CN108138272A - 由铝-镁-锆合金制成的用于航空应用的薄板材 - Google Patents
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Abstract
本发明涉及一种铝合金锻制品，其具有以重量％计的以下组成：Mg：4.0‑5.5；Li：0.4‑0.7；Mn：0.5‑0.9；Zr：0.08‑0.15；Si：≤0.2；Fe：≤0.25；Zn：≤0.4；Sc：≤0.4；Ti：≤0.15；Er、Yb、Gd、Y、Hf和/或Nb：≤0.2；其他元素各自≤0.05并且总和≤0.15；其余为铝。本发明还涉及一种制造所述铝合金锻制品的方法，包括以下依序的步骤：铸造铝合金粗品；任选地，均质化；在高于250℃的变形终点温度下使所述粗品热变形；在250至350℃的温度下进行热处理或热机械处理，并且涉及所述锻制品用于制备航空器的铝合金结构元件的用途，所述锻制品已在250至350℃的温度下经受热处理或热机械处理，并且对于0.5至30mm的厚度在中等厚度处具有基本上未再结晶的微观结构。
Description
技术领域
本发明涉及铝镁合金(Al-Mg型，根据铝业协会(Aluminum Association)也称为5XXX系列的铝合金)锻制品，更具体地为具有高的机械强度和良好的成形能力的Al-Mg-Zr合金产品。本发明的目的还在于一种制造这些产品的方法，以及其旨在用于运输工具、特别是在航空和航天构造的用途。
背景技术
特别地，开发铝合金锻制品以制备用于运输工业、特别是航空工业和航天工业的结构元件。对于这些工业领域，必须不断提高产品的性能，并开发新的合金，以具有特别高的机械强度、低密度、优异的耐腐蚀性和非常好的成形能力。可以通过热，例如蠕变成形(creep forming)来实现这种复杂的成形。
由于Al-Mg合金优异的使用性能例如可焊接性、耐腐蚀性和可成形性，特别是在诸如O状态和H111状态的微冷锻状态(état peuécrouis)下的这些性能，在运输工业，特别是在陆运和海运中，已对Al-Mg合金进行了广泛研究。这些合金的命名符合铝业协会的规定，冶金状态在欧洲标准EN 515中定义。
然而，对于航空工业和航天工业而言，这些合金具有相对差的机械强度。
因此，需要具有低密度以及相对于已知产品具有改进的性能(特别是在机械强度、耐腐蚀性和成形能力方面)的Al-Mg合金锻制品。此外，这样的产品必须能够根据可靠、经济并且易于适用常规生产线的制造方法获得。
发明内容
本发明的第一目的是一种铝合金锻制品，其具有以重量％计的以下组成：Mg：4.0-5.5；Li：0.4-0.7；Mn：0.5-0.9；Zr：0.08-0.15；Si：≤0.2；Fe：≤0.25；Zn：≤0.4；Sc：≤0.4；Ti：≤0.15；Er、Yb、Gd、Y、Hf和/或Nb：≤0.2；其他元素各自≤0.05且总和≤0.15；其余为铝。
本发明的目的还在于一种制造所述铝合金锻制品的方法，包括以下依序的步骤：
a)铸造具有以重量％计的以下组成的铝合金粗品：Mg：4.0-5.5；Li：0.4-0.7；Mn：0.5-0.9；Zr：0.08-0.15；Si：≤0.2；Fe：≤0.25；Zn：≤0.4；Sc：≤0.4；Ti：≤0.15；Er、Yb、Gd、Y、Hf和/或Nb：≤0.2；其他元素各自≤0.05且总和≤0.15；其余为铝；
b)任选地，均质化；
c)在高于250℃、优选250至350℃的变形终点温度下热变形所述粗品；
d)在250至350℃、优选275至325℃的温度下进行热处理或热机械处理。
本发明的另一目的是所述锻制品用于制造由本发明铝合金制成的航空器结构元件的用途，所述锻制品已在250至350℃的温度下经受热处理或热机械处理，并且对于0.5至30mm的厚度，在中间厚度下具有基本上未再结晶的微观结构。
附图说明
图1：称为“未再结晶”的微观结构的代表性显微照片(在300℃下热处理1小时并进行阳极氧化型侵蚀后，在中间厚度的平面LxTC上观察到的合金C的样品)。
图2：称为“部分再结晶”的微观结构的代表性显微照片(在300℃下热处理1小时并进行阳极氧化型侵蚀后，在中间厚度的平面LxTC上观察到的合金B的样品)。
图3：称为“再结晶”的微观结构的代表性显微照片(在300℃下热处理1小时并进行阳极氧化型侵蚀后，在中间厚度的平面LxTC上观察到的合金A的样品)。
图4：维氏(Vickers)硬度HV20和屈服强度Rp0.2的相关性。
具体实施方式
除非另有说明，关于合金的化学组成的所有指标均以基于合金的总重量计的重量百分比表示。例如，表述1.4Cu意指以重量％表示的铜含量乘以1.4。合金根据本领域技术人员已知的“铝业协会”的规则来命名。
密度取决于组成，并且通过计算而非称重测量法确定。这些数值根据“铝业协会”的方法来计算，该方法记载在“铝业标准和数据(Aluminum Standards and Data)”的第2-12页和第2-13页中。状态的定义示于欧洲标准EN 515中。
在阳极氧化型金属刻蚀后，并在偏振光下，定量评估本发明样品的微观结构(在中等厚度t/2的平面LxTC中的晶粒结构)：
-当晶粒结构具有很少或没有再结晶晶粒时，通常小于20％、优选小于15％且更优选小于10％的晶粒再结晶，使用术语“基本上未再结晶”(图1是称为“基本上未再结晶”的这种微观结构的代表性显微照片)；
-当晶粒结构具有相当大比例的再结晶晶粒时，通常超过50％、优选超过60％、更优选超过80％的晶粒再结晶，使用术语“再结晶”(图3是称为“再结晶”的这种微观结构的代表性照片)；
-当晶粒结构介于前述两者之间时，使用术语“部分再结晶”(图2是称为“部分再结晶”的这种微观结构的代表性照片)。
维氏硬度根据标准NF EN ISO 6507-1(2006年3月)在样品的平面LxLT上并在机械加工板材厚度的1/10(负载20kg)后测定。已知在性能、特别是硬度方面的演变是用于评估铝合金的恢复(restauration)/再结晶水平的方法(R.Develay.Traitements thermiquesdes alliages d'aluminium.Techniques de l'Ingénieur，1986，第M1290卷，第11页/GETooten，DSMacKenzie.Handbook of Aluminum-Volume 2：Alloy production andmaterials manufacturing，2005，第202页)。
代表与热处理相关的硬度损失的参数λ定义如下：
其中，HVsuch as worked：热变形后的初始硬度；
HVreX：对应于再结晶状态(此处是400℃下1小时后)的硬度；
HV：样品的硬度。
通常公知，硬度损失超过40％(λ>0.4)时，铝合金开始再结晶(R.Develay.Traitements thermiques des alliages d'aluminium. Techniques de l'Ingénieur，1986，第M1290卷，第11页/GE Tooten，DS MacKenzie，Handbook of Aluminum-Volume 2：Alloyproduction and materials manufacturing，2005，第202页)。
除非另有说明，适用标准EN 12258的定义。
在本发明的上下文中，术语机械构造的“结构元件”是指这样的机械部件，其静态和/或动态机械特性对于结构的性能特别重要，并且对其通常规定或进行结构计算。它们通常是故障时会危及所述构造、其用户或其他人的安全的元件。对于航空器，这些结构元件特别包括构成下述的元件：机身(例如机身蒙皮(英文为fuselage skin)、纵梁(stringer)、舱壁(bulkhead)、机身框架(circumferential frame)、机翼(例如上翼或下翼蒙皮(upper orlower wing skin)、纵梁或加强筋(stringer or stiffener)、翼肋(rib)、翼梁(spar)、地板横梁(floor beam)和座椅轨道(seat track))和特别由水平或竖直稳定件(horizontalor vertical stabiliser)构成的水平尾翼以及舱门。
本发明的铝合金锻制品具有以重量％计的以下具体组成：Mg：4.0-5.5；Li：0.4-0.7；Mn：0.5-0.9；Zr：0.08-0.15；Si：≤0.2；Fe：≤0.25；Zn：≤0.4；Sc：≤0.4；Ti：≤0.15；Er、Yb、Gd、Y、Hf和/或Nb：≤0.2；其他元素各自≤0.05且总和≤0.15；其他元素各自≤0.05且总和≤0.15；其余为铝。这样的产品在250至350℃、优选275至325℃的温度下，能够经受热处理来对腐蚀脱敏，和/或能够通过热机械处理，特别是蠕变成形来热成形，同时对于0.5至20mm、优选0.5至15mm、且甚至更优选0.5至10mm的厚度，在中间厚度处仍保持基本上未再结晶的微观结构。
根据一个有利的实施方案，所述锻制品的铝合金包含4.4至5.3重量％的Mg，优选4.8至5.2重量％的Mg。对于该实施方案的合金获得优异的结果，特别是关于静态机械性能方面。
铝合金包含0.4至0.7重量％的Li，优选0.4至0.6重量％的Li。本发明人已观察到，在形成晶体结构相L12的某些添加元素(特别是锆)的存在下，上述含量的锂使得可在如上所述的热处理或热机械处理期间保持基本上未再结晶的微观结构。上述含量的锂使得可以非常显著地改善本发明的锻制品的静态机械特性，特别是屈服应力(Rp0.2)。在一个优选的实施方案中，本发明的所述锻制品的密度小于2.64，更优选小于2.62。
本发明的铝合金锻制品包含0.5至0.9重量％的Mn，优选0.6至0.9重量％的Mn。受控的锰含量有助于改善静态机械特性。
本发明的铝合金产品包含0.08至0.15重量％的Zr，优选0.11至0.15重量％。本发明人认为，上述含量的Zr，特别是与特定含量的Li结合，能够形成晶体结构L12的分散体Al3(Zr,Li)，这赋予本发明产品高的耐再结晶性，特别是在250至350℃、优选275至325℃的温度下的热处理或热机械处理期间。因此，根据本发明的制造方法得到的合金中基本不存在或存在少量的固溶状态的锂似乎是上述耐再结晶性的主要特征。
本发明的合金产品还可以包含小于或等于0.4重量％、优选0.15至0.3重量％的钪。本发明人认为，在这种有限含量的钪的存在下，结合存在的Zr和Li，能够增强上述耐再结晶性。
此外，铝合金锻制品还可以包含以重量％计小于或等于0.25％、优选小于或等于0.1％、更优选小于或等于0.07％的Fe。本发明人认为，最小含量的Fe以及可能如此含量的Si可以有助于改善合金的机械性能，特别是疲劳性能。同样，铝合金可以包含至多0.2重量％的Si，优选Si含量小于或等于0.1重量％，优选0.05重量％。特别对于0.02至0.07重量％的Fe含量和/或0.02至0.05重量％的Si含量，获得优异的结果。
铝合金锻制品还可以包含以重量％计小于或等于0.4％、优选为0.2-0.4％的Zn。有限含量的Zn的存在在密度以及特别是耐腐蚀性的性能的结合方面获得优异的结果。
根据一个实施方案，铝合金锻制品包含以重量％计小于或等于0.15、优选小于或等于0.05、更优选为0.005至0.04％并且甚至更优选0.01至0.03％的Ti。这种特定含量的Ti的存在能够在合金的铸造期间控制晶粒尺寸。
铝合金锻制品还可以包含至少一种选自铒、镱、钆、钇、铪和铌的元素，其中一种或多种元素的总含量以重量％计小于或等于0.2，优选为0.05至0.2。这些元素中至少一种的存在使得可以在Zr的存在下增强Li的作用，以形成晶体结构L12的分散体Al3(Zr,Li)。
本发明的铝合金产品还可包含各自至多0.05重量％且总和至多0.15重量％的任选添加或不添加的其他元素。
对于如上所述的Al-Mg-Li-Zr合金，某些元素可能是有害的，特别是加工期间合金的转变原因，例如毒性和/或破裂。因此，优选将这些元素限制在非常低的水平，即小于或等于0.05重量％或甚至更低。在一个有利的实施方案中，本发明的产品具有最大含量为10ppm的Na，优选8ppm的Na，和/或最大含量为20ppm的Ca。
特别地，本发明的铝合金锻制品能够在250至350℃、优选275至325℃的温度下经受热处理或热机械处理优选30分钟至4小时，更优选1小时至3小时，同时对于0.5至20mm的厚度，在中间厚度处仍保持基本上未再结晶的微观结构。
所述锻制品还具有硬度HV，使得λ<0.4，优选<0.3且更优选<0.25。
根据本发明的制造产品的方法包括以下依序的步骤：制备液态金属熔池，以获得根据本发明特定组成的Al-Mg-Li-Zr合金；将所述合金铸造成粗品；任选地，使粗品均质化；在高于250℃、优选250至350℃的变形终点温度下热变形所述粗品；在250至350℃、优选275至325℃的温度下热处理或热机械处理热变形的粗品。
因此，制造方法首先包括铸造Al-Mg-Li-Zr合金粗品，其具有以重量％计的以下组成：Mg：4.0-5.5；Li：0.4-0.7；Mn：0.5-0.9；Zr：0.08-0.15；Si：≤0.2；Fe：≤0.25；Zn：≤0.4；Sc：≤0.4；Ti：≤0.15；Er、Yb、Gd、Y、Hf和/或Nb：≤0.2；其他元素各自≤0.05并且总和≤0.15；其他元素各自≤0.05并且总和≤0.15；其余为铝。因此，制备液态金属熔池，然后铸造成粗品，通常为轧制锭坯、挤出方坯或锻造毛坯。优选地，将液态金属熔池铸造成轧制锭坯的形式。
在铸造粗品的步骤之后，制造方法任选地包括使粗品均质化的步骤。优选地，热变形之前，将产品在450至550℃下再加热。
然后，通常通过挤出、轧制和/或锻压来热变形粗品，以获得经变形的产品。热变形在高于250℃、优选250至350℃的变形终点温度进行。通常，这样的变形终点温度对应于约500℃的热轧机入口温度。根据一个有利的实施方案，热变形是通过轧制对粗品进行的变形。
经热变形的产品在250至350℃、优选275至325℃的温度下经受热处理或热机械处理，优选进行30分钟至4小时，更优选进行1小时至3小时。这种处理可以是允许产品对腐蚀脱敏的热处理，或允许所述产品热成形的热机械处理，通常通过蠕变成形来使其热成形，并且可能使产品对腐蚀脱敏。
根据一个优选的实施方案，本发明的方法不包含任何引起累积塑性冷变形率大于或等于2％、优选大于或等于1％的冷变形步骤。本发明人揭示，这种冷变形步骤对本发明产品的上述耐再结晶性有不利影响。
本发明的锻制品优选为挤出产品，例如型材、轧制产品如板材或厚板材和/或锻压产品。优选地，本发明的锻制品是板材。
有利地，并且特别是对于机身板材，本发明的锻制品的厚度为0.5至30mm，优选0.5至20mm，更优选0.5至15mm，甚至更优选2至8mm。
上述方法使得可以获得对于如上所述厚度的在中间厚度处具有基本上未再结晶的微观结构的锻制品。所述锻制品还具有硬度HV，使得λ<0.4，优选<0.3，并且更优选<0.25。
本发明的锻制品有利地用于制造航空器的结构元件，优选机身蒙皮。
特别地，本发明的产品和方法可以获得这样的航空器的铝合金结构元件，其具有以重量％计的以下组成：Mg：4.0-5.5；Li：0.4-0.7；Mn：0.5-0.9；Zr：0.08-0.15；Si：≤0.2；Fe：≤0.25；Zn：≤0.4；Sc：≤0.4；Ti：≤0.15；Er、Yb、Gd、Y、Hf和/或Nb：≤0.2；其他元素各自≤0.05并且总和≤0.15；其余为铝；并且已在250至350℃的温度下经受热处理或热机械处理，并且对于0.5至30mm的厚度，在中间厚度处具有基本上未再结晶的微观结构。
实施例
铸造具有表1中给出组成的几种Al-Mg-Zr合金粗品。合金C具有本发明的组成。合金的密度按照铝业协会在“Aluminum Standards and Data”的第2-12和2-13页所述的方法计算。
| 合金 | Si | Fe | Cu | Mn | Mg | Zn | Ti | Zr | Li | 密度 |
| A | 0.04 | 0.06 | <0.01 | 0.78 | 5.40 | 0.32 | 0.02 | 0.14 | <0.1 | 2.65 |
| B | 0.04 | 0.06 | <0.01 | 0.78 | 4.98 | 0.30 | 0.02 | 0.13 | 0.25 | 2.63 |
| C | 0.03 | 0.07 | <0.01 | 0.73 | 4.97 | 0.30 | 0.02 | 0.12 | 0.57 | 2.61 |
表1：所用Al-Mg-Zr合金以重量％计的组成和密度
在惰性气氛下铸造铸锭(lingotin)(180×30×262mm)。其经历了510至530℃下的热处理12小时。将在这些铸锭中取样的12mm厚的样品使用型机器在270至290℃下进行平面压缩热变形，直至3mm厚度。一半样品最终在300±3℃下进行热处理约1小时或在400±3℃下进行热处理约1小时，其中该热处理代表用于成形航空领域中所用的机身面板的双曲面面板的热成形步骤，例如“蠕变成形”。
在前述条件(平面LxLT，在机械加工样品1/10的厚度后，20kg负载)下，还测量了合金的维氏硬度。所获得的硬度测量结果——根据标准NF EN ISO 6507-1(2006年3月)进行——示于表2中。
代表与热处理相关的硬度损失的参数λ定义如下：
其中，HVsuch as worked：热变形后的初始硬度；
HVreX：对应于再结晶状态(此处是400℃下1小时后)的硬度；
HV：样品的硬度。
参数λ的数值示于表2中。
表2：根据标准NF EN ISO 6507-1(2006年3月)计算的样品的维氏硬度(平面LxLT，t/10)和代表与热处理相关的硬度损失的参数λ
在约300℃下热处理1小时后，合金C的维氏硬度与热变形后直接测量的维氏硬度基本相同(-3HV20)，而合金A和B的硬度分别减小8和9HV20。因此，与约300℃下的1小时热处理相关的合金A和B的硬度损失(参数λ)分别为55％和52％，合金C为21％。因此，与合金A和B相反，合金C在约300℃下热处理1小时后没有任何再结晶，因为λ<0.4(所观察到的硬度的损失仅与恢复有关)。
在阳极氧化型的金属侵蚀后并在偏振光下观察样品的微观结构(晶粒结构)。观察到三种状态：
-“变形时”：热变形步骤后直接观察到的微观结构；
-“+1h 300℃”：在300℃下热处理1小时后观察到的微观结构。
-“+1h 400℃”：在400℃下热处理1小时后观察到的微观结构。
对微观结构进行了定性评估：
-当晶粒结构具有很少或没有再结晶晶粒时，通常小于20％、优选小于15％且更优选小于10％的晶粒再结晶，使用术语“基本上未再结晶”(图1是称为“基本上未再结晶”的这种微观结构的代表性显微照片)；
-当晶粒结构具有相当大比例的再结晶晶粒时，通常超过50％、优选超过60％、更优选超过80％的晶粒再结晶，使用术语“再结晶”(图2是称为“再结晶”的这种微观结构的代表性照片)；
-当晶粒结构介于前述两者之间时，使用术语“部分再结晶”(图1是称为“部分再结晶”的这种微观结构的代表性照片)。
表3示出了具有组成A、B或C的样品的微观结构的观察结果，并且图1示出了观察到的各种情况的代表性照片。
表3：铸锭的微观结构(平面LxTC，在中间厚度处)
本发明的合金C在约300℃下热处理1小时后具有优异的耐再结晶性。
此外，基于包括热变形后的冷轧样品的附加测试，本发明人通过实验确定了这类产品的硬度测量结果与屈服强度(Rp0.2)之间的相关性。这使得可以扩大硬度范围，并因此增强屈服强度，以便更好地代表相关性。图4示出了这种相关性。因此，基于这种相关性计算的Rp0.2也示于表2中。
本发明人认为，在工业上通过锻制将厚度减少50至100倍，可以使Rp0.2高于该实施例中减少量为4倍的实验室情况。
表3：根据标准NF EN ISO 6507-1(2006年3月)计算的样品的维氏硬度(平面LxLT，t/10)和计算的Rp0.2(MPa)
在约300℃下热处理1小时后，合金A和B的计算的Rp0.2分别下降40和43MPa，而合金C损失14MPa。
Claims (12)
1.铝合金锻制品，其具有以重量％计的以下组成：
Mg：4.0-5.5；
Li：0.4-0.7；
Mn：0.5-0.9；
Zr：0.08-0.15；
Si：≤0.2；
Fe：≤0.25；
Zn：≤0.4；
Sc：≤0.4；
Ti：≤0.15；
Er、Yb、Gd、Y、Hf和/或Nb：≤0.2；
其他元素各自≤0.05且总和≤0.15；其余为铝。
2.根据权利要求1所述的锻制品，其特征在于，其包含以重量％计4.4至5.3、优选4.8至5.2的Mg。
3.根据权利要求1或2所述的锻制品，其特征在于，其包含以重量％计0.4至0.6的Li。
4.根据权利要求1至3中任一项所述的锻制品，其特征在于，其包含以重量％计0.6至0.9的Mn。
5.根据权利要求1至4中任一项所述的锻制品，其特征在于，其包含以重量％计≤0.05、优选0.005至0.04、并且甚至更优选0.01至0.03的Ti。
6.根据权利要求1至5中任一项所述的锻制品，其厚度为0.5至30mm，优选为2至8mm。
7.根据权利要求1至6中任一项所述的锻制品，对于0.5至30mm厚度在中间厚度处具有基本上未再结晶的微观结构。
8.根据权利要求1至7中任一项所述的锻制品，具有硬度HV，使得λ<0.4，优选<0.3且更优选<0.25。
9.制造铝合金锻制品的方法，包括以下依序的步骤：
a)铸造具有以重量％计的以下组成的铝合金粗品：
Mg：4.0-5.5；
Li：0.4-0.7；
Mn：0.5-0.9；
Zr：0.08-0.15；
Si：≤0.2；
Fe：≤0.25；
Zn：≤0.4；
Sc：≤0.4；
Ti：≤0.15；
Er、Yb、Gd、Y、Hf和/或Nb：≤0.2；
其他元素各自≤0.05且总和≤0.15；其余为铝；
b)任选地，均质化；
c)在高于250℃、优选250至350℃的变形终点温度热变形所述粗品；
d)在250至350℃、优选275至325℃的温度下进行热处理或热机械处理。
10.根据权利要求9所述的方法，不包括任何引起累积塑性冷变形率大于或等于2％的冷变形步骤。
11.权利要求1至8中任一项所述的锻制品或根据权利要求9至10中任一项获得的锻制品用于制造航空器的结构元件、优选机身蒙皮的用途。
12.航空器的铝合金结构元件，其具有以重量％计的以下组成：Mg：4.0-5.5；Li：0.4-0.7；Mn：0.5-0.9；Zr：0.08-0.15；Si：≤0.2；Fe：≤0.25；Zn：≤0.4；Sc：≤0.4；Ti：≤0.15；Er、Yb、Gd、Y、Hf和/或Nb：≤0.2；其他元素各自≤0.05并且总和≤0.15；其余为铝；已在250至350℃的温度下经受热处理或热机械处理，并且对于0.5至20mm的厚度在中间厚度处具有基本上未再结晶的微观结构。
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