CN106222504A

CN106222504A - Al‑Cu‑Li合金片材改进的变形方法

Info

Publication number: CN106222504A
Application number: CN201610576196.8A
Authority: CN
Inventors: B·贝斯; F·埃伯尔
Original assignee: Constellium France SAS
Current assignee: Constellium Issoire SAS
Priority date: 2011-10-14
Filing date: 2012-10-12
Publication date: 2016-12-14
Anticipated expiration: 2032-10-12
Also published as: CN103874775B; DE12788613T1; FR2981365A1; CA2851592A1; WO2013054013A1; CN103874775A; CN106222504B; US10968501B2; US20130092294A1; US20190071753A1; CA2851592C; EP2766503B1; EP2766503A1; BR112014008685A2; BR112014008685B1; US11667994B2; FR2981365B1; EP2766503B2

Abstract

本发明涉及含有铝合金的特别是用于航空工业的轧制产品的制造方法，所述铝合金包含2.1重量％至3.9重量％Cu、0.7重量％至2.0重量％Li、0.1重量％至1.0重量％Mg、0重量％至0.6重量％Ag、0重量％至1重量％Zn，至少0.20重量％Fe+Si、至少一种选自Zr、Mn、Cr、Sc、Hf和Ti的元素，如果选择所述元素，则其用量如下：Zr为0.05重量％至0.18重量％，Mn为0.1重量％至0.6重量％，Cr为0.05重量％至0.3重量％，Sc为0.02重量％至0.2重量％，Hf为0.05重量％至0.5重量％，且Ti为0.01重量％至0.15重量％，其他元素每种最多0.05重量％并且总计最多0.15重量％，其余为铝；其中，特别地以至少0.5％并且小于3％的累积变形进行平整和/或拉伸；并进行短时间热处理，其中片材达到温度为130℃至170℃，持续0.1至13小时。本发明特别地可简化机身蒙皮用片材的成型方法并改进静态机械强度性能与损伤容限性能之间的平衡。

Description

Al-Cu-Li合金片材改进的变形方法

本申请是2012年10月12日提交的发明名称为“Al-Cu-Li合金片材改进的变形方法”的第201280050425.2号发明专利申请的分案申请。

技术领域

本发明涉及铝-铜-锂合金产品，且更具体而言涉及特别是设计用于航空和航天工程的所述产品、其制造方法和用途。

背景技术

已开发由铝合金制成的轧制产品以制备特别是设计用于航空和航天工业的高强度部件。

在此方面，含有锂的铝合金特别受到关注，这是因为每加入1重量百分比的锂，就可以使铝的密度降低3％并使弹性模量提高6％。对于待选择用于飞机的这些合金，与其他通常的特性相比，其性能必须达到常规用途合金的性能，特别是对于静态机械强度性能(屈服应力、最终拉伸强度)和损伤容限性能(韧性、耐疲劳裂纹扩展性)之间的平衡，这些性能通常相互对立。机械强度和损伤容限之间的平衡的改进是不断探索的主题。

薄Al-Cu-Li合金片材、特别是厚度介于0.5mm至12mm之间的片材的另一重要的性能是成型的能力。这些片材特别用于制造具有复杂三维总体形状的飞机机身元件或火箭元件。为降低制造成本，飞机制造商力图使片材成型步骤数最少，并且力图使用能够通过短的变形过程而低成本地制造的片材，所述短的变形过程即包括尽可能少的单个步骤。

为制造机身面板，目前有多个可行的加工步骤，其特别地取决于成型方法过程中所需的变形。对于成型过程中的小的变形(通常小于4％)，可以提供处于淬火和自然老化状态(轻度回火的“T3”或“T4”)的片材，并且在该状态下使片材成型。

然而，在大多数情况下，所需变形为局部至少5％或6％。飞机制造商目前的实践通常为：根据所需厚度获得热轧或冷轧片材，如原始制造状态(根据标准EN 515的“F”状态)、自然老化状态(“T3”或“T4”状态)、或退火状态(“O”状态)，对其进行固溶热处理，接着淬火，然后在刚刚淬火状态下(“W”状态)成型，最终使其自然老化或人工老化，从而获得所需的机械性能。一般而言，在固溶热处理和淬火后，片材处于具有良好的可成形性的状态，然而该状态不稳定(“W”状态)，并且成型必须在刚刚淬火状态下进行，即在淬火后大致数十分钟至数小时的短暂时间内进行。如果这鉴于生产管理的原因不可行，则片材必须在温度足够低的冷藏间中储存且储存时间应足够短以避免自然熟化。在某些情况下，应注意，对于固溶热处理后过短的持续时间，在成型后出现Lüders线，这需要与最短等待时间一起的额外的附加要求。对于体积庞大且高度成型的部件，该固溶热处理需要大尺寸的熔炉，这使操作困难，包括涉及在平面片材上进行的相同操作。可能需要冷藏间会增加现有技术的成本和缺陷。此外，片材可能在淬火后变形并且产生与变形有关的问题，例如当将其置于拉伸成型的工具的钳口中时。对于高度成型的部件，该操作可以视需要重复进行，如果材料在其目前的冶金状态下不具有足以使其可以在单独的操作中获得所需形状的可成形性。

在目前的另一实践中，由O-状态片材或者甚至T3、T4或F-状态片材开始，由所述状态实施初始成型操作，并且接着在固溶热处理和淬火后实施第二成型操作。在所需形状无法由W-状态在单个操作中实现时，特别地使用这一变型，然而所述变型可能由O-状态开始进行两轮。此外，由于O-状态片材随时间更稳定，所以其更易于变形。然而，O-状态片材的制造包括轧制片材的最终退火，并且因此通常包括附加制造过程以及成型产品的固溶热处理和淬火，这与本发明的简便的目的相违背。

在T8状态中形成复杂的结构元件受限于温和的成型条件，因为在该状态中伸长率和R_m/R_p0,2比例过低。

应注意，就性能的折衷而言的最优性能必须是部件一旦成型就获得，特别是作为机身元件，这是因为成型的部件应具有损伤容限方面的良好性能特征，以避免过于频繁地修复机身元件。通常公认的是，在固溶热处理和淬火后的复杂变形使得机械强度提高但使韧性急剧劣化。

美国专利5,032,359记载了一大类铝-铜-锂合金，其加入镁和银，特别是0.3重量％至0.5重量％的镁和银，可以提高机械强度。

美国专利5,455,003记载了在低温下制造具有改进的机械强度和断裂韧性的Al-Cu-Li合金的方法，特别是由于合适的应变硬化和老化。该专利特别推荐组成Cu＝3.0–4.5、Li＝0.7-1.1、Ag＝0-0.6、Mg＝0.3-0.6和Zn＝0-0.75，以重量％表示。

美国专利7,438,772记载了包括Cu:3-5、Mg:0.5-2、Li:0.01-0.9的合金，以重量％表示，并且由于断裂韧性和机械强度之间的平衡降低而不鼓励使用更高的锂含量。

美国专利7,229,509记载了包括以下元素的合金(重量％)：(2.5-5.5)Cu、(0.1-2.5)Li、(0.2-1.0)Mg、(0.2-0.8)Ag、(0.2-0.8)Mn、最大值为0.4的Zr或其他晶粒细化剂如Cr、Ti、Hf、Sc和V。

美国专利申请2009/142222A1记载了包括以下元素的合金(重量％)：3.4％至4.2％Cu、0.9％至1.4％Li、0.3％至0.7％Ag、0.1％至0.6％Mg、0.2％至0.8％Zn、0.1％至0.6％Mn和0.01％至0.6％的至少一种用于控制晶粒结构的元素。该申请还记载了挤出产品的制造方法。

专利EP 1,966,402记载了设计用于机身片材的不含锆并且具有基本上重结晶结构的合金，包括(重量％)(2.1-2.8)Cu、(1.1-1.7)Li、(0.2-0.6)Mg、(0.1-0.8)Ag和(0.2-0.6)Mn。在T8状态中获得的产品不适于成型，主要由于L和LT方向的R_m//R_p0.2比值小于1.2。

专利EP 1,891,247记载了一种设计用于机身片材的合金，所述合金包括(重量％)(3.0-3.4)Cu、(0.8-1.2)Li、(0.2-0.6)Mg、(0.2-0.5)Ag和至少一种选自Zr、Mn、Cr、Sc、Hf和Ti的元素，其中Cu和Li含量满足条件Cu+5/3Li<5.2。在T8状态中获得的产品不适于成型，主要由于L和LT方向的R_m//R_p0.2比值小于1.2。还发现，通过Kahn测试测量的与韧性有关的断裂总能量随变形而降低，并且对于6％的应变有突降，这产生成型过程中无论局部变形率如何总是获得高韧性的问题。

专利EP 1,045,043记载了AA2024型合金制成的成型部件的制造方法，并且所述部件特别是高度变形的部件，所述方法通过结合最优化的化学组成和特定的制造方法而进行，使得对成型片材进行尽可能多的固溶热处理。

在文章Al-(4.5-6.3)Cu-1.3Li-0.4Ag-0.4Mg-0.14Zr Alloy Weldalite049fromPickens,J.R.；Heubaum,F.H.；Langan,T.J.；Kramer,L.S.,Aluminum--LithiumAlloys.Vol.III；Williamsburg,Virginia；USA；27-31Mar.1989.(March 27,1989)中，记载用于高的铜含量的这些合金的各种热处理方法。

存在对于如下由铝-铜-锂合金制成的轧制产品的需求：与已知的产品相比，所述轧制产品具有改进的性能，特别是静态机械强度性能和损伤容限性能之间的平衡，即使在成型过程中高水平应变后；同时具有低密度。

还需要简化的用于成型这些产品的制造方法，以经济地获得机身元件，同时获得令人满意的机械性能。

发明内容

本发明的第一个主题为特别是用于航空工业的含有铝合金的轧制产品的制造方法，其中，连续进行以下步骤：

a)制备含有以下物质的含铝的熔融金属浴：2.1重量％至3.9重量％Cu、0.7重量％至2.0重量％Li、0.1重量％至1.0重量％Mg、0重量％至0.6重量％Ag、0重量％至1重量％Zn，至多0.20重量％Fe+Si、至少一种选自Zr、Mn、Cr、Sc、Hf和Ti的元素，如果选择所述元素，则述元素的用量如下：Zr为0.05重量％至0.18重量％，Mn为0.1重量％至0.6重量％，Cr为0.05重量％至0.3重量％，Sc为0.02重量％至0.2重量％，Hf为0.05重量％至0.5重量％，Ti为0.01重量％至0.15重量％，其他元素每种最多0.05重量％并且总计最多0.15重量％，其余为铝；

b)由所述熔融金属浴浇注轧制钢锭；

c)任选地均化所述轧制钢锭；

d)将所述轧制钢锭热轧且任选地冷轧为片材；

e)所述片材进行固溶热处理和淬火；

f)所述片材以至少0.5％并且小于3％的累积变形率进行平整和/或拉伸；

h)进行短时间热处理，其中所述片材达到130℃至170℃且优选150℃至160℃温度范围，持续0.1至13小时且优选1至5小时。

本发明的第二主题为可以通过本发明方法获得的轧制产品，在短时间热处理后的0至50天以内，所述轧制产品具有以下性能的结合：

至少一种选自以下的性能：R_p0.2(L)为至少220MPa且优选为至少250MPa、R_p0.2(LT)为至少200MPa且优选为至少230MPa、R_m(L)为至少340MPa且优选为至少380MPa、R_m(LT)为至少320MPa且优选为至少360MPa；与

至少一种选自以下的性能：A％(L)为至少14％且优选为至少15％、A％(LT)为至少24％且优选为至少26％、R_m/R_p0.2(L)为至少1.40且优选为至少1.45、R_m/R_p0.2(LT)为至少1.45且优选为至少1.50。

本发明的另一主题为可以通过本发明的方法获得的产品，与通过不包括短时间热处理的相似方法获得的产品相比，本发明产品的拉伸强度R_p0.2(L)至少基本等于该产品，且韧性K_R大于该产品，优选大于至少5％。

本发明的另一主题为可通过本发明方法获得的产品用于制造飞机机身蒙皮的用途。

附图说明

图1：实施例1试样获得的T-L方向的曲线R

图2：145℃、150℃或155℃下短时间热处理结束后LT方向上的R_m/R_p0.2随150℃下的等效时间的曲线，例如如实施例3所述。

具体实施方式

除非另做说明外，关于合金化学组成的所有表述均以基于合金的总重量计的重量百分比表示。表述1.4Cu是指以重量百分比表示的铜含量乘以1.4。合金按照本领域技术人员已知的铝业协会(The Aluminium Association)的规则命名。冶金状态的定义示于欧洲标准EN 515。

拉伸下的静态机械性能，即最终拉伸强度R_m、在0.2％伸长率下的常规屈服强度(Rp_0.2)和断裂伸长率A％，根据标准EN ISO 6892-1的拉伸测试测定，且取样和测试方向按照标准EN 485-1的定义。

平面应力断裂韧性由有效应力强度因子作为裂纹扩展的函数的曲线测定，所述曲线已知为根据标准ASTM E 561测量的R-曲线。临界应力强度因子K_C(即，使裂纹不稳定的强度因子)由R-曲线计算。应力强度因子K_CO同样通过分配在单载荷开始时的初始裂纹长度在临界载荷下计算。计算所需形状试样的这两个值。K_app代表对应于用于进行R曲线测试的试样的因子K_CO。K_eff代表对应于用于进行R-曲线测试的试样的因子K_C。△a_eff(max)代表R曲线的最后有效点的裂纹扩展。

本文中，机械构造的“结构元件”是指这样的机械部件，所述机械部件的静态和/或动态机械性能对于结构的性能而言特别重要，且通常规定或进行所述结构部件的结构分析。这些通常为其失效可能危及所述构造、其使用者或他人安全的元件。对于飞机，这些结构元件包括构成机身(如机身蒙皮、桁条、舱壁和圆形框架)的部件、机翼(如顶部或底部机翼蒙皮、桁条或纵向加强条、肋和梁)和由水平和垂直稳定翼构成的尾部单元以及地板梁、座椅滑轨和门。

根据本发明，在轧制为片材形式、固溶热处理、淬火和平整和/或拉伸后，至少进行短时间的热处理，其持续时间和温度为使片材达到130℃至170℃且优选150℃至160℃的温度，并持续0.1至13小时、优选0.5至9小时且仍优选1至5小时。在该短时间的热处理后，屈服强度R_p0.2通常显著降低，即降低至少20MPa或更多，而伸长率A％提高，即是不经过短时间热处理所得的状态(通常为T3或T4)的至少1.1、或甚至至少1.2或甚至1.3倍。短时间的热处理并非是为了获得T8状态的人工老化而是提供特别适于成型的非标准化状态的特定热处理。事实上，T8状态的片材的屈服强度大于T3或T4状态的片材的屈服强度，而在本发明的短时间热处理后，屈服强度反而低于T3或T4状态的屈服强度。有利地，进行短时间热处理以获得在150℃下0.5h至6h并且优选1h至4h并且优选1h至3h的等效时间，在150℃下的等效时间t_i通过下式定义：

t_{i} = \frac{&Integral; \exp (- 16400 / T) d t}{\exp (- 16400 / T_{r e f})}

其中T(以开尔文计)为金属的瞬时处理温度，其随时间t(以小时计)变化，并且T_ref为设定在423K的参比温度，t_i以小时计。常量Q/R＝16,400K源自Cu扩散的活化能，其中使用Q＝136,100J/mol。

出人意料地，本发明人注意到，短时间热处理后获得的机械性能随时间稳定，这使得能够使用由短时间热处理获得的状态中的片材而不使用O-状态或W-状态的片材用于成型过程。

本发明人出人意料地注意到，短时间热处理不仅通过省去状态O或W时的成型过程而简化产品的制造方法，而且，较之不包括短时间热处理的方法的老化状态，机械耐性与损伤容限之间的平衡也因本发明的方法而相同或甚至得到改进。特别是对于短时间热处理之后至少5％的另外的冷加工而言，静态机械强度和韧性之间的平衡相对于现有技术而言获得改进。

本发明方法的优点通过铜含量介于2.1重量％至3.9重量％之间的产品而实现。在本发明一个有利的实施方案中，铜含量至少2.8重量％或3重量％。最大铜含量优选为3.5重量％或3.7重量％。

锂含量为0.7重量％或0.8重量％至2.0重量％。有利地，锂含量至少0.85重量％。最大锂含量优选为1.6重量％或甚至1.2重量％。

镁含量为0.1重量％至1.0重量％。优选地，镁含量为至少0.2或甚至0.25重量％。在本发明的一个实施方案中，最大镁含量为0.6重量％。

银含量为0重量％至0.6重量％。在本发明的一个有利的实施方案中，银含量为0.1重量％至0.5重量％并且优选0.15重量％至0.4重量％。加入银有助于改进通过本发明方法而获得的产品的机械性能的平衡。

锌含量为0重量％至1重量％。锌通常为不想要的杂质，具体原因在于其对合金密度的贡献。然而，在某些情况下，锌可以单独使用或与银结合使用。优选地，锌含量低于0.40重量％，优选低于0.20重量％。在本发明的一个实施方案中，锌含量小于0.04重量％。

合金还可以包含至少一种选自Zr、Mn、Cr、Sc、Hf和Ti的可以有助于控制晶粒尺寸的元素，如果选择所述元素，则所述元素的用量如下：Zr为0.05重量％至0.18重量％，Mn为0.1重量％至0.6重量％，Cr为0.05重量％至0.3重量％，Sc为0.02重量％至0.2重量％，Hf为0.05重量％至0.5重量％，Ti为0.01重量％至0.15重量％。优选地，选择加入0.08重量％至0.15重量％的锆和0.01至0.10重量％的钛并且限制Mn、Cr、Sc和Hf含量至最大值为0.05重量％，因为这些元素可能具有不利的影响，特别是对密度的不利影响，并且其加入仅仅是为了视需要而进一步帮助获得基本上未重结晶的结构。

在本发明的有利的实施方案中，锆含量为至少0.11重量％。

在本发明的另一有利的实施方案中，镁含量为0.2重量％至0.4重量％且锆含量小于0.04重量％。

铁含量和硅含量的总和为至多0.20重量％。优选地，铁含量和硅含量各自为至多0.08重量％。在本发明的一个有利的实施方案中，铁含量和硅含量分别为至多0.06重量％和0.04重量％。受控和有限的铁和硅含量有助于改进机械强度和损伤容限之间的平衡。

其他元素含量各自为至多0.05重量％且总计至多0.15重量％，这涉及不可避免的杂质，剩余物为铝。

本发明的制造方法包括制备、浇注、轧制、固溶热处理、淬火、平整和/或拉伸和短时间热处理的步骤。

在第一步骤中，制备熔融金属浴以获得本发明组成的铝合金。

然后浇注熔融金属浴为轧制钢锭的形式。

轧制钢锭可以任选地均化以达到450℃至550℃并且优选480℃至530℃的温度范围，保持5小时至60小时的时间。均化处理可以一步或多步进行。

然后将轧制钢锭热轧并且任选地冷轧为片材。有利地，所述片材厚度为0.5mm至15mm并且优选为1mm至8mm。

然后将由此获得的产品通常通过热处理而进行固溶处理，使其可以达到490℃至530℃的温度范围，保持15分钟至8小时，然后通常用室温的水淬火，或者优选用冷水淬火。

然后，所述片材进行平整和/或拉伸，累积变形率为至少0.5％并且小于3％。当进行平整时，在平整操作过程中获得的变形率并非总是确切已知的，然而据估计为约0.5％。当进行时，受控的拉伸以永久变形率为0.5％至2.5％并且优选为0.5％至1.5％进行。以优选的永久变形率进行的受控拉伸与短时间热处理之间的结合使得可实现就成形性和机械性能而言所期望的最优结果，特别是当进行另外的成型和老化时。

产品随后进行上文已描述的短时间热处理。

通过本发明方法获得的片材在短时间热处理之后的0至50天且优选0至200天以内优选具有以下性能的结合：

至少一种选自以下的性能：R_p0.2(L)为至少220MPa且优选为至少250MPa、R_p0.2(LT)为至少200MPa且优选为至少230MPa、R_m(L)为至少340MPa且优选为至少380MPa、R_m(LT)至少320MPa且优选为至少360MPa；与

选自以下的性能：A％(L)为至少14％且优选为至少15％、A％(LT)为至少24％且优选为至少26％、R_m/R_p0.2(L)为至少1.40且优选为至少1.45、R_m/R_p0.2(LT)为至少1.45且优选为至少1.50。

在本发明一个有利的实施方案中，在短时间的热处理之后，通过本发明方法获得的片材在LT方向的R_m/R_p0.2比值为至少1.52或1.53。

有利地，在短时间热处理后的0至50天并且最优选0至200天以内，通过本发明方法获得的片材具有屈服强度R_p0.2(L)小于290MPa并且优选小于280MPa，并且R_p0.2(LT)小于270MPa并且优选小于260MPa。

在短时间的热处理后，片材由此即可用于进行额外的冷加工，特别是三维成型操作。本发明的一个优点在于，该额外的冷加工操作可以局部达到或以整体的方式达到6％至8％或甚至10％的值。为在人工老化至T8状态完成时获得足够的机械性能，介于所述额外变形与在短时间热处理之前通过平整和/或受控拉伸达到的累积变形之间的最小累积变形2％是有利的。优选地，另外的冷加工局部为或以整体的方式为至少1％，优选至少4％并且仍优选至少6％。

进行老化，其中所述片材达到130℃至170℃并且优选150℃至160℃的温度，持续5小时至100小时并且优选10小时至70小时。老化以一步或多步进行。

有利地，冷加工通过一个或多个成型过程进行，所述成型过程例如拉制(drawing)、拉伸成型(stretch-forming)、冲压、旋压(spinning)或弯曲。在本发明一个有利的实施方案中，进行三维成型以获得形状复杂的部件，优选通过拉伸成型。

由此通过短时间热处理获得的产品可以成型为O-状态产品或W状态产品。然而，较之O-状态的产品，其具有不再需要固溶热处理或淬火以获得最终机械性能的优点，因为简单老化是足够的。较之于W-状态的产品，其具有稳定的优点，不需要冷藏间并且不具有与该状态变形有关的问题。所述产品还具有在变形过程中总体不产生不可接受的Lüders线的优点。因此，短时间热处理可以在片材制造商的生产场所进行，而成型可以在航空结构件制造商的生产场所、直接在交付的产品上进行。

出人意料地，老化后所获得的静态机械性能与损伤容限性能之间的平衡相较于通过不包括短时间热处理的类似的处理而获得的性能之间的平衡是有利的。本发明人特别注意到，机械强度特别是拉伸屈服强度R_p0.2(L)高，并且随着额外的变形而提高，但是与预期相反，通过R曲线所测定的韧性(K_R值)没有显著降低，特别是当额外的变形增加时、甚至最高达8％的整体变形时的60mm裂纹扩展值。有利地，通过所述方法(包括额外的变形和老化步骤)获得的产品，与通过不包括短时间热处理的类似的方法获得的产品相比，屈服强度R_p0.2(L)至少基本等于该产品，且韧性K_R大于该产品，优选大于至少5％。通常，拉伸屈服强度R_p0.2(L)至少等于不含短时间热处理的类似的方法所获得的产品的R_p0.2(L)的90％或优选95％。

本发明方法能够获得特别是AA2198合金片材，所述合金片材的厚度为0.5至15mm并且优选1至8mm，所述合金片材在人工老化至T8状态后具有以下性能的结合：

至少一种选自以下的静态机械性能：R_p0,2(L)为至少500MPa并且优选为至少510MPa和/或R_p0,2(LT)为至少480MPa并且优选为至少490MPa；与

至少一种在CCT760(2ao＝253mm)试样上测定的选自以下的韧性性能：在T-L方向的K_app为至少并且优选为至少和/或在T-L方向的K_eff为至少并且优选为至少和/或在T-L方向的△a_eff(max)为至少40mm并且优选为至少50mm。

因此，通过本发明方法获得的产品是特别有利的。

通过包括短时间热处理、冷加工和老化步骤的本发明方法获得的产品用于制造飞机结构元件、特别是机身蒙皮的用途是特别有利的。

实施例

实施例1

均化由AA2198合金制成的轧制钢锭，然后热轧至为4mm的厚度。以此方式获得的片材在505℃下固溶热处理30分钟，然后水淬火。

然后将片材以受控的方式拉长。受控拉伸进行至永久伸长为2.2％。

然后将片材在150℃下短时间热处理2小时。

在短时间热处理之前和处理后的2天至65天测量机械性能。结果示于表1。注意到短时间热处理后获得的状态明显随时间稳定。

表1

实施例2

均化由AA2198合金制成的轧制钢锭，然后热轧至4mm的厚度。以此方式获得的片材在505℃下固溶热处理30分钟，然后水淬火。

然后将片材平整和受控拉伸。受控拉伸进行至永久伸长为1％。

然后将片材在150℃下短时间热处理2小时。

由此获得的片材随后通过受控拉伸至永久伸长为2.5％、4％或8％而进行另外的冷加工。变形后，片材未呈现出不可接受的Lüders线。

片材在155℃下老化处理12小时以获得T8状态。

为了比较，片材在淬火后马上拉伸至2％并在155℃下老化14小时至T8状态，没有中间的短时间热处理。

静态机械性能在老化处理之后表征且示于下表2中：样品#1、#2和#3为本发明的样品且样品#4为对比样品。

表2–静态机械性能(MPa)

根据标准E561-05对CCT760试样在T-L方向测量R曲线，所述试样的长度为760mm。初始裂纹长度为2ao＝253mm。所获得的R曲线示于图1中。

表3提供平面应力断裂韧性结果。特别注意到，即使对于8％的额外变形而言，K_app和K_eff值也高。因此T-L方向的K_app的降低较少，小于5％，介于2.5％至8％拉伸之间。

表3

注意到，即使在8％的额外变形以后，R曲线仍相当令人满意：曲线足够长，超过60mm，并且K_R值接近于以较小变形获得试样的K_R值(图1)。

实施例3

在该实施例中，研究短时间热处理的时间和温度条件。均化由合金AA2198制成的轧制钢锭，然后热轧至4mm的厚度。以此方式获得的片材在505℃下固溶热处理30分钟，然后水淬火。

然后将片材平整并且受控拉伸。受控拉伸进行至永久伸长为1％。

将板材自然老化以达到稳定的T3状态。

然后将板材在145℃、150℃或155℃下进行短时间热处理。通过考虑20℃/小时的温度升高速率计算在150℃下的等效时间。片材的静态机械性能在短时间热处理后在TL方向表征。

结果示于下表4中并且以图示的方式示于图2中。注意到，在温度为150至160℃之间且150℃的等效时间为1至3小时下获得在TL方向R_m/R_p0.2比值的最大值。

表4

实施例4

在该对比实施例中，研究了在不包括短时间热处理的方法中应变率对韧性的影响。均化轧制钢锭合金AA2198，然后热轧至3.2mm的厚度。以此方式获得的片材在505℃下固溶处理30分钟，然后水淬火。

然后将片材以平整并且受控拉伸。受控拉伸进行至永久伸长为3％或5％。

然后将板材在155℃下老化14小时以达到T8状态。

在老化后表征机械特性并且示于下表5中。

表5

样品	拉伸	Rm(L)	R_p0,2(L)	E％(L)	Rm(LT)	R_p0,2(LT)	E％(LT)
								#5–3％	3％	525	486	11.1	499	459	14.1
#6–5％	5％	545	519	10.4	518	487	14.0

根据标准E561-05对CCT760试样在T-L方向和L-T方向测量R曲线，所述试样的宽度为760mm。初始裂纹长度为2ao＝253mm。

所获得的韧性结果示于表6中。特别注意到，在T-L方向上K_app降低显著，为约9％，介于3％至5％拉伸之间。

表6

Claims

1.制造用于航空工业的含有铝合金的轧制产品的方法，其中连续进行以下步骤：

a)制备含有以下元素的含铝的熔融金属浴：2.1重量％至3.9重量％Cu、0.7重量％至2.0重量％Li、0.1重量％至1.0重量％Mg、0重量％至0.6重量％Ag、0重量％至1重量％Zn，至多0.20重量％Fe+Si、至少一种选自Zr、Mn、Cr、Sc、Hf和Ti的元素，如果选择所述元素，则所述元素的用量如下：Zr为0.05重量％至0.18重量％，Mn为0.1重量％至0.6重量％，Cr为0.05重量％至0.3重量％，Sc为0.02重量％至0.2重量％，Hf为0.05重量％至0.5重量％，Ti为0.01重量％至0.15重量％，其他元素各自最多0.05重量％并且总计最多0.15重量％，其余为铝；

b)由所述熔融金属浴浇注轧制钢锭；

c)任选地，均化所述轧制钢锭；

d)将所述轧制钢锭热轧且任选地冷轧为片材；

e)所述片材进行固溶热处理和淬火；

f)将所述片材以至少0.5％并且小于3％的累积变形率进行平整和/或拉伸；

h)进行短时间热处理，其中所述片材达到130℃至170℃并且优选150℃至160℃的温度范围，持续0.1至13小时并且优选1至5小时。

2.权利要求1的方法，其中，进行所述短时间热处理以获得在150℃下0.5小时至6小时、优选1小时至4小时的等效时间，在150℃下的等效时间t_i通过下式定义：

t_{i} = \frac{&Integral; \exp (- 16400 / T) d t}{\exp (- 16400 / T_{r e f})}

其中T(以开尔文计)为金属的瞬时处理温度，其随时间t(以小时计)变化，并且T_ref为设定为423K的参比温度，t_i以小时计，常量Q/R＝16,400K源自Cu扩散的活化能，其中使用Q＝136,100J/mol。

3.权利要求1或2的方法，其中片材的厚度为0.5mm至15mm并且优选为1mm至8mm。

4.权利要求1至3中任一项的方法，其中，在步骤f中，以0.5％至1.5％的永久变形率进行受控拉伸。

5.权利要求1至4中任一项的方法，其中，铁含量为至少3重量％并且至多3.5重量％。

6.权利要求1至5中任一项的方法，其中，锂含量为至少0.85重量％并且至多1.2重量％。

7.权利要求1至6中任一项的方法，其中，镁含量为至少0.2重量％并且至多0.6重量％。

8.权利要求1至7中任一项的方法，其中，银含量为0.1重量％至0.5重量％并且优选0.15重量％至0.4重量％，和/或锌含量小于0.4重量％并且优选小于0.2重量％。

9.权利要求1至8中任一项的方法，其中，合金含有0.08重量％至0.15重量％的锆、0.01重量％至0.10重量％的钛，且其中Mn、Cr、Sc和Hf的含量至多为0.05重量％。

10.权利要求1至9中任一项的方法，其中，在所述步骤h后，

i)所述片材进行另外的冷加工以使额外变形率小于10％，

j)进行老化处理，其中所述片材达到130至170℃并且优选150至160℃的温度范围，持续5小时至100小时并且优选10小时至70小时。

11.权利要求10的方法，其中，所述另外的冷加工局部地或以整体的方式为至少1％，优选至少4％并且优选至少6％。

12.权利要求10或11的方法，其中，所述冷加工通过一个或多个成型过程例如拉制、拉伸成型、冲压、旋压或弯曲进行。

13.一种通过权利要求1至9中任一项的方法获得的轧制产品，所述轧制产品在短时间热处理后的0至50天具有以下性能的结合：

14.一种通过权利要求10至12中任一项的方法获得的产品，其与通过类似的不包括短时间热处理的方法所获得的产品相比，拉伸屈服强度R_p0.2(L)至少基本等于该产品，且韧性K_R大于该产品，优选大于至少5％。

15.一种通过权利要求10至12中任一项的方法获得的产品，其特征在于，所述产品为厚度为0.5mm至15mm并且优选1mm至8mm的AA2198合金片材，所述产品在人工老化至T8状态后具有以下性能的结合：

至少一种选自以下的静态机械性能：R_p0,2(L)为至少500MPa且优选为至少510MPa和/或R_p0,2(LT)为至少480MPa且优选为至少490MPa；与

至少一种选自以下的在CCT760(2ao＝253mm)试样上测定的韧性性能：在T-L方向的K_app为至少160MPa且优选为至少170MPa和/或在T-L方向的K_eff为至少200MPa且优选为至少220MPa和/或在T-L方向的Δa_eff(max)为至少40mm且优选为至少50mm。

16.通过权利要求10至12中任一项的方法所获得的产品用于制造飞机结构元件、特别是机身蒙皮的用途。