另外,通过更加严格地控制有害杂质Fe、Si的含量及采用合适的制备工艺,使合金在具有较高强度的同时,保持了较高的损伤容限性能。
以下通过具体实施例对本发明的技术方案作进一步的描述。
实施例1~4的成分及含量如表1所示,实施例1~4均按照以下工艺进行制备:在710~740℃进行熔炼,并在710℃进行半连续铸造以获得铸锭;将铸锭进行390~410℃/8h+450~470℃/30h分阶段均匀化,第一阶段至第二阶段的升温速率为10~30℃/h;将铸锭在电阻炉中加热至420℃,然后热轧至25mm厚度,并保证终轧温度在300℃以上;对热轧后的板材进行460~480℃/2.5h的固溶处理,然后矫直,并在4h内进行变形量为2.5%的预拉伸;对预拉伸后的板材进行120℃/(4~12h)+(150~170℃)/12h的双级时效,第一级时效至第二级时效的升温速率为300℃/h。
表1实施例1~4的成分及含量(wt.%)。
实施例 | Zn | Mg | Cu | Zr | Mn | Cr | Er | Hf | Ti | Fe | Si | Al |
1 | 10.0 | 2.5 | 2.00 | 0.12 | 0.05 | - | - | - | 0.02 | 0.05 | 0.02 | Bal. |
2 | 9.42 | 2.01 | 1.65 | 0.20 | - | 0.05 | - | 0.01 | 0.02 | 0.04 | 0.03 | Bal. |
3 | 9.15 | 1.86 | 1.79 | 0.15 | - | 0.01 | 0.01 | - | 0.04 | 0.05 | 0.01 | Bal. |
4 | 8.5 | 1.0 | 1.0 | 0.06 | 0.01 | - | 0.05 | 0.05 | 0.05 | 0.08 | 0.06 | Bal. |
实施例1~4的时效态性能如表2所示。
表2实施例1~4的时效态性能
实施例 | 抗拉强度(L向)Rm/MPa | 屈服强度(L向)Rp0.2/MPa | 压缩屈服强度(L向)Rpc0.2/MPa | 延伸率(L向)A/% | 断裂韧度(L-T向)KIC/MPm1/2 | 剥落腐蚀EXCO | 应力腐蚀(S-T向)SCC/MPa | 疲劳极限(L-T向)MPa |
1 | 585 | 575 | 570 | 11.5 | 30.2 | EB | 145 | 175 |
2 | 580 | 565 | 565 | 12 | 31.4 | EB | 165 | 180 |
3 | 575 | 560 | 565 | 13 | 32.7 | EB | 170 | 185 |
4 | 570 | 550 | 560 | 11 | 30 | EB | 140 | 170 |
本发明合金的时效态性能与AA7150、AA7449、AA7085、AA7055等合金进行对比,如表3所示。
表3各合金的综合性能对比
抗拉强度 | 屈服强度 | 压缩屈服强度 | 延伸率 | 断裂韧度 | 剥落腐蚀 | 应力腐蚀 | 疲劳极限 | |
(L向)Rm/MPa | (L向)Rp0.2/MPa | (L向)Rpc0.2/MPa | (L向)A/% | (L-T向)KIC/MPm1/2 | EXCO | (S-T向)SCC/MPa | (L-T向)MPa | |
实施例4 | 570 | 550 | 560 | 11 | 30 | EB | 140 | 170 |
AA7150-T7751① | 579 | 538 | 531 | 8 | 22 | EB | 172 | - |
AA7449-T7951① | 607 | 579 | 572 | 8 | 23 | - | 110 | - |
AA7085-T7651① | 515 | 495 | 490 | 9 | 26 | EB | 180 | - |
AA7055-T7751① | 614 | 593 | 593 | 7 | 24.2 | EB | - | - |
表中:上标①数据来源于SAE AMS。
由表3可以看出,本发明合金的断裂韧度、延伸率明显高于AA7150、AA7449、AA7085、AA7055铝合金;本发明合金的强度明显高于AA7150、AA7085铝合金,与AA7449铝合金接近。
综上所述,本发明合金具有较高的强度,较高的损伤容限,综合性能优异,适合于长期暴露在复杂大气环境中使用的飞机部件。使用该合金,增加了飞机的安全性,提高了飞机的使用寿命,其经济效益显著。
以上仅是本发明的具体应用范例,对本发明的保护范围不构成任何限制。凡采用等同变换或者等效替换而形成的技术方案,均落在本发明权利保护范围之内。
Claims (5)
1.高损伤容限型超高强铝合金,成分的重量百分比为:Zn:8.5~10.0wt%,Mg:1.0~2.5wt%,Cu:1.0~2.0wt%,Zr:0.06~0.20wt%,Ti:0.02~0.05wt%,Fe:≤0.08wt%,Si:≤0.06wt%,且Fe>Si,其余组分为Al和不可避免的杂质;其特征在于:所述铝合金还含有微量元素Mn、Er、Hf中的一种或几种,其中微量元素单个含量≤0.05wt%,总含量≤0.15wt%。
2.根据权利要求1所述的高损伤容限型超高强铝合金,其特征在于:Zn与Mg的重量百分比为4∶1~6∶1,Cu与Mg的重量百分比为0.5∶1~1∶1。
3.权利要求1所述的高损伤容限型超高强铝合金的制备方法,其特征在于:包括以下步骤:
(1)首先按照配比进行配料,在700~750℃进行熔炼,在690~730℃进行铸造;
(2)对合金铸坯进行分阶段均匀化,第一阶段在360~430℃下保温3~15h,第二阶段在440~480℃下保温15~35h;
(3)对均匀化后的铸坯进行热轧,开轧温度为380~440℃,总变形率90%以上,终轧温度控制在300℃以上;
(4)对热轧后的板材在460~480℃进行固溶,固溶时间1~4h;
(5)在淬火后的4h内对板材进行1.5~3%变形量的预拉伸;
(6)对预拉伸后的板材立即进行双级时效处理,第一级时效温度为90~130℃,时效时间为4~20h,第二级时效温度为150~180℃,时效时间为4~20h。
4.根据权利要求3所述的高损伤容限型超高强铝合金的制备方法,其特征在于:步骤(2)中第一阶段至第二阶段的升温速率为10~50℃/h。
5.根据权利要求3所述的高损伤容限型超高强铝合金的制备方法,其特征在于:步骤(6)第一级时效至第二级时效之间的升温速率为50~1000℃/h。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
CN2009102129355A CN101701308B (zh) | 2009-11-11 | 2009-11-11 | 高损伤容限型超高强铝合金及其制备方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
CN2009102129355A CN101701308B (zh) | 2009-11-11 | 2009-11-11 | 高损伤容限型超高强铝合金及其制备方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
CN101701308A CN101701308A (zh) | 2010-05-05 |
CN101701308B true CN101701308B (zh) | 2011-09-28 |
Family
ID=42156235
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
CN2009102129355A Active CN101701308B (zh) | 2009-11-11 | 2009-11-11 | 高损伤容限型超高强铝合金及其制备方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
CN (1) | CN101701308B (zh) |
Families Citing this family (20)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CN102011037B (zh) * | 2010-12-10 | 2013-04-24 | 北京工业大学 | 稀土Er微合金化的Al-Zn-Mg-Cu合金及其制备方法 |
CN102242326B (zh) * | 2011-07-01 | 2013-04-10 | 中南大学 | 一种Al-Zn-Mg-Cu系铝合金形变-固溶热处理工艺 |
CN103060638B (zh) * | 2013-01-10 | 2015-05-06 | 北京工业大学 | 一种Al-Zn-Mg-Cu-Zr-Er合金的双级时效工艺 |
CN104278222A (zh) * | 2013-07-05 | 2015-01-14 | 中国科学院金属研究所 | 一种Al-Zn-Mg铝合金双级时效热处理制度 |
JP2015040320A (ja) * | 2013-08-21 | 2015-03-02 | 株式会社Uacj | 高強度アルミニウム合金及びその製造方法 |
CN103469035B (zh) * | 2013-10-08 | 2015-08-19 | 湖南大学 | 一种高强、轻质、耐蚀、可焊的Al-Zn-Mg合金及制备方法 |
US10047425B2 (en) | 2013-10-16 | 2018-08-14 | Ford Global Technologies, Llc | Artificial aging process for high strength aluminum |
CN103555906A (zh) * | 2013-11-05 | 2014-02-05 | 中国航空工业集团公司西安飞机设计研究所 | 一种飞机蒙皮板残余应力消除方法 |
CN103898382B (zh) * | 2014-03-27 | 2017-01-04 | 北京科技大学 | 超强高韧耐蚀Al‐Zn‐Mg‐Cu铝合金材料及其制备方法 |
CN104451291B (zh) * | 2014-11-21 | 2017-01-25 | 北京工业大学 | 一种Er、Zr复合微合金化Al‑Zn‑Mg‑Cu合金的均匀化热处理工艺 |
CN104561702B (zh) * | 2015-01-26 | 2017-01-25 | 北京工业大学 | 一种微量添加Er、Zr的Al‑Zn‑Mg‑Cu合金及制备工艺 |
CN105671384B (zh) * | 2016-01-07 | 2018-10-09 | 瑞声光电科技(常州)有限公司 | 铝合金及其制备方法 |
CN106435416A (zh) * | 2016-04-22 | 2017-02-22 | 昆山捷安特轻合金科技有限公司 | 一种超高强Al‑Zn‑Mg‑Cu合金的热挤压工艺 |
CN105803280B (zh) * | 2016-04-25 | 2018-07-20 | 山东南山铝业股份有限公司 | 一种耐损伤容限高强铝合金板材及其制备方法 |
CN105908028B (zh) * | 2016-06-16 | 2018-02-27 | 江苏大学 | 一种设计高淬透性高强度铝合金主要成分的方法 |
CN108193090B (zh) * | 2018-01-24 | 2020-09-29 | 广西南南铝加工有限公司 | 一种安全鞋用铝合金材料及其生产方法 |
CN111286650A (zh) * | 2020-04-16 | 2020-06-16 | 江苏豪然喷射成形合金有限公司 | 一种喷射成形7055超高强铝合金挤压板材均匀化退火加固溶时效新型热处理工艺 |
CN112553550B (zh) * | 2020-11-23 | 2021-12-28 | 天津忠旺铝业有限公司 | 一种高损伤容限低淬火敏感性7系铝合金厚板生产工艺 |
CN113182379A (zh) * | 2021-07-01 | 2021-07-30 | 中国航发北京航空材料研究院 | 一种铝合金板材的制备方法 |
CN113737068B (zh) * | 2021-08-19 | 2022-10-04 | 中铝材料应用研究院有限公司 | 一种高强韧耐蚀7xxx系铝合金及其加工方法 |
Citations (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CN1442501A (zh) * | 2002-03-05 | 2003-09-17 | 北京航空材料研究院 | 一种高纯、高强铝合金 |
-
2009
- 2009-11-11 CN CN2009102129355A patent/CN101701308B/zh active Active
Patent Citations (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CN1442501A (zh) * | 2002-03-05 | 2003-09-17 | 北京航空材料研究院 | 一种高纯、高强铝合金 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
CN101701308A (zh) | 2010-05-05 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
CN101701308B (zh) | 高损伤容限型超高强铝合金及其制备方法 | |
US8088234B2 (en) | AA2000-series aluminum alloy products and a method of manufacturing thereof | |
US8357249B2 (en) | High strength, heat treatable aluminum alloy | |
US7708937B2 (en) | High-strength, high-toughness, weldable and deformable rare earth magnesium alloy | |
US8608876B2 (en) | AA7000-series aluminum alloy products and a method of manufacturing thereof | |
WO2021008428A1 (zh) | 一种超高强铝锂合金及其制备方法 | |
US8877123B2 (en) | Al—Cu alloy product suitable for aerospace application | |
CN101705403B (zh) | 高强、高断裂韧性的航空用Al-Cu-Mg合金及其加工方法 | |
JP2004534152A5 (zh) | ||
JP2011058047A (ja) | 強度および延性に優れたアルミニウム合金厚板の製造方法 | |
CN103498085A (zh) | 一种低密度Al-Zn-Mg合金 | |
WO2020099174A1 (en) | 7xxx-series aluminium alloy product | |
CN102634706A (zh) | 一种高强、高韧、耐蚀Al-Cu-Mg铝合金 | |
US10501835B2 (en) | Thin sheets made of an aluminium-copper-lithium alloy for producing airplane fuselages | |
CN106399777A (zh) | 一种高强度高淬透性超高强铝合金及其制备方法 | |
CN113667912B (zh) | 一种大规格铝合金板材及其制备方法 | |
CN104451285A (zh) | 车身用Al-Mg合金板材及其制造方法 | |
CN101705399A (zh) | 高损伤容限型超高强铝合金 | |
JP5050577B2 (ja) | 深絞り性および耐焼付け軟化性に優れた成形加工用アルミニウム合金板及びその製造方法 | |
CN101705400A (zh) | 高强高韧Al-Zn-Mg-Cu铝合金 | |
KR20230106180A (ko) | 2xxx-계열 알루미늄 합금 생성물의 제조 방법 | |
CN101701309B (zh) | 高强、高断裂韧性的2xxx系铝合金及其加工方法 | |
US20210404038A1 (en) | 2xxx aluminum lithium alloys | |
JP7126915B2 (ja) | アルミニウム合金押出材及びその製造方法 |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
C06 | Publication | ||
PB01 | Publication | ||
C10 | Entry into substantive examination | ||
SE01 | Entry into force of request for substantive examination | ||
C14 | Grant of patent or utility model | ||
GR01 | Patent grant | ||
TR01 | Transfer of patent right |
Effective date of registration: 20170307 Address after: 100093 Haidian District apricot stone road, No. C, block, Beijing Patentee after: Zhong Lv international project limited-liability company Address before: Suzhou City, Jiangsu province 215021 Industrial Park No. 200 Shen Hu Road Patentee before: Suzhou Non-ferrous Metal academy Co., Ltd. |
|
TR01 | Transfer of patent right |