CN111850363A - 一种航空用高损伤容限型铝合金及制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明属于铝合金制造技术领域，涉及一种航空用高损伤容限型铝合金及制备方法，铝合金原料成分为：Si≤0.22％，Fe≤0.25％，Cu：2.0～2.6％，Mn≤0.20％，Mg：1.9～2.6％，Cr≤0.06％，Zn：5.7～6.7％，Ti：0.02～0.06％，Zr：0.08～0.15％，Ti+Zr≤0.15％，单个杂质≤0.05％，杂质合计≤0.15％，余量为Al，热轧初始阶段每道次采用压下量不大于50mm的较小的压下量，在轧制倒数第二道次之前有不少于3道次的大压下量道次，单道次压下量60～70mm，最后一道次压下量不大于35mm，解决了工业生产的厚板面临总变形量小，心部和表层变形量存在差异，对心部化合物和晶粒破碎程度不够的问题。

Description

一种航空用高损伤容限型铝合金及制备方法
技术领域
本发明属于铝合金制造技术领域，涉及一种航空用高损伤容限型铝合金及制备方法，尤其涉及一种航空用高损伤容限型Al-Zn-Mg-Cu合金及制备方法。
背景技术
随着人们出行需求的日益增加和现代化国防事业的蓬勃发展，人们对于飞行器的性能要求不断提高。飞机结构设计上趋向于大型化、轻量化和整体化，Al-Zn-Mg-Cu合金作为一种超高比强度的材料，广泛应用于飞机的结构材料。通过对预拉伸Al-Zn-Mg-Cu合金厚板数控加工的方式生产出大尺寸结构件，能够有效减少零件和接头数量，减少装配量，提高结构强度。同时也使材料选择上从单一追求材料拥有高的静强度，向高的强度、韧性、抗腐蚀、疲劳等综合性能要求发展。因此当前迫切地需要开发出具有高损伤容限的铝合金材料。
损伤容限是强度、韧性、抗腐蚀、抗疲劳裂纹扩展的综合体现，而强度和韧性是一对矛盾体，提升强度的同时，会造成韧性的损失。由于Al-Zn-Mg-Cu合金主合金元素含量高，难以避免的引起铸锭中存在宏观偏析、枝晶偏析以及共晶组织、粗大化合物分布不均，都将影响后续板材的断裂韧性、疲劳性能和抗腐蚀能力，目前工业上生产的厚板面临着总变形量小，心部和表层变形量存在差异，对心部的化合物和晶粒的破碎程度不够的问题，这些共同制约了Al-Zn-Mg-Cu合金的应用。
发明内容
有鉴于此，本发明为了解决上述工业生产的厚板面临总变形量小，心部和表层变形量存在差异，对心部化合物和晶粒破碎程度不够的问题，提供一种能够提高板材厚度方向组织和性能均匀性的航空用高损伤容限型铝合金及制备方法。
为达到上述目的，本发明提供一种航空用高损伤容限型铝合金，按照如下重量份数配制铝合金原料：Si≤0.22％，Fe≤0.25％，Cu：2.0～2.6％，Mn≤0.20％，Mg：1.9～2.6％，Cr ≤0.06％，Zn：5.7～6.7％，Ti：0.02～0.06％，Zr：0.08～0.15％，Ti+Zr≤0.15％，单个杂质≤0.05％，杂质合计≤0.15％，余量为Al。
进一步，Zn/Mg质量比值为2.5～3.4，Cu/Mg质量比值为0.85～1.1。
一种航空用高损伤容限型铝合金的制备方法，包括以下步骤：
A、将配制好的铝合金原料加入熔炼炉中均匀混合后熔炼为液态铝合金，将液态铝合金熔铸为铝合金铸锭；
B、将熔铸后的铝合金铸锭进行三级均匀化处理，第一级在400℃，保温4h，第二级在 460～465℃，保温16h，第一级到第二级升温速率＜40℃/h，第三级在478～480℃，保温36～48h，第二级到第三级升温速率＜5℃/h，保温结束后在冷却室降温；
C、将均匀化处理的铝合金铸锭锯切头尾，铣去表面凝壳层，在420～430℃保温3h后轧制到60～100mm，轧制初始阶段每道次采用压下量不大于50mm的较小的压下量，在轧制倒数第二道次之前有不少于3道次的大压下量道次，单道次压下量60～70mm，最后一道次压下量不大于35mm，保证所制备铝合金型材板型；
D、将热轧后的铝合金板材进行固溶淬火处理，固溶温度472～482℃，保温3～4h，保温结束后采用高压水喷淋的方式进行快速淬火；
E、将固溶后的铝合金板材用拉伸机进行预拉伸处理，消除板材残余应力，拉伸变形量 2～3％，固溶后停放时间不超过6h；
F、将拉伸后铝合金板材进行双级时效热处理，第一级时效温度121℃，保温4～6h，第二级时效温度163℃，保温27～32h。
进一步，步骤A中铝合金熔炼过程为熔融、搅拌、扒渣、除气除杂、过滤、铸造的半连续铸造方法。
进一步，步骤B铝合金铸锭均匀化处理前进行去应力处理和锯切。
进一步，步骤D热轧后的铝合金板材在辊底式淬火炉内进行固溶淬火处理，淬火冷却速度为40～45℃/s。
本发明的有益效果在于：
1、本发明所公开的航空用高损伤容限型铝合金中，Zn、Mg在铝合金中的溶解度随温度下降而急剧降低，并形成具有较强是时效硬化效应的η(MgZn2)和T(Al2Mg3Zn3)三元相，起到沉淀强化作用。T相的Zn/Mg值约为2.7，η相的Zn/Mg值约为5，当合金的Zn/Mg很高时，由于Zn含量超过了形成T相所需的含量，时效过程中更易形成η相，尺寸更小的η相沿晶界分布，虽使合金的强度大幅提高，但是合金断裂韧性和抗应力腐蚀性能下降。当 Zn/Mg值较低时，在时效过程中析出的强化质点较少，导致强度降低，而且由于Mg含量超过了形成T相和η相的成分含量，时效过程中Mg原子除参与形成强化相外，多于的Mg原子易聚集在基体固溶体晶界处，导致抗腐蚀性能的降低。所以Zn/Mg比值固定在2.5～3.4较为适宜。
合金中的Cu元素可以稳定轧制过程中形成的纤维组织，降低再结晶率。相比于未再结晶组织中的小角度亚晶界，细小强化相更易大量聚集在大角度再结晶晶界中，提高Cu元素比例可以提高合金的断裂韧性和抗应力腐蚀性能。但过多的Cu元素结合合金中的Fe元素形成Al7Cu2Fe相，结合Mg元素形成S(Al2CuMg)相，这些粗大相残留在基体中，降低合金的韧性。所以Cu/Mg比值固定在0.85～1.1较为适宜。
合金中添加Zr元素，在铸锭均匀化过程中可获得Al3Zr弥散相，对后续合金的性能有利。通过三级均匀化工艺，合金中形成弥散分布的Al3Zr粒子，共晶组织被消除，最大限度的溶解粗大相得到较好的均匀化组织，对后续板材的断裂韧性、疲劳性能、抗应力腐蚀能力和性能稳定性产生积极影响。
2、本发明所公开的航空用高损伤容限型铝合金的制备方法，轧制初始阶段采用小压下量，使形变由表层逐渐传到心部，表层的变形量大于心部，起到对表层的硬化作用，同时减小铸锭扁平率，有利于轧制咬入；在轧制中后部采用单道次大于60mm的大压下量工艺，利用强变形和表层及心部的软硬度差，对心部的晶粒和粗大第二相化合物产生充分的破碎细化，使心部和表层组织和性能差异减小，细小的晶粒和断续分布的第二相化合物有利于提高成品的强度、断裂韧性及抗腐蚀性能；最后一道次采用小压下量，提高板型质量；由于采用单道次大压下量轧制，可有效减少轧制道次，减少能源消耗，提高经济性和生产效率，同时剧烈变形机制在轧制过程中带来的温升，可减少轧制过程中的动态再结晶作用，减少轧制储能从而减少组织再结晶程度，有利于提高抗腐蚀性能。
本发明的其他优点、目标和特征在某种程度上将在随后的说明书中进行阐述，并且在某种程度上，基于对下文的考察研究对本领域技术人员而言将是显而易见的，或者可以从本发明的实践中得到教导。本发明的目标和其他优点可以通过下面的说明书来实现和获得。
附图说明
为了使本发明的目的、技术方案和优点更加清楚，下面将结合附图对本发明作优选的详细描述，其中：
图1为本发明实施例1所制备铝合金型材的金相组织形貌图；
图2为本发明对比例3所制备铝合金型材的金相组织形貌图；
图3为本发明对比例4所制备铝合金型材的金相组织形貌图。
具体实施方式
以下通过特定的具体实例说明本发明的实施方式，本领域技术人员可由本说明书所揭露的内容轻易地了解本发明的其他优点与功效。本发明还可以通过另外不同的具体实施方式加以实施或应用，本说明书中的各项细节也可以基于不同观点与应用，在没有背离本发明的精神下进行各种修饰或改变。
实施例1
一种航空用高损伤容限型铝合金的制备方法，包括以下步骤：
A、计算各铝合金原料用量并按配比准备铝合金原料，铝合金原料各元素质量百分数配比如下：
元素 Si Fe Cu Mn Mg Cr Zn Ti Zr 杂质 Al
含量 0.033 0.067 2.21 0.002 2.18 0.001 6.08 0.038 0.097 0.10 余量
Zn/Mg比值2.79，Cu/Mg比值1.01，将配制好的铝合金原料加入熔炼炉中熔炼，经搅拌、扒渣、除气除杂、过滤后，将铝液经结晶器半连续铸造成铝合金热轧扁锭坯料。
B、将熔铸后的铝合金铸锭去应力处理和锯切后进行三级均匀化处理，第一级在400℃，保温4h，第二级在465℃，保温16h，第一级到第二级升温速率＜40℃/h，第三级在478℃，保温42h，第二级到第三级升温速率＜5℃/h，保温结束后在冷却室降温；
C、将均匀化处理的铝合金铸锭锯切头尾，铣去表面凝壳层，在420℃保温3h后经7道次轧制到100mm厚，各个道次依次压下量为40mm、50mm、50mm、65mm、65mm、65mm、 30mm，保证所制备铝合金型材板型；
D、将热轧后的铝合金板材在辊底式淬火炉内进行固溶淬火处理，固溶温度478℃，保温 4h，保温结束后在辊底炉中采用高压水喷淋的方式进行快速淬火；
E、将固溶后的铝合金板材用拉伸机进行预拉伸处理，消除板材残余应力，拉伸变形量 2.6～2.8％，固溶后停放6h；
F、将拉伸后铝合金板材进行双级时效热处理，第一级时效温度121℃，保温4h，第二级时效温度163℃，保温27h。
实施例2
实施例2与实施例1的区别在于，步骤A中铝合金原料各元素质量百分数配比如下：
元素 Si Fe Cu Mn Mg Cr Zn Ti Zr 杂质 Al
含量 0.03 0.078 2.17 0.001 2.08 0.004 6.14 0.023 0.093 0.10 余量
Zn/Mg比值2.95，Cu/Mg比值1.04。
步骤C经过9道次轧制到60mm厚，各个道次依次压下量为40mm、40mm、50mm、65mm、65mm、65mm、30mm、30mm、20mm，保证所制备铝合金型材板型。
步骤E拉伸变形量为2.4～2.6％。
对比例1
对比例1与实施例2的区别在于，步骤A中铝合金原料各元素质量百分数配比如下：
元素 Si Fe Cu Mn Mg Cr Zn Ti Zr 杂质 Al
含量 0.023 0.048 2.18 0.003 2.43 0.002 5.65 0.024 0.095 0.10 余量
Zn/Mg比值2.33，Cu/Mg比值0.9。
步骤D将热轧后的铝合金板材在辊底式淬火炉内进行固溶淬火处理，固溶温度478℃，保温3.5h。
对比例2
对比例2与对比例1的区别在于，步骤A中铝合金原料各元素质量百分数配比如下：
元素 Si Fe Cu Mn Mg Cr Zn Ti Zr 杂质 Al
含量 0.023 0.054 2.34 0.001 2.47 0.001 5.57 0.019 0.094 0.10 余量
Zn/Mg比值2.26，Cu/Mg比值0.95。
对比例3
对比例3与实施例1的区别在于，步骤A中铝合金原料各元素质量百分数配比如下：
元素 Si Fe Cu Mn Mg Cr Zn Ti Zr 杂质 Al
含量 0.022 0.053 1.86 0.002 1.16 0.001 7.79 0.022 0.099 0.10 余量
Zn/Mg比值6.72，Cu/Mg比值1.6。
步骤D将热轧后的铝合金板材在辊底式淬火炉内进行固溶淬火处理，固溶温度477℃，保温4h。
对比例4
对比例4与对比例3的区别在于，步骤A中铝合金原料各元素质量百分数配比如下：
元素 Si Fe Cu Mn Mg Cr Zn Ti Zr 杂质 Al
含量 0.023 0.068 1.13 0.001 1.69 0.001 7.85 0.022 0.095 0.10 余量
Zn/Mg比值4.64，Cu/Mg比值0.67。
实施例1～2和对比例1～4中主合金成分如表1所示：
表1
Figure BDA0002546189230000051
Figure BDA0002546189230000061
在不增加铸造难度的前提下，保持合金中主合金元素总量大致不变，调整Zn/Mg值和 Cu/Mg值来改变合金的性能。可以看到实施例1～2和对比例1～4中主合金元素总量大致相同，实施例1和实施例2中Zn/Mg比和Cu/Mg比均在工艺要求范围内，对比例1和对比例2中Zn/Mg比较低，低于2.5，对比例3和对比例4中Zn/Mg比较高，高于3.4，实施例3中Cu/Mg 比较高，高于1.1，实施例4中Cu/Mg比较低，低于0.85。
对实施例1～2和对比例1～4中所得板材进行L向拉伸和L-T向断裂韧性测试，所得结果如下表2所示：
表2
抗拉强度/Mpa 屈服强度/Mpa 延伸率/％ 断裂韧性/MPa·m<sup>1/2</sup>
实施例1 523 459 12 37
实施例2 531 467 13 40
对比例1 496 445 16 42
对比例2 489 441 17 43
对比例3 561 532 9 30
对比例4 583 550 7 27
对比例3和对比例4相比实施例1和实施例2有更高的强度，但延伸率和断裂韧性相对较低，这是由于对比例3和对比例4中合金的Zn/Mg高，Zn、Mg在铝合金中的溶解度随温度下降而急剧降低，并形成具有较强是时效硬化效应的MgZn2和Al2Mg3Zn3三元相，合金的 Zn/Mg很高时，合金强度高，但相应的更多的析出相聚集在晶界处，当出现裂纹时，裂纹可沿晶界快速扩展，使合金的塑性、断裂韧性和抗应力腐蚀性能下降。对比例1和对比例2相比实施例1和实施例2有更好的塑性和韧性，但强度相对较低，当Zn/Mg值较低时，强化相减少，强度降低。
图1为本发明实施例1所制备铝合金型材的金相组织形貌图；图2为本发明对比例3所制备铝合金型材的金相组织形貌图；图3为本发明对比例4所制备铝合金型材的金相组织形貌图。从图中可以看到对比例4的再结晶程度最高，实施例1次之，对比例3最低，这与合金Cu/Mg比相反，对比例4的Cu/Mg比最低，实施例1次之，对比例3最高。合金中Cu比例越高，纤维组织的稳定性越高，再结晶程度越低，但相应的S相和含Fe相等粗大残留相含量越多，Cu比例越低，再结晶程度越低。合适的Cu比例将再结晶程度和粗大残留相的含量控制在一个合适的范围。所以把Zn/Mg比值固定在2.5～3.4，将Cu/Mg比值固定在0.85～1.1。
最后说明的是，以上实施例仅用以说明本发明的技术方案而非限制，尽管参照较佳实施例对本发明进行了详细说明，本领域的普通技术人员应当理解，可以对本发明的技术方案进行修改或者等同替换，而不脱离本技术方案的宗旨和范围，其均应涵盖在本发明的权利要求范围当中。

Claims (6)

1.一种航空用高损伤容限型铝合金，其特征在于，按照如下重量份数配制铝合金原料：Si≤0.22％，Fe≤0.25％，Cu：2.0～2.6％，Mn≤0.20％，Mg：1.9～2.6％，Cr≤0.06％，Zn：5.7～6.7％，Ti：0.02～0.06％，Zr：0.08～0.15％，Ti+Zr≤0.15％，单个杂质≤0.05％，杂质合计≤0.15％，余量为Al。
2.如权利要求1所述航空用高损伤容限型铝合金，其特征在于，Zn/Mg质量比值为2.5～3.4，Cu/Mg质量比值为0.85～1.1。
3.一种航空用高损伤容限型铝合金的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：
A、将配制好的铝合金原料加入熔炼炉中均匀混合后熔炼为液态铝合金，将液态铝合金熔铸为铝合金铸锭；
B、将熔铸后的铝合金铸锭进行三级均匀化处理，第一级在400℃，保温4h，第二级在460～465℃，保温16h，第一级到第二级升温速率＜40℃/h，第三级在478～480℃，保温36～48h，第二级到第三级升温速率＜5℃/h，保温结束后在冷却室降温；
C、将均匀化处理的铝合金铸锭锯切头尾，铣去表面凝壳层，在420～430℃保温3h后轧制到60～100mm，轧制初始阶段每道次采用压下量不大于50mm的较小的压下量，在轧制倒数第二道次之前有不少于3道次的大压下量道次，单道次压下量60～70mm，最后一道次压下量不大于35mm，保证所制备铝合金型材板型；
D、将热轧后的铝合金板材进行固溶淬火处理，固溶温度472～482℃，保温3～4h，保温结束后采用高压水喷淋的方式进行快速淬火；
E、将固溶后的铝合金板材用拉伸机进行预拉伸处理，消除板材残余应力，拉伸变形量2～3％，固溶后停放时间不超过6h；
F、将拉伸后铝合金板材进行双级时效热处理，第一级时效温度121℃，保温4～6h，第二级时效温度163℃，保温27～32h。
4.如权利要求3所述航空用高损伤容限型铝合金的制备方法，其特征在于，步骤A中铝合金熔炼过程为熔融、搅拌、扒渣、除气除杂、过滤、铸造的半连续铸造方法。
5.如权利要求3所述航空用高损伤容限型铝合金的制备方法，其特征在于，步骤B铝合金铸锭均匀化处理前进行去应力处理和锯切。
6.如权利要求3所述航空用高损伤容限型铝合金的制备方法，其特征在于，步骤D热轧后的铝合金板材在辊底式淬火炉内进行固溶淬火处理，淬火冷却速度为40～45℃/s。
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