CN102251159A - 用于航空应用的具有提高损伤容限性能的2000系列合金 - Google Patents

用于航空应用的具有提高损伤容限性能的2000系列合金 Download PDF

Info

Publication number
CN102251159A
CN102251159A CN2011101983266A CN201110198326A CN102251159A CN 102251159 A CN102251159 A CN 102251159A CN 2011101983266 A CN2011101983266 A CN 2011101983266A CN 201110198326 A CN201110198326 A CN 201110198326A CN 102251159 A CN102251159 A CN 102251159A
Authority
CN
China
Prior art keywords
deformation
aluminum base
exists
amount
base alloy
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.)
Granted
Application number
CN2011101983266A
Other languages
English (en)
Other versions
CN102251159B (zh
Inventor
J·C·林
J·M·纽曼
P·E·麦格纽森
G·H·布雷
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Aokoninke Technology Co., Ltd
Original Assignee
Alcoa Inc
Priority date (The priority date 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 date listed.)
Filing date
Publication date
Family has litigation
First worldwide family litigation filed litigation Critical https://patents.darts-ip.com/?family=35598186&utm_source=google_patent&utm_medium=platform_link&utm_campaign=public_patent_search&patent=CN102251159(A) "Global patent litigation dataset” by Darts-ip is licensed under a Creative Commons Attribution 4.0 International License.
Application filed by Alcoa Inc filed Critical Alcoa Inc
Publication of CN102251159A publication Critical patent/CN102251159A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN102251159B publication Critical patent/CN102251159B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/12—Alloys based on aluminium with copper as the next major constituent
    • C22C21/14—Alloys based on aluminium with copper as the next major constituent with silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C1/00—Making non-ferrous alloys
    • C22C1/06—Making non-ferrous alloys with the use of special agents for refining or deoxidising
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/12—Alloys based on aluminium with copper as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/12—Alloys based on aluminium with copper as the next major constituent
    • C22C21/16—Alloys based on aluminium with copper as the next major constituent with magnesium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
    • C22F1/057—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys with copper as the next major constituent

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Manufacture Of Alloys Or Alloy Compounds (AREA)
  • Metal Rolling (AREA)
  • Conductive Materials (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

本发明涉及用于航空应用的具有提高损伤容限性能的2000系列合金。本发明提供了具有提高损伤容限的2000系列铝合金，该合金的基本组成为：约3.0-4.0wt％铜；约0.4-1.1wt％镁；至多约0.8wt％银；至多约1.0wt％Zn；至多约0.25wt％Zr；至多约0.9wt％Mn；至多约0.5wt％Fe；和至多约0.5wt％Si；余量基本上是铝，附带的杂质和元素，所述铜和镁的存在比例是约3.6-5份铜比约1份镁。该合金适用于形变或铸造产品，包括航空应用中使用的产品，特别是片材或板材结构构件、挤出件和锻件，并且本发明提供了强度和损伤容限的改良结合。

Description

用于航空应用的具有提高损伤容限性能的2000系列合金
本申请是优先权日为2004年7月15日、发明名称为“用于航空应用的具有提高损伤容限性能的2000系列合金”的中国发明专利申请(中国专利申请号为200580026934.1，且相应的国际申请号为PCT/US2005/025047)的分案申请。
技术领域
本发明涉及适于航空和其它要求用途的具有提高损伤容限的Al-Cu-Mg-Ag合金。该合金具有非常低的铁和硅含量，和低的铜与镁的比值。
背景技术
在商用喷气式飞机应用中，下机翼和机身应用的关键结构要求是通过疲劳裂纹扩展(FCG)和断裂韧性测量的高水平的损伤容限。目前阶段的材料选自Al-Cu 2XXX系列，典型为2X24型。这些合金通常以T3X状态使用，并且固有地具有适中的强度和高的断裂韧性和好的抗FCG性。典型地，当2X24合金人工时效到强度增加的T8状态时，韧性和/或FCG性能劣化。
损伤容限是断裂韧性和抗FCG性的结合。当强度增加时，断裂韧性同时下降，而维持高韧性的同时具有增加的强度是任何新合金产品所希望的属性。通常使用两种常见载荷配置(configuration)测量FCG性能：1)等幅(CA)和2)在谱载荷和可变载荷下。后者能更好地代表使用中所预期的载荷。J.Schijve在“The significance offlight-simulation fatigue tests”(Delft UniversityReport(LR-466)，1985年6月)中描述了关于飞行模拟载荷FCG测试的细节。使用由R比例即最小/最大应力定义的应力范围进行等幅FCG测试。测量裂纹扩展速率作为应力强度范围(ΔK)的函数。在谱载荷下，再次测量裂纹扩展速率，但这次是在“飞行”次数上进行记录。载荷模拟每次飞行的典型起飞、飞行中、和着陆载荷，并且重复进行以代表飞机结构部件指定部件可见到的典型的使用期内载荷。谱FCG测试是更具代表性的合金性能的量度，因为它们模拟实际的飞机工作。存在许多普通的谱载荷配置，并且还存在取决于飞机设计原理以及飞机尺寸的飞机特殊谱载荷。期望较小的、单过道飞机相比制造较少但飞行更久的大、宽体飞机具有更高的起飞/着陆循环次数。
在谱载荷下，屈服强度的增加通常将减少塑性诱发的裂纹闭合(会延缓裂纹扩展)的数量，并且将典型导致较短的寿命。一个实例是最近开发的高损伤容限合金(这里命名为2X24HDT)的性能，该合金在较低的屈服强度T351状态相比较高强度的T39状态显示出优异的谱寿命性能。飞机设计者理想上愿意使用具有较高静态性能(抗拉强度)同时具有与2X24-T3状态产品相同或更高水平损伤容限的合金。
美国专利5,652,063公开了具有Al-Cu-Mg-Ag的铝合金组成，其中Cu-Mg比例在约5-9范围内，具有分别最高约0.1wt％硅和铁含量。‘063专利的组成提供了足够的强度，但具有一般的断裂韧性和抗疲劳裂纹扩展性。
美国专利5,376,192也公开了Al-Cu-Mg-Ag铝合金，Cu-Mg比例在约2.3-25之间，和高很多的Fe和Si含量，分别在至多约0.3和0.25数量级。
仍然需要具有足够强度同时结合提高的损伤容限(包括断裂韧性)和提高的(特别是谱载荷下的)抗裂纹扩展性的合金组成。
发明内容
本发明通过提供新的合金解决了上述的需要，新的合金在与现有技术组成和注册的合金例如用于片材(机身)的2524-T3和用于板材(下机翼)的2024-T351/2X24HDT-T351/2324-T39比较时，显示出优异的强度并且具有相同或更好的韧性和提高的(特别是谱载荷下)抗FCG性。这里使用的术语“提高的损伤容限”是指这些提高的性能。
因此，本发明提供了具有提高损伤容限的铝基合金，该合金基本上由以下成分组成：约3.0-4.0wt％铜；约0.4-1.1wt％镁；至多约0.8wt％银；至多约1.0wt％Zn；至多约0.25wt％Zr；至多约0.9wt％Mn；至多约0.5wt％Fe；和至多约0.5wt％Si；余量基本上是铝，附带的杂质和元素，所述铜和镁的存在比例是约3.6-5份铜比约1份镁。优选地，该铝基合金基本上不含钒。Cu∶Mg比例维持在约3.6-5份铜比1份镁，更优选4.0-4.5份铜比1份镁。虽然不希望受任何理论的限制，但认为该比例赋予由本发明合金组成制成的产品期望的性能。
在另外的方面，本发明提供了由铝基合金制得的形变或铸造产品，该合金基本上由以下成分组成：约3.0-4.0wt％铜；约0.4-1.1wt％镁；至多约0.8wt％银；至多约1.0wt％Zn；至多约0.25wt％Zr；至多约0.9wt％Mn；至多约0.5wt％Fe；和至多约0.5wt％Si；余量基本上是铝，附带的杂质和元素，所述铜和镁的存在比例是约3.6-5份铜比约1份镁。优选地，Cu和Mg的存在比例是约4-4.5份铜比约1份镁。此外优选地，由该铝基合金制得的形变或铸造产品基本上不含钒。
因此本发明的一个目的是提供具有强度、断裂韧性和抗疲劳性的改良组合的铝合金组成。
本发明的又一目的是提供具有强度、断裂韧性和抗疲劳性的改良组合的形变或铸造的铝合金产品。
本发明的一个目的是提供具有强度、断裂韧性和抗疲劳性的改良组合的铝合金组成，该合金具有低的Cu∶Mg比。
通过下面的附图、详细说明和附加的权利要求，本发明的这些和其它目的将变得更为显而易见。
附图说明
通过下面的附图进一步说明本发明，其中：
图1是显示2524-T3和样品A-T8片材的等幅FCG数据的曲线图。在T-L方向进行测试，其中R比例等于0.1。
图2是显示2524-T3和样品A-T8片材的等幅FCG数据的曲线图。在L-T方向进行测试，其中R比例等于0.1。
图3是显示2X24HDT-T39、2X24HDT-T89和样品A板材的等幅FCG数据的曲线图。在L-T方向进行测试，其中R比例等于0.1。
图4是显示样品A和样品B的板材和2X24HDT的作为屈服应力(通过合金/状态)函数的谱寿命的比较数据的曲线图。
图5是显示样品A和样品B的板材和2X24HDT的作为屈服应力(通过合金/状态)函数的断裂韧性的比较的曲线图。
具体实施方式
定义：对于下面的合金组成的描述，如果不另外指出则所有提到的百分比是重量百分比(wt％)。当提及最小值(例如对于强度或韧性)或最大值(例如对于疲劳裂纹扩展速率)，这些是指能记录的材料规格的水平或能确保材料具有的水平或设计中飞机构架制造者(考虑安全因素)能依据的水平。在一些情况下，其可以具有例如99％产品相符的统计基础，或使用标准统计方法期望符合95％的置信度。
当提及任何数值范围时，应理解为这种范围包括所述范围的最小值和最大值之间的每一数字和/或部分。例如，约3.0-4.0wt％铜的范围应明确包括所有中间值，如约3.1、3.12、3.2、3.24、3.5、一直向上并且包括3.61、3.62、3.63和4wt％Cu。这同样适用于下面提出的所有其它元素范围，例如介于约3.6-5之间的Cu∶Mg的比。
本发明提供了具有提高损伤容限的铝基合金，该合金基本组成为：约3.0-4.0wt％铜；约0.4-1.1wt％镁；至多约0.8wt％银；至多约1.0wt％Zn；至多约0.25wt％Zr；至多约0.9wt％Mn；至多约0.5wt％Fe；和至多约0.5wt％Si；余量基本上是铝、附带的杂质和元素，所述铜和镁的存在比例是约3.6-5份铜比约1份镁。优选地，Cu和Mg的存在比例是约4-4.5份铜比约1份镁。
如这里使用的，术语“基本上不含”意味着不存在有意加入组成中以便向该合金引入某些性能的明显量的组分，其应理解为痕量的附带元素和/或杂质有时可能存在于期望的最终产品中。例如，由于附带添加剂或通过与某些处理和/或固定设备接触导致的污染，基本上不含钒的合金将含有少于约0.1％的V、或更优选少于约0.05％。本发明所有优选的第一实施方案基本上不含钒。
本发明的铝基合金可选还包括晶粒细化剂。晶粒细化剂可以是钛或钛化合物，且当其存在时，具有至多约0.1wt％、更优选约0.01-0.05wt％的量。当在这里使用时，钛的所有重量百分比是指钛的量或当以钛化合物的情况时包含钛的量，这正如本领域技术人员所理解的。在DC铸造操作中使用钛以调整和控制铸造状态的晶粒尺寸和形状，并且可以将钛直接添加到炉中或作为晶粒细化剂棒添加。在晶粒细化剂棒的情形中，可以使用钛化合物，包括但不限于TiB2或TiC，或本领域中已知的其它钛化合物。应限制添加量，因为过量钛的添加可能导致要避免的不溶第二相颗粒。
上述合金组成的各种组成元素的更为优选的量包括如下：约0.6-1.1wt％镁；以约0.2-0.7wt％的量存在的银和以至多约0.6wt％的量存在的锌。作为替代方案，锌能部分替换银，且锌和银的总含量至多约0.9wt％。
可以在合金中添加分散体以便在热加工操作例如热轧、挤压或锻造中控制晶粒结构的演变。一种分散体的添加可以是锆，其形成抑制再结晶的Al3Zr颗粒。也可以添加锰，以替代锆或在锆之外添加以提供允许最终产品中具有改良晶粒结构控制的两种分散体形成元素的组合。已知锰可增加对断裂韧性具有有害影响的最终产品中第二相含量；因此应控制添加水平以优化合金性能。
优选地，锆存在的量至多约0.18wt％；更优选锰存在的量至多约0.6wt％、最为优选约0.3-0.6wt％。最终产品的形状将影响选定分散体添加的优选范围。
可选地，本发明的铝基合金还包括可作为分散体或晶粒细化剂元素添加以控制晶粒尺寸和晶粒结构的钪，当存在时，钪的添加量至多约0.25wt％，更优选至多约0.18wt％。
可以在铸造操作中添加的其它元素包括但不限于铍和钙。使用这些元素控制或限制熔融铝的氧化。将这些元素视为痕量元素，添加量典型小于约0.01wt％，更优选小于约100ppm。
本发明的合金优选范围的具有典型视为杂质并维持在规定范围内的其它元素。这些杂质元素最为常见的是铁和硅，当要求高水平的损伤容限时(如在航空产品中)，Fe和Si的含量优选保持相对低以限制对断裂韧性和抗疲劳裂纹扩展性有害的组成相Al7Cu2Fe和Mg2Si的形成。这些相在Al合金中具有低的固溶度，并且一旦形成，不能通过热处理消除。将Fe和Si的添加量分别维持在少于约0.5wt％。优选将它们保持在少于约0.25wt％的总最大含量以下，对于航空产品更优选总最大含量少于约0.2wt％。其它附带的元素/杂质可以包括例如钠、铬或镍。
在另外方面，本发明提供了由铝基合金制得的形变或铸造产品，该合金的基本组成为：约3.0-4.0wt％铜；约0.4-1.1wt％镁；至多约0.8wt％银；至多约1.0wt％Zn；至多约0.25wt％Zr；至多约0.9wt％Mn；至多约0.5wt％Fe；和至多约0.5wt％S i；余量基本上是铝，附带的杂质和元素，所述铜和镁的存在比例是约3.6-5份铜比约1份镁。优选地，铜和镁的存在比例是约4-4.5份铜比约1份镁。此外优选地，由该铝基合金制得的形变或铸造产品基本上不含钒。另外的优选实施方案是上面对于合金组成所述的实施方案。
如这里使用的，术语“形变产品”是指本领域中所理解的任何形变产品，包括但不限于轧制产品例如锻件、挤压件(包括棒和杆)等。优选类别的形变产品是航空形变产品，例如用于飞机机身或机翼制造的片材或板材，或适用于航空应用的其它形变的形状，因为该术语是本领域技术人员所能理解的。作为替代方案，本发明的合金能够以任何上述形变的形状用于其它产品中，例如包括汽车和其它运输应用、娱乐/运动的其它工业的产品，以及其它用途。此外，本发明的合金也可用作铸造合金，正如该术语在产生形状的领域中所被理解的。
在另外方面，本发明提供由上述合金制得的基体或金属基体复合产品。
根据本发明，将优选的合金制成适于热加工或轧制的铸锭派生产品。例如，可以半连续铸造上述组成的大铸锭，然后按照需要或要求去皮或机械加工以除去表面瑕疵以便提供良好的轧制表面。然后对该铸锭进行预热以使其内部结构均匀化和固溶化。适合的预热处理是加热铸锭到约900-980°F。优选以约12-24小时数量级的累积持续时间进行均匀化。
然后热轧铸锭以获得所需的产品尺寸。应在当铸锭处于显著高于约850°F、例如约900-950°F的温度时开始进行热轧。对于一些产品，优选进行这样的热轧而没有再次加热，即利用轧机的功率维持轧制温度高于所需的最低温度。然后继续进行热轧，通常在可逆式热轧机中，直到获得最终板材产品的所需厚度。
根据本发明，对于下机翼蒙皮应用的热轧板的期望厚度通常是约0.35-2.2英寸，且优选为约0.9-2英寸。铝业协会准则定义片材产品厚度小于0.25英寸，将大于0.25英寸的产品定义为板材。
除本发明用于下机翼蒙皮和翼梁腹板的优选实施方案外，该合金的其它应用可包括翼梁挤压件。当制造挤压件时，首先将本发明的合金加热到约650-800°F，优选约675-775°F，并包括至少约10∶1的横截面缩小(或挤压比)。
本发明的热轧板材或其它形变产品形式优选在约900-980°F之间的一个或多个温度下进行固溶热处理(SHT)以使大部分、优选所有或基本上所有的可溶镁和铜形成溶体，此外应理解的是，对于不一定理想的物理过程，这些主要的合金化组分的最后痕量在SHT(或固溶)步骤期间很可能并不完全溶解。在加热到上述高温后，本发明的板材产品应快速冷却或淬火以完成固溶热处理。典型通过在适合尺寸的水槽中浸渍或通过使用喷水完成这种冷却，然而可使用空气激冷作为辅助或替代的冷却方式。
在淬火后，可以对该产品进行冷加工和/或进行伸展以发展足够的强度，减少内应力和矫直产品。冷变形(例如冷轧、冷压)水平可以至多约11％，优选约8-10％。该冷加工产品的随后伸展将至多为约2％的最大值。在不进行冷轧时，可以将产品伸展至最高约8％的最大值，优选1-3％范围的伸展水平。
在快速淬火和(如果需要的)冷加工后，通过加热到适合的温度，对产品进行人工时效以提高强度和其它性能。在一个优选的热时效处理中，对可析出硬化的板材合金产品进行一个时效步骤、阶段和处理。通常已知的是升温到指定或目标处理温度和/或从指定或目标处理温度降温本身能产生析出(时效)效应，这能够并通常需要考虑在整个时效处理中结合这种升温条件和它们析出硬化效应。Ponchel在美国专利3,645,804中更为详细的描述了这种结合。通过升温和其相应的结合，为方便起见可在单一、可程控炉中实现根据时效操作对产品进行处理的两个和三个阶段；然而，每个阶段(步骤和时期)将作为不同的操作进行更为详细的描述。人工时效处理能使用单一的主要时效阶段例如至多375°F，优选290-330°F范围的时效处理。时效时间可以是至多48小时优选约16-36小时，取决于人工时效温度。
铝业协会已经发展了状态命名(designation)体系，并通常用于描述产生不同状态所使用的基本步骤序列。在该体系中将T 3状态描述为固溶热处理、冷加工和自然时效到基本上稳定的状态，其中认为所使用的冷加工可影响机械性能极限。T6命名包括进行固溶热处理和人工时效的产品，几乎不或不进行冷加工，使得认为冷加工不影响机械性能极限，T8状态表示进行固溶热处理、冷加工和人工时效的产品，其中认为冷加工影响机械性能极限。
优选地，产品是T6或T8类型的状态，包括T6或T8系列的任一个。其它适合的状态包括但不限于T3、T39、T351和T3X系列中的其它状态。还可以将产品提供在T3X状态并由飞机制造者进行变形或成型处理以产生结构部件。在这种操作之后，可使用处于T3X状态或时效到T8X状态的产品。
时效成型能提供较低的制造成本同时允许形成更为复杂的机翼形状。在时效成型过程中，将零件约束在模具中在通常为约250°F-约400°F的升高的温度下持续几小时到几十小时，通过应力松弛获得所需的轮廓(contour)。如果使用较高温度的人工时效，例如高于280°F的处理，在人工时效处理过程中可以将金属成型或变形为所需的形状。通常，大多数预期的变形相对简单，例如跨板材构件宽度和/或长度的非常轻微的弯曲。
通常，加热板材到约300-400°F，例如约310°F，并将其放置在凸起形状上，通过在板材相对边上夹紧和施加载荷进行加载。当除去作用力或载荷时，板材或多或少地在相对短的时间内呈现出该形状的轮廓并且在冷却时发生少许回弹。相对于板材所需的成形，将该形状的曲线或轮廓轻微扩大以补偿回弹。如果需要，可以在时效成形之前和/或之后在约250°F下进行低温人工时效处理步骤。作为替代方案，可以在较高温度例如约330°F的时效前或后，在例如约250°F温度下进行时效成型。本领域技术人员能基于最终产品所需的性能和性质决定各个步骤的适合顺序和温度。
可以在任何步骤之后对板材构件进行机械加工，例如通过使板材渐变(tapering)使得意图与机身较接近的部分较厚并且与机翼尖端最接近的部分较薄。如果需要，在时效成型处理之前和之后，也可以进行另外的机械加工和其它的成型操作。
用于最近几代现代商用喷气式客机的现有技术的下机翼蒙皮(cover)材料通常是由自然时效状态例如T351和T39的2X24合金系列形成，并在时效成型中使热暴露最小化以保留所需的材料自然时效状态的性能。相比之下，优选以人工时效状态例如T6和T8类型状态使用本发明的合金，并在时效成型过程中同时完成人工时效处理而不会引起其所需性能的下降。本发明合金在时效成成型过程中获得所需轮廓的能力等于或者优于目前使用的2X24合金。
实施例
在制备本发明合金组成以说明机械性能的提高时，为表1和2中定义的样品A-D组成，直冷(Direct Chill)(D.C.)铸造6×16英寸横截面的铸锭。铸造后，对铸锭进行去皮至约5.5英寸厚度以备均匀化和热轧。采用多步操作并以在约955°F-965°F下均热24小时的最后步骤以对铸锭进行分批均匀化。初始热轧铸锭到中间板坯尺寸(slabgage)，然后在约940°F再次加热以完成热轧操作，当热轧温度降到低于约700°F时，再次加热。热轧样品到用于板材的约0.75英寸和用于片材的约0.18英寸。在热轧后，冷轧片材样品约30％以获得约0.125英寸的尺寸。
然后对制得的板材和片材的样品进行热处理，在约955-965°F温度下均热时间至多60分钟，然后冷水淬火。在淬火一小时以内伸展板材样品到约2.2％的标称(nominal)水平。在淬火一小时以内伸展片材样品至约1％的标称水平。允许对板材和片材的样品在伸展之后、在进行人工时效之前进行自然时效约72小时。在约310°F下对样品进行人工时效24-32小时。然后表征板材和片材样品的机械性能，包括伸展、断裂韧性和抗疲劳裂纹扩展性。
表1和2显示了由本发明组成制得的片材和板材产品与现有技术组成的比较。
表1板材的化学分析
表2片材的化学分析
Figure BDA0000075936970000111
抗疲劳裂纹扩展性
对于飞机构架设计者的一个重要性能是抗疲劳引起的开裂。作为反复的加载和卸载循环、或在高和低载荷之间的循环例如当机翼上下移动或者机身由于增压而膨胀和由于减压而收缩的结果，会发生疲劳开裂。在疲劳期间载荷低于伸展试验中测量的材料的静态极限或抗拉强度，且它们典型低于材料的屈服强度。如果结构中存在裂纹和裂纹状缺陷，反复的循环或疲劳载荷能引起裂纹扩展。这被称为疲劳裂纹扩展。当裂纹尺寸和载荷的结合足以超出材料断裂韧性时，由疲劳引起的裂纹扩展可导致足够大的裂纹以致发生灾难性的扩展。因此，材料对由疲劳引起的裂纹扩展的抵抗性的提高对于航空结构寿命具有巨大的益处。裂纹扩展越慢越好。飞机结构构件中快速扩展的裂纹可能在没有足够时间检测的情况下导致灾难性的故障，而缓慢扩展的裂纹允许检测并校正或进行修复的时间。
在循环载荷期间裂纹的长度影响裂纹在材料中扩展的速率。另一个重要因素是结构在其间进行循环的最大和最小载荷之间的差值。将裂纹长度以及最大和最小载荷之间的差值都考虑在内的一种量度称为循环应力强度因子范围或ΔK，单位为ksi√in，与用于测量断裂韧性的应力强度因子相似。该应力强度因子范围(ΔK)是最大和最小载荷下的应力强度因子之间的差值。疲劳裂纹扩展的另一量度是循环过程中最大和最小载荷之间的比率，称为应力比并表示为R，其中比率为0.1意味着最大载荷是最小载荷的10倍。
通过裂纹长度的变化(称为Δa)除以引起该量裂纹扩展的载荷循环次数(ΔN)可以计算出给定裂纹扩展增量时的裂纹扩展速率。裂纹扩展速率表示为Δa/ΔN或’da/dN’，单位为英寸/循环。可以由中心开裂的拉力板确定材料的疲劳裂纹扩展速率。
在谱载荷条件下，有时将结果记录为引起试样最终失效的模拟飞行的次数，但更多记录为在给定的裂纹扩展增量上生长裂纹所必需的飞行次数，后者有时表示为结构上重要的长度例如初始可检裂纹长度。
片材的等幅FCG性能测试的试样尺寸是4.0英寸宽12英寸长和完整的片材厚度。利用典型的机身谱使用相同尺寸的试样进行谱测试，并在表3中显示出飞行的次数和结果。从表3中可以看出，在8-35cm的裂纹长度间隔上，新合金的谱寿命能提高多于50％。在L-T方向进行谱FCG测试。
表3在L-T方向测试的片材的典型谱FCG数据
  合金   在a＝8.0mm的飞行  在a＝8-35mm的飞行
  A2524-T3   14,068  37,824
  样品E-T8(per Cassada)   11,564  29,378
  样品A-T8   24,200  56,911
  样品A-T8比2524-T3的％提高   72％  50％
此外在L-T和T-L方向上当R＝0.1时在等幅FCG条件对新合金进行测试(图1和2)。T-L方向通常对于机身应用最为关键，但是在一些区域中例如机翼之上的机身冠部(顶部)，L-T方向变得最为关键。
通过具有给定ΔK值下的较低的裂纹扩展速率测量提高的性能。对于所有的测试值，新合金显示出相对于2524-T 3提高的性能。典型在对数-对数标度上绘制FCG数据的曲线图，这倾向于将合金之间的差异程度最小化。然而，对于给定的ΔK值，合金样品A的提高能如表4所示(图1)进行量化。
表4在T-L方向测试的片材的等幅FCG数据
Figure BDA0000075936970000131
注：FCG速率的较低值表示提高的性能
此外以板材形式在等幅(CA)(对样品A)和谱载荷(样品A和B)下对本发明的合金进行测试。CA测试的样品尺寸与片材相同，不同的是通过板材两表面相同的金属除去将试样机械加工为从中间厚度(T/2)位置0.25英寸厚度。对于谱测试，试样尺寸是7.9英寸宽从中间厚度(T/2)位置的0.47英寸厚度。在L-T方向上进行所有测试，因为该方向对应于在飞行期间张力载荷的主要方向。
从图3中可以看出，在CA载荷下，本发明合金比T39状态的高损伤容限合金组成2X24HDT具有更快的FCG速率，特别是在较低ΔK条件下。当2X24HDT合金人工时效到T89状态时，它显示出2X24合金典型的CA疲劳裂纹扩展性能的下降。这是T39和较低强度T351状态几乎专用于下机翼应用的主要原因，尽管人工时效状态例如T89、T851或T87提供许多优点例如时效成型为最终状态的能力和较好的抗腐蚀性。本发明合金即使在人工时效条件下，在所有ΔK下均具有比2X24HDT-T89优异的抗FCG性能，同时在较高ΔK下具有超过2X24HDT在高损伤容限T39状态中的性能。
疲劳裂纹扩展中的较低ΔK状态是重要的，因为这是在大部分结构寿命中将出现的。基于T39状态的2X24HDT的优异CA性能和相似屈服强度，据期望其在谱载荷下是优于样品A的。然而意想不到的是，当在典型的下机翼谱下进行测试时，样品A的性能显著优于2X24HDT-T39，显示出36％更长的寿命(图4和表5)。该结果不能被本领域中的技术人员所预见。更意想不到的是，样品A的谱性能优于T351状态的2X24HDT的谱性能，T351状态的该2X24HDT具有与2X24HDT-T39相似的等幅抗FCG性能但具有比2X24HDT-T39或样品A低很多的屈服强度。通过样品B的数据(表5和图4)也显示出本发明合金优异的谱性能。
本领域技术人员认为较低的屈服强度对于谱性能是有利的，这通过图4中处理到具有一定范围的强度水平的T3X状态的2X24HDT的趋势线进一步得到证明。样品A和B的谱寿命明显高于2X24HDT的这个趋势线并且也明显优于位于2X24HDT趋势线之下的Cassada组成。
表5在L-T方向测试的板材的典型谱载FCG数据
Figure BDA0000075936970000141
断裂韧性
合金断裂韧性是当具有预先存在的裂纹或裂纹状瑕疵时其抗快速断裂性能的量度。断裂韧性对于飞机构架设计者是一个重要性能，特别是如果能结合良好的韧性和良好的强度。为了比较，可以将拉力载荷作用下结构构件的抗拉强度或承受载荷而不断裂的能力定义为所述载荷除以与拉力载荷垂直的构件最小截面的面积(净截面应力)。对于简单的直边结构，截面的强度可与光滑伸展试样的断裂或抗拉强度相关。这是确定拉力测试的原因。然而，对于含有裂纹或裂纹状缺陷的结构，结构构件的强度取决于裂纹的长度、结构构件的几何形状和被称为断裂韧性的材料性能。断裂韧性可被认为是材料抵抗裂纹在伸展载荷下发生有害或甚至灾难性扩展的能力。
可以通过几种方式测量断裂韧性。其中一种方法是对含有裂纹的试样施加伸展载荷。将试样断裂所要求的载荷除以其净截面积(小于含裂纹面积的横截面积)的结果称为残余强度，其单位为千磅力/单位面积(ksi)。当材料和试样的强度恒定时，残余强度是材料断裂韧性的量度。因为残余强度取决于强度和几何形状，所以当由于一些限制性因素如可得材料的尺寸或形状使得其它方法不能应用时，残余强度通常用作断裂韧性的量度。
当结构构件的几何形状在施加伸展载荷时不能在厚度方向上进行塑性变形(平面应变变形)时，通常以平面应变断裂韧性KIC测量断裂韧性。这通常适用于相对厚的产品或部件，例如0.6或0.75或1英寸或更厚。ASTM E-399已经建立了使用疲劳预先开裂的小型伸展试样测量KIC的标准试验，其中KIC的单位是ksi√in。通常使用该试验测量厚材料的断裂韧性，因为只要满足宽度、裂纹长度和厚度的适当标准，就可认为该试验与试样的几何形状无关。在KIC中使用的符号K指的是应力强度因子。
如上所述，通过平面应变变形的结构构件相对厚。较薄结构构件(厚度小于0.6-0.75英寸)通常在平面应力或更通常在混合模式条件下变形。在该条件下测量断裂韧性可以引入另外的变量，因为测试获得的数值在一定程度上依赖于试样的几何形状。一种测试方法是对含有裂纹的矩形试样施加连续增加的载荷。通过这种方式，能够获得被称为R曲线(抗裂纹曲线)的应力强度与裂纹扩展的关系曲线。在ASTME561中描述了R曲线的确定。
当合金产品或结构构件的几何形状在施加伸展载荷下允许通过其厚度发生塑性变形时，通常以平面应力断裂韧性测量断裂韧性。断裂韧性测量使用在相对薄、宽的预先开裂试样上产生的最大载荷。当使用此最大载荷下的裂纹长度计算该载荷下的应力强度因子时，该应力强度因子被称为平面应力断裂韧性Kc。然而，当使用施加载荷前的裂纹长度计算应力强度因子时，计算结果被称为材料的表观断裂韧性Kapp。因为Kc计算中的裂纹长度通常更长，因此对于给定的材料，Kc值通常高于Kapp。断裂韧性的这两种量度值均以单位ksi√in表示。对于韧性材料，通过这种测试获得的数值通常随着试样宽度增加或其厚度减小而增加。
可以理解的是，韧性测试中使用的测试板的宽度能够对测试中测量的应力强度产生大的影响。当使用6英寸宽的测试试样时，给定材料可显示60ksi√in的Kapp，而对于更宽的试样，测量的Kapp将随着试样宽度而增加。例如，对于6英寸板具有60ksi√in Kapp韧性的相同材料可以表现出更高的Kapp值，例如16英寸板约90ksi√in，48英寸板约150ksi√in和60英寸板约180ksi√in。测量的Kapp值在较小程度上受测试前初始裂纹长度的影响(即，试样裂纹长度)。本领域技术人员认为不能进行K值的直接比较，除非使用相似的测试方法，同时考虑测试板的尺寸、初始裂纹的长度和位置以及影响测试值的其它变量。
使用16英寸M(T)试样获得断裂韧性数据。下表中所有的韧性K值都是由使用16英寸宽的板和4.0英寸的标称初始裂纹长度进行测试获得的。根据ASTM E561和ASTM B646进行所有的测试。
从表6和图5中可以看出，当与T3状态的具有相当强度的合金相比时该新合金(试样A和B)具有高很多的韧性(由Kapp度量)。因此，本发明的合金与相当合金例如2324-T39相比在厚和薄截面中都能承受更大的裂纹而不会发生快速断裂的失效。
合金2X24HDT-T39具有约66ksi的典型屈服强度(TYS)和105ksi√in的Kapp值，而新合金具有约64ksi的略低TYS(低3.5％)但具有120ksi√in的韧性Kapp值(高12.5％)。当时效到T8状态时还能看到，2X24HDT产品显示出TYS约为70ksi强度增加同时具有103ksi√in的Kapp。以片材形式，本发明合金与标准2x24-T3标准片材产品比较时还显示出更高的强度，同时具有高的断裂韧性。
在表6、7、8和9中显示本发明合金和现有技术合金的性能的完整比较。
表6板材的典型拉伸和断裂韧性数据
表7片材的典型拉伸性能数据
Figure BDA0000075936970000172
表8板材的典型等幅和谱FCG结果
Figure BDA0000075936970000181
表9片材的典型等幅和谱FCG结果
Figure BDA0000075936970000182
本发明合金相对于2324-T39在低ΔK下显示出抗疲劳起始性能和抗疲劳裂纹扩展性能的提高，这允许增加阈值检查间隔。这种提高对飞机制造者提供了益处，增加了到第一检查的时间，因此减少操作成本和飞机停修时间。本发明合金相对于2324-T39也显示出抗疲劳裂纹扩展性和断裂韧性、以及反复检测循环相关性能的提高，反复检查循环主要依靠合金由中间(medium)到高ΔK时的抗疲劳裂纹扩展性和由断裂韧性决定的临界裂纹长度。这些提高将允许增加检查之间的飞行循环次数。由于本发明提供的益处，飞机制造者也能在维持相同检查间隔的同时增加操作应力和减少飞机重量。减少的重量可导致更大的燃料效率、更大的货物和乘客容量和/或更大的飞机航程。
另外的测试
如下制备另外的样品：将样品铸入横截面为约1.25×2.75英寸的铰接式铸型。铸造后，将铸锭去皮到约1.1英寸厚度以备均匀化和热轧。通过使用多步操作并且最后步骤为在约955-965°F均热24小时对铸锭进行分批均匀化。然后，对去皮后的铸锭在约825°F下进行加热至轧制(heat-to-roll)操作，并热轧到约0.1英寸厚度。在约955-965°F范围的温度下使用至多60分钟的均热时间对样品进行热处理，然后冷水淬火。样品在淬火的一小时内伸展到约2％的标称水平，在伸展后使其自然时效的96小时，然后在约310°F下人工时效约24-48小时。然后表征样品的机械性能，包括拉伸和Kahn撕裂(韧性指标)测试。在表10中记录结果。
从表10中可以看出，在制备合金时另外添加或部分替代银的锌的添加对于相同的强度能导致更高的韧性。表10说明了通过ASTM B871准则下的亚尺度(sub-scale)韧性指标测试(Kahn撕裂测试)测量的合金韧性。该测试结果表示为单位扩展能(UPE)，其单位为英寸-磅/平方英寸，较高的数值表示较高的韧性。与单独添加银的相同强度的样品1相比，存在锌部分取代银的表10中的样品3显示出较高的韧性。锌和银的添加在相同的强度能导致相同或较低的韧性(与样品4和5比较的样品1和样品2)。没有任何银的锌添加能导致当银单独添加时获得的韧性水平，然而，在低得多的强度水平下获得这些韧性指标水平(同样品6-9比较的样品1)。通过铜、镁、银和锌的优选组合能获得强度和韧性的最佳组合。
表10化学分析(wt％)和典型的拉伸和韧性指标性能
  合金   Cu   Mg   Ag   Zn   TYS(ksi)   UTS(ksi)   EI(％)   UPS(in-lb/in2)
  样品1   4.5   0.8   0.5   70   73   13   617
  样品2   4.5   0.8   0.5   0.2   69   73   12   548
  样品3   4.5   0.8   0.3   0.2   69   75   11   720
  样品4   3.5   0.8   0.5   60   66   15   1251
  样品5   3.5   0.8   0.5   0.2   60   65   14   1176
  样品6   4.5   0.8   0.35   55   65   16   786
  样品7   4.5   0.8   0.58   60   68   14   619
  样品8   4.5   0.8   0.92   58   67   14   574
  样品9   4.5   0.5   0.91   55   63   13   704
在飞机结构中，具有许多安装的机械紧固件，其允许将制造的材料组装为构件。紧固的接头通常是疲劳起始源，并且在具有紧固件的典型试样中的材料的性能是合金性能的定量量度。一种这样测试是表示机翼蒙皮结构中chord-wise接头的高载荷转移(HLT)测试。在这种测试中，测试本发明合金与2X24HDT产品(表11)对比。本发明合金(样品A)具有比基准材料提高100％的平均疲劳寿命。
表11典型的高载荷转换(HLT)接头疲劳寿命
  合金   平均HLT疲劳寿命(每种合金进行6次测试)   提高
  2X24HDT   55,748循环
  样品A   116,894循环   100％
尽管上文出于说明的目的已经描述了本发明的特定实施方案，但显然领域技术人员可在不背离附加权利要求所限定的本发明范围的情况下，对本发明的细节作出多种变化。

Claims (51)

1.具有提高的损伤容限的2000系列铝基合金，基本上由以下成分组成：
约3.0-4.0wt％铜；
约0.4-1.1wt％镁；
至多约0.8wt％银；
至多约1.0wt％Zn；
至多约0.25wt％Zr；
至多约0.9wt％Mn；
至多约0.5wt％Fe；和
至多约0.5wt％Si；
余量基本上是铝，附带的杂质和元素，所述铜和镁的存在比例是约3.6-5份铜比约1份镁。
2.权利要求1的铝基合金，其中所述铜和镁的存在比例是约4-4.5份铜比约1份镁。
3.权利要求1的铝基合金，其中所述合金基本上不含钒。
4.权利要求1的铝基合金，还包括晶粒细化剂。
5.权利要求4的铝基合金，其中所述晶粒细化剂是钛或钛化合物，且所述钛或钛化合物存在的量至多约0.1wt％。
6.权利要求5的铝基合金，其中所述钛或钛化合物存在的量是约0.01-0.05wt％。
7.权利要求1的铝基合金，其中所述镁存在的量约0.6-1.1wt％。
8.权利要求1的铝基合金，其中所述银存在的量约0.2-0.7wt％。
9.权利要求1的铝基合金，其中所述锌存在的量至多约0.6wt％。
10.权利要求1的铝基合金，其中所述锌部分替代银，且锌和银的总量至多约0.9wt％。
11.权利要求1的铝基合金，其中所述锆存在的量至多约0.18wt％。
12.权利要求1的铝基合金，其中所述锰存在的量至多约0.6wt％。
13.权利要求1的铝基合金，其中所述锰存在的量是约0.3-0.6wt％。
14.权利要求1的铝基合金，其中所述铁和所述硅的总量至多约0.25wt％。
15.权利要求1的铝基合金，其中所述铁和所述硅的总量至多约0.2wt％。
16.权利要求1的铝基合金，还包括钪。
17.权利要求16的铝基合金，其中所述钪存在的量至多约0.25wt％。
18.权利要求16的铝基合金，其中所述钪存在的量至多约0.18wt％。
19.权利要求1的铝基合金，还包括氧化控制元素。
20.权利要求19的铝基合金，其中所述氧化控制元素是铍或钙。
21.由铝基合金制造的形变或铸造产品，所述铝基合金具有提高的损伤容限并基本上由以下成分组成：
约3.0-4.0wt％铜；
约0.4-1.1wt％镁；
至多约0.8wt％银；
至多约1.0wt％Zn；
至多约0.25wt％Zr；
至多约0.9wt％Mn；
至多约0.5wt％Fe；和
至多约0.5wt％Si；
余量基本上是铝，附带的杂质和元素，所述铜和镁的存在比例是约3.6-5份铜比约1份镁。
22.权利要求21的形变或铸造产品，其中所述铜和镁的存在比例是约4-4.5份铜比约1份镁。
23.权利要求21的形变或铸造产品，其中所述合金基本上不含钒。
24.权利要求21的形变或铸造产品，还包括晶粒细化剂。
25.权利要求24的形变或铸造产品，其中所述晶粒细化剂是钛或钛化合物，且所述钛或钛化合物存在的量至多约0.1wt％。
26.权利要求25的形变或铸造产品，其中所述钛或钛化合物存在的量至多约0.01-0.05wt％。
27.权利要求21的形变或铸造产品，其中所述镁存在的量约0.6-1.1wt％。
28.权利要求21的形变或铸造产品，其中所述银存在的量约0.2-0.7wt％。
29.权利要求21的形变或铸造产品，其中所述锌存在的量至多约0.6wt％。
30.权利要求21的形变或铸造产品，其中所述锌部分替代银，且锌和银的总量至多约0.9wt％。
31.权利要求21的形变或铸造产品，其中所述锆存在的量至多约0.18wt％。
32.权利要求21的形变或铸造产品，其中所述锰存在的量至多约0.6wt％。
33.权利要求21的形变或铸造产品，其中所述锰存在的量是约0.3-0.6wt％。
34.权利要求21的形变或铸造产品，其中所述铁和所述硅的总量至多约0.25wt％。
35.权利要求21的形变或铸造产品，其中所述铁和所述硅的总量至多约0.2wt％。
36.权利要求21的形变或铸造产品，还包括钪。
37.权利要求36的形变或铸造产品，其中所述钪存在的量至多约0.25wt％。
38.权利要求36的形变或铸造产品，其中所述钪存在的量至多约0.18wt％。
39.权利要求21的形变或铸造产品，还包括氧化控制元素。
40.权利要求39的形变或铸造产品，其中所述氧化控制元素是铍或钙。
41.权利要求21的形变或铸造产品，其中所述产品是航空产品。
42.权利要求41的航空产品，其中所述产品是片材产品。
43.权利要求41的航空产品，其中所述产品是板材产品。
44.权利要求41的航空产品，其中所述产品是锻造产品。
45.权利要求41的航空产品，其中所述产品是挤压产品。
46.权利要求41的航空产品，其中所述产品具有选自T3、T39、T351、T6和T8的状态。
47.权利要求41的航空产品，其中所述产品具有T3X系列中的状态。
48.权利要求41的航空产品，其中所述产品具有T6系列中的状态。
49.权利要求41的航空产品，其中所述产品具有T8系列中的状态。
50.权利要求41的航空产品，其中所述铁和所述硅的总量至多约0.2wt％。
51.由铝基合金制得的金属基复合材料产品，所述铝基合金具有提高的损伤容限且基本上由以下成分组成：
约3.0-4.0wt％铜；
约0.4-1.1wt％镁；
至多约0.8wt％银；
至多约1.0wt％Zn；
至多约0.25wt％Zr；
至多约0.9wt％Mn；
至多约0.5wt％Fe；和
至多约0.5wt％Si；
余量基本上是铝，附带的杂质和元素，所述铜和镁的存在比例是约3.6-5份铜比约1份镁。
CN201110198326.6A 2004-07-15 2005-07-14 用于航空应用的具有提高损伤容限性能的2000系列合金 Active CN102251159B (zh)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
US10/893,003 US7547366B2 (en) 2004-07-15 2004-07-15 2000 Series alloys with enhanced damage tolerance performance for aerospace applications
US10/893,003 2004-07-15

Related Parent Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CNA2005800269341A Division CN101124346A (zh) 2004-07-15 2005-07-14 用于航空应用的具有提高损伤容限性能的2000系列合金

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN102251159A true CN102251159A (zh) 2011-11-23
CN102251159B CN102251159B (zh) 2014-07-16

Family

ID=35598186

Family Applications (2)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CNA2005800269341A Pending CN101124346A (zh) 2004-07-15 2005-07-14 用于航空应用的具有提高损伤容限性能的2000系列合金
CN201110198326.6A Active CN102251159B (zh) 2004-07-15 2005-07-14 用于航空应用的具有提高损伤容限性能的2000系列合金

Family Applications Before (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CNA2005800269341A Pending CN101124346A (zh) 2004-07-15 2005-07-14 用于航空应用的具有提高损伤容限性能的2000系列合金

Country Status (8)

Country Link
US (1) US7547366B2 (zh)
EP (2) EP2458026A1 (zh)
JP (1) JP2008506842A (zh)
CN (2) CN101124346A (zh)
BR (1) BRPI0511829A (zh)
CA (1) CA2573618A1 (zh)
RU (1) RU2379366C2 (zh)
WO (1) WO2006019946A2 (zh)

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN104195482A (zh) * 2014-09-12 2014-12-10 辽宁忠旺集团有限公司 航空用超薄壁铝合金型材生产工艺
CN104334760A (zh) * 2012-05-09 2015-02-04 美铝公司 2xxx系列铝锂合金
CN105063519A (zh) * 2015-07-15 2015-11-18 浙江中金铝业有限公司 一种铝合金铣面均匀化工艺
CN110306136A (zh) * 2019-06-17 2019-10-08 中南大学 一种高合金化铝合金薄板高成材率的加工方法

Families Citing this family (57)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US7547366B2 (en) 2004-07-15 2009-06-16 Alcoa Inc. 2000 Series alloys with enhanced damage tolerance performance for aerospace applications
US7449073B2 (en) * 2004-07-15 2008-11-11 Alcoa Inc. 2000 Series alloys with enhanced damage tolerance performance for aerospace applications
US8083871B2 (en) 2005-10-28 2011-12-27 Automotive Casting Technology, Inc. High crashworthiness Al-Si-Mg alloy and methods for producing automotive casting
FR2900160B1 (fr) * 2006-04-21 2008-05-30 Alcan Rhenalu Sa Procede de fabrication d'un element de structure pour construction aeronautique comprenant un ecrouissage differentiel
US8980021B2 (en) 2008-04-02 2015-03-17 GM Global Technology Operations LLC Metal treatment to eliminate hot tear defects in low silicon aluminum alloys
US7879162B2 (en) * 2008-04-18 2011-02-01 United Technologies Corporation High strength aluminum alloys with L12 precipitates
US8002912B2 (en) * 2008-04-18 2011-08-23 United Technologies Corporation High strength L12 aluminum alloys
US8409373B2 (en) * 2008-04-18 2013-04-02 United Technologies Corporation L12 aluminum alloys with bimodal and trimodal distribution
US20090263273A1 (en) * 2008-04-18 2009-10-22 United Technologies Corporation High strength L12 aluminum alloys
US20090260724A1 (en) * 2008-04-18 2009-10-22 United Technologies Corporation Heat treatable L12 aluminum alloys
US7875133B2 (en) * 2008-04-18 2011-01-25 United Technologies Corporation Heat treatable L12 aluminum alloys
US7875131B2 (en) * 2008-04-18 2011-01-25 United Technologies Corporation L12 strengthened amorphous aluminum alloys
US8017072B2 (en) * 2008-04-18 2011-09-13 United Technologies Corporation Dispersion strengthened L12 aluminum alloys
US7871477B2 (en) * 2008-04-18 2011-01-18 United Technologies Corporation High strength L12 aluminum alloys
US7811395B2 (en) * 2008-04-18 2010-10-12 United Technologies Corporation High strength L12 aluminum alloys
US20100143177A1 (en) * 2008-12-09 2010-06-10 United Technologies Corporation Method for forming high strength aluminum alloys containing L12 intermetallic dispersoids
US8778098B2 (en) * 2008-12-09 2014-07-15 United Technologies Corporation Method for producing high strength aluminum alloy powder containing L12 intermetallic dispersoids
US8778099B2 (en) * 2008-12-09 2014-07-15 United Technologies Corporation Conversion process for heat treatable L12 aluminum alloys
US8333853B2 (en) * 2009-01-16 2012-12-18 Alcoa Inc. Aging of aluminum alloys for improved combination of fatigue performance and strength
CA2750394C (en) 2009-01-22 2015-12-08 Alcoa Inc. Improved aluminum-copper alloys containing vanadium
US20100226817A1 (en) * 2009-03-05 2010-09-09 United Technologies Corporation High strength l12 aluminum alloys produced by cryomilling
US20100254850A1 (en) * 2009-04-07 2010-10-07 United Technologies Corporation Ceracon forging of l12 aluminum alloys
US20100252148A1 (en) * 2009-04-07 2010-10-07 United Technologies Corporation Heat treatable l12 aluminum alloys
US9611522B2 (en) * 2009-05-06 2017-04-04 United Technologies Corporation Spray deposition of L12 aluminum alloys
US9127334B2 (en) * 2009-05-07 2015-09-08 United Technologies Corporation Direct forging and rolling of L12 aluminum alloys for armor applications
US20110044844A1 (en) * 2009-08-19 2011-02-24 United Technologies Corporation Hot compaction and extrusion of l12 aluminum alloys
US8728389B2 (en) * 2009-09-01 2014-05-20 United Technologies Corporation Fabrication of L12 aluminum alloy tanks and other vessels by roll forming, spin forming, and friction stir welding
US8409496B2 (en) * 2009-09-14 2013-04-02 United Technologies Corporation Superplastic forming high strength L12 aluminum alloys
US20110064599A1 (en) * 2009-09-15 2011-03-17 United Technologies Corporation Direct extrusion of shapes with l12 aluminum alloys
US9194027B2 (en) * 2009-10-14 2015-11-24 United Technologies Corporation Method of forming high strength aluminum alloy parts containing L12 intermetallic dispersoids by ring rolling
US20110091345A1 (en) * 2009-10-16 2011-04-21 United Technologies Corporation Method for fabrication of tubes using rolling and extrusion
US20110091346A1 (en) * 2009-10-16 2011-04-21 United Technologies Corporation Forging deformation of L12 aluminum alloys
US8409497B2 (en) * 2009-10-16 2013-04-02 United Technologies Corporation Hot and cold rolling high strength L12 aluminum alloys
GB2477744B (en) * 2010-02-10 2014-06-04 Aeromet Internat Plc Aluminium-copper alloy for casting
US9347558B2 (en) 2010-08-25 2016-05-24 Spirit Aerosystems, Inc. Wrought and cast aluminum alloy with improved resistance to mechanical property degradation
RU2447173C1 (ru) * 2011-04-05 2012-04-10 Российская Федерация, от имени которой выступает Министерство промышленности и торговли Российской Федерации (Минпромторг России) Сплав на основе алюминия
RU2491365C2 (ru) * 2011-08-09 2013-08-27 Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Национальный исследовательский технологический университет "МИСиС" Сверхпластичный сплав на основе алюминия
WO2013172910A2 (en) 2012-03-07 2013-11-21 Alcoa Inc. Improved 2xxx aluminum alloys, and methods for producing the same
CN102634706A (zh) * 2012-04-28 2012-08-15 中南大学 一种高强、高韧、耐蚀Al-Cu-Mg铝合金
FR2992676B1 (fr) * 2012-06-29 2014-08-01 Snecma Plateforme inter-aubes pour une soufflante, rotor d'une soufflante et procede de fabrication associe
US10266933B2 (en) 2012-08-27 2019-04-23 Spirit Aerosystems, Inc. Aluminum-copper alloys with improved strength
CN104164635A (zh) * 2013-05-17 2014-11-26 中国石油天然气集团公司 一种提高铝合金钻杆用Al-Cu-Mg合金室温强度和高温性能的方法
CN103981410B (zh) * 2014-05-27 2016-07-27 中南大学 一种高耐损伤铝合金及其制备方法
CN105002408A (zh) * 2015-07-12 2015-10-28 河北钢研德凯科技有限公司 一种优质高强铸造铝合金材料及制备方法
CN105274408A (zh) * 2015-10-15 2016-01-27 东北轻合金有限责任公司 一种航空航天用铝合金铆钉线材的制造方法
WO2018185259A1 (de) * 2017-04-05 2018-10-11 Amag Casting Gmbh Ausgangswerkstoff, dessen verwendung und additives fertigungsverfahren mit diesem ausgangswerkstoff
CN107326204B (zh) * 2017-07-07 2018-07-06 江西金利城市矿产股份有限公司 一种航空用铝合金材料的制造方法
CN108103373B (zh) * 2017-12-28 2019-11-19 中南大学 一种含银Al-Cu-Mg合金及获得高强度P织构的热处理方法
FR3087206B1 (fr) * 2018-10-10 2022-02-11 Constellium Issoire Tôle en alliage 2XXX à haute performance pour fuselage d’avion
ES2945730T3 (es) * 2018-10-31 2023-07-06 Novelis Koblenz Gmbh Método de fabricación de un producto en placa de aleación de aluminio de la serie 2x24 que tiene una resistencia mejorada al fallo por fatiga
WO2020123096A2 (en) * 2018-11-16 2020-06-18 Arconic Inc. 2xxx aluminum alloys
CN109957691B (zh) * 2019-03-22 2021-02-12 广西南南铝加工有限公司 一种宽幅包铝板用超大扁锭的制备方法
CN112213090B (zh) * 2020-09-25 2022-11-18 中国直升机设计研究所 一种直升机动部件损伤容限简化谱编制方法
EP4247991A1 (en) * 2020-11-20 2023-09-27 Novelis Koblenz GmbH Method of manufacturing 2xxx-series aluminum alloy products
US20220170138A1 (en) * 2020-12-02 2022-06-02 GM Global Technology Operations LLC Aluminum alloy for casting and additive manufacturing of engine components for high temperature applications
CN113073242B (zh) * 2021-03-26 2022-05-03 鹰潭市林兴建材有限公司 一种导电性能良好的铝合金材料的生产方法
CN117551950B (zh) * 2024-01-11 2024-04-09 中北大学 一种具有优异长期热稳定性的Al-Cu-Mg-Ag合金及其热处理工艺

Family Cites Families (34)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
GB485091A (en) * 1936-11-10 1938-05-10 Horace Campbell Hall Aluminium alloy for use in the wrought condition
CH237046A (de) * 1939-03-17 1945-03-31 Duerener Metallwerke Aktienges Verfahren zur Herstellung von Tiefziehblechen aus veredelbaren Aluminiumlegierungen.
US3645804A (en) 1969-01-10 1972-02-29 Aluminum Co Of America Thermal treating control
GB1320271A (en) 1971-01-29 1973-06-13 Atomic Energy Authority Uk Aluminium alloys
US3925067A (en) 1974-11-04 1975-12-09 Alusuisse High strength aluminum base casting alloys possessing improved machinability
JPS61227146A (ja) * 1985-03-29 1986-10-09 Sumitomo Light Metal Ind Ltd 強度のすぐれた高圧鋳造用アルミニウム合金
JPH0317440A (ja) * 1989-06-15 1991-01-25 Matsushita Electric Works Ltd 電気式床暖房パネル
JPH03107440A (ja) 1989-09-20 1991-05-07 Showa Alum Corp ロードセル用アルミニウム合金
US5211910A (en) * 1990-01-26 1993-05-18 Martin Marietta Corporation Ultra high strength aluminum-base alloys
US5213639A (en) 1990-08-27 1993-05-25 Aluminum Company Of America Damage tolerant aluminum alloy products useful for aircraft applications such as skin
US5376192A (en) 1992-08-28 1994-12-27 Reynolds Metals Company High strength, high toughness aluminum-copper-magnesium-type aluminum alloy
JPH08252689A (ja) * 1995-03-14 1996-10-01 Alithium:Kk アルミニウム−リチウム合金溶加材
US5800927A (en) 1995-03-22 1998-09-01 Aluminum Company Of America Vanadium-free, lithium-free, aluminum alloy suitable for sheet and plate aerospace products
US5630889A (en) 1995-03-22 1997-05-20 Aluminum Company Of America Vanadium-free aluminum alloy suitable for extruded aerospace products
US5665306A (en) 1995-03-22 1997-09-09 Aluminum Company Of America Aerospace structural member made from a substantially vanadium-free aluminum alloy
US5879475A (en) 1995-03-22 1999-03-09 Aluminum Company Of America Vanadium-free, lithium-free aluminum alloy suitable for forged aerospace products
US5652063A (en) 1995-03-22 1997-07-29 Aluminum Company Of America Sheet or plate product made from a substantially vanadium-free aluminum alloy
US5863359A (en) 1995-06-09 1999-01-26 Aluminum Company Of America Aluminum alloy products suited for commercial jet aircraft wing members
JPH09104940A (ja) * 1995-10-09 1997-04-22 Furukawa Electric Co Ltd:The 溶接性に優れた高力ＡｌーＣｕ系合金
JP3394698B2 (ja) * 1997-11-12 2003-04-07 スカイアルミニウム株式会社 高強度かつ良好な切削性を有する高成形性アルミニウム合金板
DE69823387T2 (de) 1997-12-12 2005-02-24 Aluminum Company Of America Aluminium legierung mit hoher zähigkeit für die verwendung in der luftfahrt
GB9804599D0 (en) * 1998-03-05 1998-04-29 Aeromet International Plc Cast aluminium-copper alloy
US7438772B2 (en) * 1998-06-24 2008-10-21 Alcoa Inc. Aluminum-copper-magnesium alloys having ancillary additions of lithium
JP2000303157A (ja) * 1999-04-16 2000-10-31 Sumitomo Light Metal Ind Ltd 高強度アルミニウム合金押出材の製造方法
JP2001062588A (ja) * 1999-08-31 2001-03-13 Denki Kagaku Kogyo Kk Ａｌ回路板用ろう材とそれを用いたセラミックス回路基板
US6368427B1 (en) 1999-09-10 2002-04-09 Geoffrey K. Sigworth Method for grain refinement of high strength aluminum casting alloys
JP2001254161A (ja) * 2000-03-10 2001-09-18 Kobe Steel Ltd 加工性に優れる高強度Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系合金の製造方法
US6562154B1 (en) * 2000-06-12 2003-05-13 Aloca Inc. Aluminum sheet products having improved fatigue crack growth resistance and methods of making same
US7214279B2 (en) * 2002-06-29 2007-05-08 Otto Fuchs Kg Al/Cu/Mg/Ag alloy with Si, semi-finished product made from such an alloy and method for production of such a semi-finished product
US7323068B2 (en) * 2002-08-20 2008-01-29 Aleris Aluminum Koblenz Gmbh High damage tolerant Al-Cu alloy
US7604704B2 (en) * 2002-08-20 2009-10-20 Aleris Aluminum Koblenz Gmbh Balanced Al-Cu-Mg-Si alloy product
WO2004106570A1 (en) * 2003-05-28 2004-12-09 Pechiney Rolled Products New al-cu-li-mg-ag-mn-zr alloy for use as stractural members requiring high strength and high fracture toughness
CA2523674C (en) * 2003-05-28 2015-01-13 Pechiney Rolled Products Al-cu-mg-ag-mn alloy for structural applications requiring high strength and high ductility
US7547366B2 (en) 2004-07-15 2009-06-16 Alcoa Inc. 2000 Series alloys with enhanced damage tolerance performance for aerospace applications

Cited By (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN104334760A (zh) * 2012-05-09 2015-02-04 美铝公司 2xxx系列铝锂合金
CN104334760B (zh) * 2012-05-09 2017-02-22 美铝公司 2xxx系列铝锂合金
CN104195482A (zh) * 2014-09-12 2014-12-10 辽宁忠旺集团有限公司 航空用超薄壁铝合金型材生产工艺
CN105063519A (zh) * 2015-07-15 2015-11-18 浙江中金铝业有限公司 一种铝合金铣面均匀化工艺
CN110306136A (zh) * 2019-06-17 2019-10-08 中南大学 一种高合金化铝合金薄板高成材率的加工方法
CN110306136B (zh) * 2019-06-17 2020-02-14 中南大学 一种高合金化铝合金薄板高成材率的加工方法

Also Published As

Publication number Publication date
EP1776486B2 (en) 2022-03-30
EP1776486A4 (en) 2009-09-30
RU2007105592A (ru) 2008-08-20
BRPI0511829A (pt) 2008-01-15
EP1776486B1 (en) 2012-12-19
JP2008506842A (ja) 2008-03-06
CA2573618A1 (en) 2006-02-23
US20060011272A1 (en) 2006-01-19
WO2006019946A3 (en) 2007-07-05
WO2006019946A2 (en) 2006-02-23
US7547366B2 (en) 2009-06-16
EP1776486A2 (en) 2007-04-25
EP2458026A1 (en) 2012-05-30
CN102251159B (zh) 2014-07-16
CN101124346A (zh) 2008-02-13
RU2379366C2 (ru) 2010-01-20

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN102251159B (zh) 用于航空应用的具有提高损伤容限性能的2000系列合金
CN101410540B (zh) 用于航空应用的具有提高损伤容限性能的2000系列铝合金
JP4903039B2 (ja) 特に航空宇宙用途向けの、耐損傷性が高いアルミニウム合金製品
JP5128124B2 (ja) Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ−Ｃｕ合金
EP0020505B2 (en) Method of producing aluminum alloys
US7666267B2 (en) Al-Zn-Mg-Cu alloy with improved damage tolerance-strength combination properties
US8083870B2 (en) Aluminum alloy products having improved property combinations and method for artificially aging same
CN105543595B (zh) 高强度、高成形性、低成本铝-锂合金
EP1158068A1 (en) Thick products made of heat-treatable aluminum alloy with improved toughness and process for manufacturing these products
KR20100017775A (ko) 개선된 성질 조합을 갖는 알루미늄 합금 제품 및 이를 인공 노화시키는 방법
CA3067484A1 (en) Al- zn-cu-mg alloys and their manufacturing process
US6602361B2 (en) Product made of an AlCuMg alloy for aircraft structural elements
US20050150578A1 (en) Metallurgical product and structure member for aircraft made of Al-Zn-Cu-Mg alloy

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
CP01 Change in the name or title of a patent holder
CP01 Change in the name or title of a patent holder

Address after: American Pennsylvania

Patentee after: Okkonen G company

Address before: American Pennsylvania

Patentee before: Alcoa Inc.

Address after: American Pennsylvania

Patentee after: Okkonen G company

Address before: American Pennsylvania

Patentee before: Alcoa Inc.

TR01 Transfer of patent right
TR01 Transfer of patent right

Effective date of registration: 20200513

Address after: Pennsylvania, USA

Patentee after: Aokoninke Technology Co., Ltd

Address before: Pennsylvania, USA

Patentee before: ARCONIC Inc.