CN101705403B - 高强、高断裂韧性的航空用Al-Cu-Mg合金及其加工方法 - Google Patents
高强、高断裂韧性的航空用Al-Cu-Mg合金及其加工方法 Download PDFInfo
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Abstract
本发明涉及高强、高断裂韧性的航空用Al-Cu-Mg合金及其加工方法，其成分：Cu 3.60～4.30wt％，Mg 1.30～1.50wt％，Zr 0.05～0.15wt％，Mn+Zr 0.65～0.75wt％，Ti≤0.10wt％，Zn≤0.15wt％，Fe≤0.15wt％。上述成分的铸锭进行均匀化热处理时，铸锭随炉升温到350～400℃，保温2～4小时后，再以30～50℃/h的速度升到480～500℃保温24～30小时后空冷；在420～480℃保温2～3小时后进行热轧，热轧结束后，对板材进行冷轧；然后对冷轧板材进行固溶处理，在493～500℃保温30～60min、淬火，然后进行1.5～3％的冷变形，接着在室温放置1周以上。通过合理调整铝合金中各元素的含量并控制加工工艺，在保证材料强度的基础上，控制组织中过剩相的含量，显著提高材料的断裂韧性，材料具有较好的综合力学性能。
Description
技术领域
本发明涉及一种铝合金，尤其涉及一种航空用高强、高断裂韧性Al-Cu-Mg合金及其加工方法，属于有色金属技术领域。
背景技术
飞机的下翼面及机身由于受拉应力，因此需要使用具有较高损伤容限、即高断裂韧性及抗疲劳裂纹扩展的2xxx系铝合金，尤其是2024铝合金。通常该合金的使用状态为T3X或T4状态。
但2024铝合金本身由于含Fe、Si杂质及粗大金属间化合物较多，使得材料的损伤容限不能保持在较高的水平，因此难以满足飞机大型化、高速化对材料性能提出的更高要求。因此，在2024铝合金成分的基础上，进一步衍生出了2124、2324、2524等铝合金。
除此之外，专利号为7323068的美国专利，通过限制2024铝合金中Fe、Si杂质元素的含量，添加Zr并减少Mn含量，使材料的断裂韧性高于2024及2524铝合金的，但其强度低于后两者。
专利号为7604704的美国专利，通过在2024铝合金中增加Si的含量，并添加Zr，使得材料具有比2024、2524铝合金更为优良断裂韧性，但其强度低于2024及2524铝合金。
因此现有技术，难以使2xxx系铝合金具有较好的综合力学性能，兼顾强度及断裂韧性。
发明内容
本发明的目的是克服现有技术存在的不足，提供一种兼顾高强、高断裂韧性的航空用Al-Cu-Mg合金及其加工方法，通过成分优化及工艺的改善，提高材料的综合性能。
本发明的目的通过以下技术方案来实现：
高强、高断裂韧性的航空用Al-Cu-Mg合金，特点是：其成分的重量百分含量如下——
Mg 1.30～1.50wt％，
Cu 3.60～4.30wt％，
Zr 0.05～0.15wt％，
Mn+Zr 0.65～0.75wt％，
Ti ≤0.10wt％，
Zn ≤0.15wt％，
Si ≤0.15wt％，
Fe ≤0.15wt％，
其余组分为Al和不可避免的杂质。
进一步地，上述的高强、高断裂韧性的航空用Al-Cu-Mg合金的制造方法，特点是：铸锭均匀化退火时，铸锭随炉升温到350～400℃，保温2～4小时后，然后再以30～50℃/h的速度升到480～500℃，保温24～30小时后空冷；在420～480℃保温2～3小时后进行热轧，在热轧过程中，当板材温度下降到350～400℃，则在420℃保温2小时后继续热轧；热轧结束后，对板材进行冷轧；然后冷轧板材进行固溶处理，在493～500℃保温30～60min、淬火，然后进行1.5～3％的冷变形，最后在室温放置1周以上。
更进一步地，上述的高强、高断裂韧性的航空用Al-Cu-Mg合金，板材冷轧过程中，道次变形量为10～20％，当总变形量为40～50％时，在400～420℃退火1小时后，再继续进行冷轧至最终板厚。
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：
通过合理调整铝合金中主合金元素Cu、Mg及微量元素，尤其是Mn、Zr的含量，在保证材料强度的基础上，控制组织中过剩相的含量，提高材料的断裂韧性。同时对材料的加工工艺进行优化，使材料获得了较好的综合力学性能，是制造航空部件的理想材料，较好满足航空业的使用要求，市场前景广阔。
具体实施方式
高强、高断裂韧性的航空用Al-Cu-Mg合金，其成分是：Mg 1.30～1.50wt％，Cu 3.60～4.30wt％，Zr0.05～0.15wt％，Mn+Zr 0.65～0.75wt％，Ti≤0.10wt％，Zn≤0.15wt％，Si≤0.15wt％，Fe≤0.15wt％，其余组分为Al和不可避免的杂质。理想的成分配比为：Mg 1.45wt％，Cu 4.00wt％，Zr 0.10wt％，Mn+Zr 0.70wt％，Ti 0.10wt％，Zn 0.10wt％，Si 0.10wt％，Fe 0.10wt％，其余组分为Al和不可避免的杂质。
2xxx系铝合金中的主要合金元素为Cu、Mg，形成了合金的主要强化相Al2CuMg相及Al2Cu相。Cu/Mg比控制时效强化相的组成及强化效果。当Cu/Mg比为4∶1和1.5∶1之间时(即2024及其衍生合金成分范围内)，提高材料中Al2CuMg的含量，即增大Mg或减小Cu的含量，有利于提高材料的强度。但Mg含量不能过高，过高则容易形成大量粗大的难溶金属间化合物，降低材料的断裂韧性；Cu含量不能过低，否则降低固溶强化效果。当Mg含量为1.30～1.50wt％，Cu含量为3.60～4.30wt％时，既能保证较大的固溶强化效果及时效强化效果，又避免形成过多的粗大金属间化合物，影响材料的断裂韧性。
Zr在合金中主要起控制晶粒结构，保证织构强化效果的作用，既提高材料强度又提高断裂韧性。Zr的含量不宜低于0.05wt.％，否则大部分Zr固溶在组织中，难以在均匀化退火过程中形成二次Al3Zr相，以提高材料性能；同时Zr的含量不宜高于0.15wt.％，否则容易在铸造过程中形成一次Al3Zr相，降低材料的铸造性和加工性能以及断裂韧性。
Mn在合金的作用与Zr的类似，但其作用效果略差。其与Zr的含量和在0.65～0.75wt％之内时，既能促进两种元素的化合物对晶粒结构有较高的控制能力，又能防止形成较多的粗大金属间化合物，降低材料断裂韧性。
Ti在合金中起细化铸态晶粒的作用，以不超过0.10wt.％为宜。若是Ti含量过高，则容易在组织中形成粗大的含Ti相，降低材料的断裂韧性。
Zn、Fe和Si元素为材料中的杂质元素，需控制在0.15wt.％以下。
获得上述成分的铸锭，进行均匀化热处理，均匀化退火的目的为：溶解共晶组织，为后续的时效析出提供足够的过饱和度，以及提高材料的热加工性能；使含Mn、Zr相均匀弥散的析出，以提高材料的强度和断裂韧性。在均匀退火过程中，铸锭随炉升温到350～400℃，保温2～4小时后，然后再以30～50℃/h的速度升到480～500℃保温24～30小时。一般而言，采用较慢的升温速率有利于促进含Mn、Zr相均匀弥散的析出。通过以上的均匀化热处理既使大部分的共晶相溶解入基体，又使得含Mn、Zr相均匀弥散的析出。
铸锭均匀化退火完后，进行轧制。在420～480℃保温2～3小时后进行热轧。热轧过程中，当板材温度下降到350～400℃，则在420℃保温2小时后继续热轧；热轧结束后，进行冷轧；板材冷轧过程中，道次变形量为10～20％。当总变形量为40～50％时，在400～420℃退火1小时后，再继续进行冷轧至最终板厚。对冷轧板材进行固溶处理，在493～500℃保温30～60分钟，淬火，然后进行1.5～3％的冷变形，再在室温放置1周以上。通过对变形加热温度、保温时间及中间退火工艺的控制，优化材料的晶粒结构，提高材料的断裂韧性；通过固溶处理工艺的控制，以及固溶后冷变形工艺的控制，进一步提高材料的强度，使材料具有较好的综合力学性能。
以下通过具体的实施例对本发明的技术方案作进一步的描述。
实施例1
铝合金成分以重量百分比计为：Mg 1.30wt％，Cu 4.30wt％，Zr 0.05wt％，Mn 0.70wt％，Fe 0.15wt％，Si 0.15wt％，Zn 0.15wt％，Ti 0.10wt％，余量为Al。
合金铸锭在循环风炉中进行均匀化热处理：随炉升到350℃，保温4小时，然后以30℃/h的速度升到500℃保温30小时，空冷；然后在420℃保温2小时后进行热轧，当板材温度下降到350℃时，在420℃保温3小时后继续热轧；接着进行冷轧，冷轧道次变形量为20％。当总变形量为40％时，在400℃退火1小时后，再继续冷轧至最终板厚。对冷轧板进行固溶处理500℃保温30min，淬火，然后进行1.5％的冷变形，再在室温放置1周以上。
实施例2
铝合金成分以重量百分比计为：Mg 1.50wt％，Cu 3.60wt％，Zr 0.15wt％，Mn 0.50wt％，Fe 0.12wt％，Si 0.10wt％，Zn 0.10wt％，Ti 0.08wt％，余量为Al。
合金铸锭在循环风炉中进行均匀化热处理：随炉升到400℃，保温2小时，然后以50℃/h的速度升到480℃保温24小时，空冷；然后在480℃保温3小时后进行热轧，当板材温度下降到400℃时，在420℃保温2小时后继续热轧；接着进行冷轧，冷轧道次变形量为10％。当总变形量为50％时，在420℃退火1小时后，再继续冷轧至最终板厚。对冷轧板进行固溶处理493℃保温60min，淬火，然后进行3％的冷变形，再在室温放置1周以上。
实施例3
铝合金成分以重量百分比计为：Mg 1.40wt％，Cu 4.20wt％，Zr 0.10wt％，Mn 0.63wt％，Fe 0.10wt％，Si 0.10wt％，Zn 0.10wt％，Ti 0.10wt％，余量为Al。
合金铸锭在循环风炉中进行均匀化热处理：随炉升到380℃，保温3小时，然后以40℃/h的速度升到493℃保温28小时，空冷；然后在440℃保温2.5小时后进行热轧，当板材温度下降到360℃时，在420℃保温2小时后继续热轧；接着进行冷轧，冷轧道次变形量为15％。当总变形量为45％时，在420℃退火1小时后，再继续冷轧至最终板厚。对冷轧板进行固溶处理495℃保温40min，淬火，然后进行2％的冷变形，再在室温放置1周以上。
实施例4
铝合金成分以重量百分比计为：Mg 1.45wt％，Cu 4.00wt％，Zr 0.10wt％，Mn 0.60wt％，Fe 0.10wt％，Si 0.10wt％，Zn 0.10wt％，Ti 0.10wt％，余量为Al。
合金铸锭在循环风炉中进行均匀化热处理：随炉升到390℃，保温3小时，然后以40℃/h的速度升到490℃保温30小时，空冷；然后在460℃保温3小时后进行热轧，当板材温度下降到400℃时，在420℃保温2小时后继续热轧；接着进行冷轧，冷轧道次变形量为20％。当总变形量为50％时，在420℃退火1小时后，再继续冷轧至最终板厚。对冷轧板进行固溶处理500℃保温30min，淬火，然后进行3％的冷变形，再在室温放置1周以上。
比较例1
铝合金成分以重量百分比计为：Mg 1.45wt％，Cu 4.00wt％，Zr 0.10wt％，Mn 0.60wt％，Fe 0.10wt％，Si 0.10wt％，Zn 0.10wt％，Ti 0.10wt％，余量为Al。
合金铸锭在循环风炉中进行均匀化热处理：在500℃保温24小时，空冷；在420℃保温2小时后热轧；接着进行冷轧，冷轧道次变形量为20％，至最终板厚；对冷轧板进行固溶处理500℃保温30min，淬火，然后进行3％的冷变形，再在室温放置1周以上。
比较例2
铝合金成分以重量百分比计为：Mg 1.00wt％，Cu 4.80wt％，Zr 0.18wt％，Mn 0.70wt％，Fe 0.30wt％，Si 0.20wt％，Zn 0.10wt％，Ti 0.10wt％，余量为Al。
合金铸锭在循环风炉中进行均匀化热处理：在500℃保温24小时，空冷；在420℃保温2小时后热轧；接着进行冷轧，冷轧道次变形量为20％，至最终板厚；对冷轧板进行固溶处理500℃保温30min，淬火，然后进行3％的冷变形，再在室温放置1周以上。
比较例3
铝合金成分以重量百分比计为：Mg 1.60wt％，Cu 4.50wt％，Zr 0.03wt％，Mn 0.50wt％，Fe 0.10wt％，Si 0.10wt％，Zn 0.10wt％，Ti 0.10wt％，余量为Al。
合金铸锭在循环风炉中进行均匀化热处理：随炉升到390℃，保温3小时，然后以40℃/h的速度升到490℃保温30小时，空冷；然后在460℃保温3小时后进行热轧，当板材温度下降到400℃时，在420℃保温2小时后继续热轧；接着进行冷轧，冷轧道次变形量为20％。当总变形量为50％时，在420℃退火1小时后，再继续冷轧至最终板厚。对冷轧板进行固溶处理500℃保温30min，淬火，然后进行3％的冷变形，再在室温放置1周以上。
表1示意了实施例及比较例中合金的性能。
表1
从表1可看出，本发明通过合理调整铝合金中各元素的含量并控制加工工艺，在保证材料强度的基础上，控制组织中过剩相的含量，显著提高材料的断裂韧性，材料获得了较好的综合力学性能，较好满足航空业的使用要求。
需要理解到的是：上述说明并非是对本发明的限制，在本发明构思范围内，所进行的添加、变换、替换等，也应属于本发明的保护范围。
Claims (3)
1.高强、高断裂韧性的航空用Al-Cu-Mg合金，其特征在于成分的重量百分含量为：Mg 1.45wt％，Cu 4.00wt％，Zr 0.1wt％，Mn+Zr 0.70％，Ti 0.1wt％，Zn 0.1wt％，Si 0.1wt％，Fe 0.1wt％，其余组分为Al和不可避免的杂质。
2.权利要求1所述的高强、高断裂韧性的航空用Al-Cu-Mg合金的加工方法，其特征在于：铸锭均匀化退火时，铸锭随炉升温到350～400℃，保温2～4小时后，然后再以30～50℃/h的速度升到480～500℃，铸锭在480～500℃保温24～30小时后空冷到420～480℃保温2～3小时后进行热轧，在热轧过程中，当板材温度下降到350～400℃，则在420℃保温2小时后继续热轧；热轧结束后，对板材进行冷轧；然后冷轧板材进行固溶处理，在493～500℃保温30～60min、淬火，然后进行1.5～3％的冷变形，最后在室温放置1周以上。
3.根据权利要求2所述的高强、高断裂韧性的航空用Al-Cu-Mg合金的加工方法，其特征在于：板材冷轧过程中，道次变形量为10～20％，当总变形量为40～50％时，在400～420℃退火1小时后，再继续进行冷轧至最终板厚。
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