RU2418877C2 - Сплавы серии 2000 с повышенными характеристиками стойкости к повреждениям для аэрокосмического применения - Google Patents

Abstract

Изобретение относится к изделию из алюминиевого сплава серии 2ххх, который может быть использован в аэрокосмической промышленности. Деформированное, стойкое к повреждениям изделие из алюминиевого сплава серии 2ххх содержит следующие компоненты: Сu 3,0-4,0 мас.%, Mg 0,4-1,1 мас.%, Мn вплоть до 0,6 мас.%, вплоть до 0,25 мас.% ингибитора рекристаллизации, вплоть до 0,25 мас.% в сумме Fe+Si, Ag 0,3-0,8 мас.%, Zn вплоть до 0,60 мас.%, вплоть до 0,1 мас.% измельчающей зерно добавки, остальное - алюминий и случайные элементы и примеси, при этом суммарное содержание Ag и Zn составляет по меньшей мере 0,3 мас.%. Упомянутые Сu и Mg присутствуют в отношении 3,6-5 частей Сu на 1 часть Mg. Получается изделие, обладающее улучшенным сочетанием прочности, вязкости разрушения и усталостной прочности. 3 н. и 22 з.п. ф-лы, 14 ил., 18 табл.

Description

Область техники, к которой относится изобретение

[0001] Настоящая заявка является частичным продолжением заявки на патент США №10/893003, полное раскрытие которой включено сюда посредством ссылки.

[0002] Данное изобретение относится к Al-Cu-Mg-Ag-му сплаву, имеющему повышенную стойкость к повреждениям и подходящему для применения в аэрокосмической и других предъявляющих высокие требования областях промышленности. Сплав обладает очень низкими уровнями содержания железа и кремния и низким отношением содержания меди к содержанию магния.

Предпосылки создания изобретения

[0003] При применении в коммерческих реактивных самолетах (воздушных судах) ключевым конструкционным требованием к деталям нижней поверхности крыла и фюзеляжа является высокий уровень стойкости к повреждениям, определяемой по измерениям роста усталостной трещины (РУТ) и вязкости разрушения. Материалы современного поколения берут из семейства Al-Cu-х сплавов серии 2xxx, обычно - типа 2X24. Эти сплавы обычно используются в состоянии T3X и по своей природе обладают умеренной прочностью, высокой вязкостью разрушения и хорошим сопротивлением РУТ. Как правило, при искусственном старении сплавов 2X24 до состояния T8, при котором прочность повышается, происходит ухудшение вязкости и/или характеристик РУТ.

[0004] Стойкость к повреждениям представляет собой сочетание вязкости разрушения и сопротивления РУТ. С повышением прочности происходит одновременное понижение вязкости разрушения, и поэтому поддержание сочетания высокой вязкости с повышенной прочностью является желательным свойством любых новых изделий из сплавов. Характеристики РУТ часто измеряют с использованием двух общих видов нагружения: 1) с постоянной амплитудой (ПА) и 2) при спектральной или переменной нагрузке. Последняя предназначена для лучшего отображения той нагрузки, которая ожидается при эксплуатации. Подробности по РУТ-испытаниям с моделированием нагрузки в условиях полета описаны в работе Дж. Шайва «Значение испытаний на усталость при моделировании условий полета», Отчет Делфтского университета (LR-466), июнь 1985 г. [J. Schijve, “The significance of flight-simulation fatigue tests”, Delft University Report (LR-466), June 1985]. РУТ-испытания с постоянной амплитудой проводят с использованием диапазона напряжений, определяемого коэффициентом асимметрии цикла R, т.е. отношением минимального напряжения к максимальному. Скорость роста трещин измеряют как функцию коэффициента интенсивности напряжений (ΔK). При переменной нагрузке рост трещин измеряют снова, но на этот раз сообщают о количестве «полетов». При этом нагрузка является такой, что она имитирует типичные нагрузки при взлете, полете и посадке во время каждого полета, и ее повторяют, моделируя типичные эксплуатационные нагрузки, наблюдаемые для данной детали конструкции самолета. РУТ-испытания при переменной нагрузке являются более репрезентативной характеристикой эксплуатационных качеств сплавов, поскольку они имитируют реальную работу самолета. Существует ряд общих типовых видов спектра переменной нагрузки, а также спектры переменной нагрузки, специфичные для самолета, которые зависят от основных принципов проектирования самолета, а также размера самолета. Предполагается, что самолеты меньших размеров с одним проходом между креслами будут иметь большее количество взлетно-посадочных циклов, чем большие широкофюзеляжные самолеты, которые совершают меньшее количество, но более длительных полетов.

[0005] При переменной нагрузке повышение предела текучести часто будет снижать степень вызванного пластичностью закрытия трещины (что замедляет распространение трещины) и обычно будет приводить к сокращению срока службы. Примером этому послужили эксплуатационные качества недавно разработанного сплава с высокой стойкостью к повреждениям (от англ. High Damage Tolerant, HDT) (обозначенного здесь как 2X24HDT), который проявляет отличные характеристики долговечности при переменной нагрузке в состоянии T351 с более низким пределом текучести в сравнении с состоянием T39 с более высокой прочностью. В идеале конструкторы самолетов хотели бы иметь сплавы, которые обладают повышенными статическими свойствами (прочность на растяжение) с тем же самым или более высоким уровнем стойкости к повреждениям, какой наблюдается в изделиях из сплава 2Х24 в состоянии Т3 (2X24-T3).

[0006] В патенте США №5652063 раскрывается состав алюминиевого сплава Al-Cu-Mg-Ag, в котором отношение Cu-Mg находится в диапазоне примерно 5-9, а содержания кремния и железа составляют вплоть до примерно 0,1 мас.% каждого. Состав согласно этому патенту обеспечивает адекватную прочность, но неприемлемые вязкость разрушения и сопротивление росту усталостной трещины.

[0007] В патенте США № 5376192 также раскрывается алюминиевый сплав Al-Cu-Mg-Ag, имеющий отношение Cu-Mg в диапазоне примерно 2,3-25 и более высокие уровни содержания Fe и Si, порядка примерно до 0,3 и 0,25 мас.% соответственно.

[0008] При этом сохраняется потребность в составах сплавов, имеющих адекватную прочность в сочетании с повышенной стойкостью к повреждениям, включая вязкость разрушения и повышенное сопротивление росту усталостной трещины, особенно при переменной нагрузке.

Сущность изобретения

[0009] Настоящее изобретение удовлетворяет вышеупомянутую потребность, предлагая новый сплав, проявляющий превосходную прочность с той же или лучшей вязкостью и повышенным сопротивлением РУТ, особенно при переменной нагрузке, по сравнению с известными из уровня техники составами и зарегистрированными сплавами, такими как 2524-T3 для листа (фюзеляжа) и 2024-T351/2X24HDT-T351/2324-T39 для листа или плиты (нижней поверхности крыла). Использованный в настоящем документе термин «повышенная стойкость к повреждениям» относится к именно этим улучшенным свойствам.

[0010] Следовательно, в настоящем изобретении предлагается сплав на основе алюминия с повышенной стойкостью к повреждениям, состоящий по существу из примерно 3,0-4,0 мас.% меди; примерно 0,4-1,1 мас.% магния; вплоть до примерно 0,8 мас.% серебра; вплоть до примерно 1,0 мас.% Zn; вплоть до примерно 0,25 мас.% Zr; вплоть до примерно 0,9 мас.% Mn; вплоть до примерно 0,5 мас.% Fe; и вплоть до примерно 0,5 мас.% Si; остальное - по существу алюминий, случайные примеси и элементы, при этом упомянутые медь и магний присутствуют в отношении примерно 3,6-5 частей меди на примерно 1 часть магния. Предпочтительно сплав на основе алюминия является по существу безванадиевым. Отношение Cu:Mg поддерживают на уровне примерно 3,6-5 частей меди на 1 часть магния, более предпочтительно - 4,0-4,5 части меди на 1 часть магния. Не желая быть связанными какой-либо теорией, авторы полагают, что данное отношение придает желаемые свойства изделиям, изготовленным из сплава, имеющего состав согласно настоящему изобретению.

[0011] В дополнительном аспекте изобретения предлагается деформированное или литое изделие, изготовленное из сплава на основе алюминия, состоящего по существу из примерно 3,0-4,0 мас.% меди; примерно 0,4-1,1 мас.% магния; вплоть до примерно 0,8 мас.% серебра; вплоть до примерно 1,0 мас.% Zn; вплоть до примерно 0,25 мас.% Zr; вплоть до примерно 0,9 мас.% Mn; вплоть до примерно 0,5 мас.% Fe; и вплоть до примерно 0,5 мас.% Si; остальное - по существу алюминий, случайные примеси и элементы, при этом упомянутые медь и магний присутствуют в отношении примерно 3,6-5 частей меди на примерно 1 часть магния. Предпочтительно медь и магний присутствуют в отношении примерно 4-4,5 части меди на примерно 1 часть магния. Также предпочтительно, чтобы деформированное или литое изделие, изготовленное из сплава на основе алюминия, было по существу безванадиевым.

[0012] В дополнительном аспекте изобретения предлагается экструдированное или кованое изделие в виде листа или плиты из алюминиевого сплава аэрокосмического назначения с ценным сочетанием прочности, вязкости и коррозионной стойкости, состоящего по существу из от примерно 3,0 до примерно 4,0 мас.% меди, от примерно 0,4 до примерно 1,1 мас.% магния, от 0,20 до 0,40 мас.% марганца, вплоть до примерно 0,5 мас.% железа, вплоть до примерно 0,5 мас.% кремния, вплоть до примерно 0,8 мас.% серебра, вплоть до 0,40 мас.% цинка и вплоть до 0,1 мас.% измельчающей зерно добавки, остальное - алюминий и случайные элементы и примеси. Согласно этому аспекту суммарный массовый процент Ag и Zn составляет по меньшей мере 0,3 мас.%, а упомянутые Cu и Mg присутствуют в отношении примерно 3,6-5 частей Cu на примерно 1 часть Mg. Изделие из такого сплава особенно пригодно для применения в элементах крыла, включая панели и стрингеры, и в элементах фюзеляжа, таких как обшивка, стрингеры и каркас фюзеляжа. Изделие может также применяться в толстых конструкциях, таких как ребра и лонжероны.

[0013] Согласно дополнительному аспекту изделия из сплавов по изобретению обладают по меньшей мере одним из ценных и неожиданных механических свойств, включающих в себя: вязкость (УЭРТ) в ориентации T-L (измеренную с помощью испытания на разрыв образца с надрезом с использованием ASTM B871 (стандарт Американского общества по испытанию материалов)), которая на, по меньшей мере, примерно 60% выше, чем у испытанного аналогичным образом AA 2524HDT-T3 или T8; средняя усталостная долговечность соединений при испытании на перераспределение высокой нагрузки на примерно 60% больше, чем у 2X24HDT, в единицах средней усталостной долговечности (в циклах); а также характер коррозии, который изменяется с межзеренной (в 2X24HDT) на питтинговую (точечную) согласно измерениям по ASTM G110. В дополнительном аспекте изобретения изделия из сплавов обладают одним или более механическими свойствами или комбинациями механических свойств, включая: вязкость, измеренную с помощью испытания на разрыв образца с надрезом с использованием ASTM B871, которая на, по меньшей мере, примерно 40% выше, чем у AA2524, испытанного аналогичным образом и имеющего примерно такие же самые ППР (предел прочности при растяжении) и ПТР (предел текучести при растяжении); вязкость, измеренную с помощью испытания на разрыв образца с надрезом с использованием ASTM B871, которая на, по меньшей мере, примерно 20% выше, чем у испытанного аналогичным образом AA2524, а также, по меньшей мере, примерно 10%-ное повышение ППР и ПТР относительно AA2524; средняя усталостная долговечность соединений при испытании на перераспределение высокой нагрузки на, по меньшей мере, примерно 60% больше, чем у 2X24HDT, в единицах средней усталостной долговечности (в циклах); и изменение типа свойств коррозии с межзеренной на питтинговую согласно измерениям по ASTM G110.

[0014] Поэтому целью настоящего изобретения является обеспечение состава алюминиевого сплава, имеющего улучшенные сочетания прочности, вязкости разрушения и усталостной прочности.

[0015] Дополнительной целью настоящего изобретения является обеспечение деформированных или литых изделий из алюминиевого сплава, имеющих улучшенные сочетания прочности, вязкости разрушения и усталостной прочности.

[0016] Целью настоящего изобретения является обеспечение состава алюминиевого сплава, имеющего улучшенные сочетания прочности, вязкости разрушения и усталостной прочности, причем сплав имеет также низкое отношение Cu:Mg.

[0017] Эти и другие цели настоящего изобретения станут более понятными из следующих фигур, подробного описания и прилагаемой формулы изобретения.

Краткое описание чертежей

[0018] Изобретение далее иллюстрировано следующими чертежами.

[0019] Фиг.1 представляет собой график, показывающий данные РУТ-испытаний с постоянной амплитудой для 2524-T3 и образца листа A-T8. Испытания были проведены в T-L-ориентации с коэффициентом R, равным 0,1.

[0020] Фиг.2 представляет собой график, показывающий данные РУТ-испытаний с постоянной амплитудой для 2524-T3 и образца листа A-T8. Испытания были проведены в T-L-ориентации с коэффициентом R, равным 0,1.

[0021] Фиг.3 представляет собой график, показывающий данные РУТ-испытаний с постоянной амплитудой для 2X24HDT-T39, 2X24HDT-T89 и образца листа A. Испытания были проведены в T-L-ориентации с коэффициентом R, равным 0,1.

[0022] Фиг.4 представляет собой график, показывающий сравнительные данные полученных при переменной нагрузке характеристик долговечности в зависимости от предела текучести (по сплаву/состоянию) для плит образца A и образца B, а также 2X24HDT.

[0023] Фиг.5 представляет собой график, показывающий сравнительные данные вязкости разрушения в зависимости от предела текучести (по сплаву/состоянию) для плит образца A и образца B, а также 2X24HDT.

[0024] Фиг.6 представляет собой график, показывающий влияние содержания цинка и серебра на механические свойства при растяжении (предел текучести при растяжении, предел прочности при растяжении и относительное удлинение) в L-ориентации.

[0025] Фиг.7 представляет собой график, показывающий влияние содержания цинка и серебра на удельную энергию распространения трещины.

[0026] Фиг.8 представляет собой график, показывающий влияние содержания цинка и серебра на глубину коррозионного воздействия/режим воздействия, измеренные по ASTM G110.

[0027] Фиг.9 представляет собой график, характеризующий предел текучести при растяжении (ПТР) в зависимости от содержания серебра и цинка.

[0028] Фиг.10 представляет собой график, характеризующий предел прочности при растяжении (ППР) в зависимости от содержания серебра и цинка.

[0029] Фиг.11 представляет собой график, характеризующий вязкость (УЭРТ) в зависимости от содержания серебра и цинка.

[0030] Фиг.12 представляет собой график, отображающий влияние серебра на соотношение прочность-вязкость.

[0031] Фиг.13 представляет собой график, характеризующий тип коррозионного воздействия в зависимости от содержания серебра и цинка.

[0032] Фиг.14 представляет собой график, характеризующий влияние холодной деформационной обработки (растяжения) и старения на механические свойства сплавов по настоящему изобретению при растяжении.

Подробное описание предпочтительных вариантов воплощения

[0033] Определения: для описания составов сплавов, которые следуют далее, все ссылки на процентные содержания даны в массовых процентах (мас.%), если иное не указано особо. При ссылке на минимальное значение (например, для прочности или вязкости) или на максимальное значение (например, для скорости роста усталостной трещины) они относятся к уровню, по которому могут быть составлены спецификации для материалов, или к уровню, который можно гарантировать в материале, или к уровню, на который конструктор корпуса воздушного судна (с соблюдением коэффициента запаса прочности) может полагаться при проектировании. В некоторых случаях он может иметь статистическую основу, например 99% продукции соответствуют или, как предполагается, будут соответствовать 95%-ному доверительному интервалу при использовании стандартных статистических методов.

[0034] При ссылке на диапазон числовых значений в данном документе подразумевается, что такие диапазоны включают все до единого целые и/или дробные числа между указанными минимальным и максимальным значениями диапазона. Например, диапазон в примерно 3,0-4,0 мас.% меди явно включает в себя все промежуточные значения в примерно 3,1; 3,12; 3,2; 3,24; 3,5, полностью до конца и включая 3,61; 3,62; 3,63 и 4,0 мас.% Cu. То же самое относится ко всем другим нижеизложенным диапазонам элементов, таким как отношение Cu:Mg, составляющее между примерно 3,6 и 5.

[0035] В настоящем изобретении предлагается сплав на основе алюминия с повышенной стойкостью к повреждениям, состоящий по существу из примерно 3,0-4,0 мас.% меди; примерно 0,4-1,1 мас.% марганца; вплоть до примерно 0,8 мас.% серебра; вплоть до примерно 1,0 мас.% Zn; вплоть до примерно 0,25 мас.% Zr; вплоть до примерно 0,9 мас.% Mn; вплоть до примерно 0,5 мас.% Fe; и вплоть до примерно 0,5 мас.% Si; остальное - по существу алюминий, случайные примеси и элементы, при этом упомянутые медь и магний присутствуют в отношении примерно 3,6-5 частей меди на примерно 1 часть магния. Предпочтительно, чтобы медь и магний присутствовали в отношении примерно 4-4,5 части меди на примерно 1 часть магния.

[0036] Использованный в настоящем документе термин «по существу без» означает, что нет сколько-нибудь существенного количества этого компонента, целенаправленно введенного в состав для придания данному сплаву определенного свойства, при этом следует понимать, что ничтожные количества случайных элементов и/или примесей иногда могут попадать в желаемое конечное изделие. Например, по существу безванадиевый сплав должен содержать менее примерно 0,1% V или более предпочтительно менее примерно 0,05% V из-за загрязнения вследствие случайных добавок или в результате контакта с каким-либо обрабатывающим и/или захватывающим оборудованием. Во многих из предпочтительных вариантов воплощения данного изобретения сплавы являются по существу безванадиевыми, хотя для других из них нет необходимости в таком ограничении.

[0037] Сплав на основе алюминия по настоящему изобретению необязательно дополнительно содержит измельчающую зерно добавку. Такой измельчающей зерно добавкой может быть титан, соединение титана или керамическое соединение. Измельчающая зерно добавка, при ее наличии, обычно присутствует в количестве, находящемся в диапазоне вплоть до примерно 0,1 мас.%, более предпочтительно - примерно 0,01-0,05 мас.%. Что касается титана, то все массовые процентные содержания титановой измельчающей зерно добавки, используемой в настоящем изобретении, относятся к количеству титана или к количеству содержащего титан соединения в случае соединений титана, как должно быть понятно специалисту в данной области техники. Титан используют во время осуществления операции непрерывного литья в кристаллизатор («бесслиткового» литья) для модификации и регулирования размера и формы зерна в литом состоянии, и он может быть добавлен непосредственно в печь или в виде стержня для измельчения зерна. В случае введения стержней для измельчения зерна можно использовать соединения титана, включая, но не ограничиваясь этим, TiB₂ или TiC или другие соединения титана, известные в данной области техники. Добавляемое количество должно быть ограничено, поскольку избыточные добавки титана могут привести к появлению частиц нерастворимой второй фазы, которых необходимо избежать.

[0038] Более предпочтительные количества различных элементов, входящих в состав вышеупомянутого сплава, включают в себя следующие: магний присутствует в количестве, находящемся в диапазоне примерно 0,6-1,1 мас.%; серебро присутствует в количестве, находящемся в диапазоне примерно 0,2-0,7 мас.%; а цинк присутствует в количестве, находящемся в диапазоне вплоть до примерно 0,6 мас.%. Альтернативно, цинк может быть частично заменен серебром, при этом суммарное количество цинка и серебра составляет вплоть до примерно 0,8-0,9 мас.%.

[0039] В сплав могут быть введены добавки-дисперсоиды или добавки-ингибиторы рекристаллизации для регулирования развития зеренной структуры во время осуществления операций горячей деформационной обработки, таких как горячая прокатка, экструзия (выдавливание) или ковка. Одной из добавок-дисперсоидов может быть цирконий, который образует частицы Al₃Zr, которые ингибируют рекристаллизацию. Вместо циркония или в дополнение к цирконию можно также добавлять марганец, так что обеспечивается сочетание двух дисперсоидообразующих элементов, которые позволяют улучшить регулирование зеренной структуры в готовом изделии. Марганец, как известно, повышает содержание второй фазы в готовом изделии, что может оказывать вредное влияние на вязкость разрушения; следовательно, уровень выполняемых добавок будет регулироваться для оптимизации свойств сплава.

[0040] Предпочтительно цирконий будет присутствовать в количестве, находящемся в диапазоне вплоть до примерно 0,18 мас.%; марганец более предпочтительно будет присутствовать в количестве, находящемся в диапазоне вплоть до примерно 0,6 мас.%, а наиболее предпочтительно - примерно 0,3-0,6 мас.%. Также предпочтительно, когда марганец будет присутствовать в количестве от примерно 0,20 до 0,40 мас.%. Вид готового изделия будет влиять на предпочтительный диапазон выбранных добавок-дисперсоидов.

[0041] Вместо или вдобавок к цирконию или марганцу могут быть также использованы другие добавки-дисперсоиды или ингибиторы рекристаллизации, включая Cr, Sc, Hf и Er. Например, сплав на основе алюминия по настоящему изобретению может дополнительно содержать скандий, который может добавляться в качестве дисперсоида или измельчающего зерно элемента для регулирования размера зерна и зеренной структуры. Скандий, при его присутствии, будет добавляться в количестве, находящемся в диапазоне вплоть до примерно 0,25 мас.%, более предпочтительно - вплоть до примерно 0,18 мас.%.

[0042] Другие элементы, которые можно добавлять во время операций литья, включают в себя бериллий и кальций, но не ограничены ими. Эти элементы используют для регулирования или ограничения окисления расплавленного алюминия. Эти элементы рассматриваются в качестве следовых элементов при добавках, обычно меньших чем примерно 0,01 мас.%, а предпочтительными являются добавки менее примерно 100 м.д. (миллионных долей).

[0043] Сплавы по настоящему изобретению характеризуются предпочтительными диапазонами содержания других элементов, которые обычно рассматриваются в качестве примесей и поддерживаются в определенных рамках. Наиболее распространенными из этих примесных элементов являются железо и кремний, и там, где требуются высокие уровни стойкости к повреждениям (как в изделиях аэрокосмического назначения), уровни содержания Fe и Si предпочтительно поддерживают относительно низкими для ограничения образования составляющих фаз Al₇Cu₂Fe и Mg₂Si, которые являются вредными для вязкости разрушения и сопротивления росту усталостной трещины. Эти фазы обладают низкой твердофазной растворимостью в Al-м сплаве и, образовавшись, не могут быть устранены путем термических обработок. Добавки Fe и Si поддерживают на уровне менее примерно 0,5 мас.% каждого. Предпочтительно их суммарный максимальный уровень поддерживают ниже примерно 0,25 мас.%, при более предпочтительном суммарном максимальном содержании ниже примерно 0,2 мас.% для изделий аэрокосмического назначения. Другие случайные элементы/примеси могут включать, например, натрий, хром или никель.

[0044] В дополнительном аспекте изобретения предлагается деформированное или литое изделие, изготовленное из сплава на основе алюминия, состоящего по существу из примерно 3,0-4,0 мас.% меди; примерно 0,4-1,1 мас.% магния; вплоть до примерно 0,8 мас.% серебра; вплоть до примерно 1,0 мас.% Zn; вплоть до примерно 0,25 мас.% Zr; примерно до 0,9 мас.% Mn; вплоть до примерно 0,5 мас.% Fe; и вплоть до примерно 0,5 мас.% Si; остальное - по существу алюминий, случайные примеси и элементы, при этом упомянутые медь и магний присутствуют в отношении примерно 3,6-5 частей меди на примерно 1 часть магния. Предпочтительно медь и магний присутствуют в отношении примерно 4-4,5 части меди на примерно 1 часть магния. Также предпочтительно, чтобы это деформированное или литое изделие, изготовленное из сплава на основе алюминия, было по существу безванадиевым. Дополнительными предпочтительными вариантами реализации являются те, которые описаны выше для состава сплава.

[0045] Использованный в настоящем документе термин «деформированное изделие» относится к любому деформированному изделию в том смысле, который подразумевается под этим термином в данной области техники, включая, но не ограничиваясь этим, катаные изделия, такие как поковки, полученные выдавливанием или прессованием профили, включая стержни и прутки, и т.п. Предпочтительной категорией деформированных изделий являются аэрокосмические деформированные изделия, такие как листы или плиты, используемые для изготовления фюзеляжа или крыла самолета, или другие деформированные формы, пригодные для использования в аэрокосмической промышленности в том смысле, который понимается под этим термином специалистом в данной области техники. Предпочтительно аэрокосмические деформированные изделия включают элементы фюзеляжа, включая обшивку, панели и стрингеры, или элементы крыла, включая обшивку нижней поверхности крыла, стрингеры и панели, и толстые конструктивные элементы, такие как лонжероны и ребра. Альтернативно, сплав по настоящему изобретению можно использовать в любом из вышеупомянутых деформированных видов в других изделиях, таких как изделия, предназначенные для других отраслей промышленности, включая автомобильную и другие отрасли транспорта, отдых/развлечения/спорт и других назначений. В дополнение к этому, изобретенный сплав может быть также использован в качестве литейного сплава в том смысле, который подразумевается под этим термином в данной области техники, где производят изделия определенной формы.

[0046] В дополнительном аспекте настоящего изобретения предлагается композиционное изделие с матрицей или с металлической матрицей, выполненной из сплава с описанным выше составом.

[0047] В соответствии с изобретением предпочтительный сплав превращают в полученный из слитка продукт, пригодный для горячей деформационной обработки или прокатки. Например, большие слитки вышеупомянутого состава могут быть отлиты полунепрерывным способом, а затем подвергнуты удалению поверхностного слоя или механической обработке для удаления поверхностных дефектов, насколько это необходимо или требуется для обеспечения хорошей прокатной поверхности. Слиток можно затем подвергнуть предварительному нагреву для гомогенизации и превращения его внутренней структуры в твердый раствор. Подходящая обработка предварительным нагревом состоит в нагреве слитка до примерно 900-980°F. Является предпочтительным, чтобы гомогенизация проводилась при совокупном времени выдержки порядка примерно от 12 до 24 часов.

[0048] Слиток затем подвергают горячей прокатке для получения изделия с желаемыми размерами. Горячую прокатку следует начинать, когда слиток находится при температуре, которая существенно выше примерно 850°F, например около 900-950°F. Для некоторых изделий является предпочтительным проводить такую прокатку без подогрева, т.е. используя мощность прокатного стана для поддержания температуры прокатки выше желаемого минимума. Горячую прокатку затем продолжают обычно в реверсивном горячем прокатном стане до достижения желаемой толщины конечного продукта-плиты.

[0049] В соответствии с данным изобретением желательная толщина горячекатаной плиты для применения в обшивке нижней поверхности крыла составляет, как правило, примерно от 0,35 до 2,2 дюйма или около этого, а предпочтительно - в пределах примерно от 0,9 до 2 дюймов. Согласно нормативам Алюминиевой ассоциации листовые изделия имеют толщину менее 0,25 дюйма; изделия с толщиной свыше 0,25 дюйма называют плитами.

[0050] В дополнение к предпочтительным вариантам реализации данного изобретения, касающимся обшивки нижней поверхности крыла и стенок лонжерона, другие применения данного сплава могут включать в себя полученные экструзией стрингеры. При проведении экструзии сплав по настоящему изобретению сначала нагревают до примерно 650-800°F, предпочтительно - примерно 675-775°F, и осуществляют уменьшение площади поперечного сечения при относительном сужении (или степени вытяжки), по меньшей мере, примерно 10:1.

[0051] Горячекатаную плиту или другие виды деформированных изделий по настоящему изобретению предпочтительно подвергают термической обработке на твердый раствор (SHT) при одной или более температурах примерно от 900°F до 980°F с целью перевода значительных частей, а предпочтительно - всех или по существу всех, растворимых магния и меди в раствор, но опять следует понимать, что при не всегда совершенных физических процессах, вероятно, не все последние остатки этих основных легирующих компонентов могут быть полностью растворены во время стадии(й) SHT (или растворения). После нагрева до описанных выше повышенных температур продукт-плиту по настоящему изобретению следует быстро охладить или закалить для завершения термической обработки на твердый раствор. Такое охлаждение обычно выполняют путем погружения в бак подходящего размера с водой или путем использования водоразбрызгивателей, хотя в качестве дополнительного или заменяющего средства охлаждения можно использовать воздушную закалку.

[0052] После закалки данное изделие может быть подвергнуто холодной деформационной обработке и/или растяжению для развития достаточной прочности, снятия внутренних напряжений и выпрямления изделия. Степень деформации в холодном состоянии (например, холодной прокатки, холодного сжатия) может составлять вплоть до примерно 11%, при предпочтительном диапазоне - примерно от 8 до 10%. Последующее растягивание такого подвергнутого холодной деформационной обработке изделия будет достигать максимум примерно 2%. В отсутствие холодной прокатки изделие можно растягивать максимум на примерно 8% при предпочтительном уровне растяжения в диапазоне от 1 до 3%.

[0053] После быстрой закалки и холодной деформационной обработки, если она желательна, изделие подвергают искусственному старению путем нагревания до соответствующей температуры для повышения прочности и других свойств. При одной предпочтительной термической обработке старением изделие в виде плиты из дисперсионно-твердеющего сплава подвергают одной стадии, фазе или операции старения. Общеизвестно, что линейное изменение температуры вверх до и/или вниз от заданной или целевой температуры обработки само по себе может вызвать эффекты выделения вторичных фаз (старения), которые могут, а зачастую и должны быть приняты во внимание при интеграции таких условий линейного изменения температуры и вызываемым ими эффектов дисперсионного твердения в общий процесс обработки старением. Такая интеграция очень подробно описана в патенте США №3645804, выданном Пончелу (Ponchel). При линейном изменении температуры и его соответствующей интеграции две или три фазы термической обработки изделия согласно практике старения могут быть для удобства осуществлены в одной единственной программируемой печи; однако каждая стадия (этап или фаза) будет более полно описана как отдельная операция. При обработке искусственным старением можно использовать одну единственную основную стадию старения, такую как нагрев до 375°F, при обработке старением в предпочтительном диапазоне от 290 до 330°F. Продолжительность старения может доходить вплоть до 48 часов, при предпочтительном диапазоне примерно от 16 до 36 часов в зависимости от температуры искусственного старения.

[0054] Система обозначения состояний была разработана Алюминиевой ассоциацией и имеет общее употребление для описания основной последовательности этапов, используемых для получения различных состояний. В этой системе состояние T3 описывается как состояние после термической обработки на твердый раствор, холодной деформационной обработки и естественного старения до достижения по существу стабильного состояния, при этом было признано влияние используемой холодной деформационной обработки на пределы механических свойств. Обозначение T6 охватывает изделия, подвергнутые термической обработке на твердый раствор и искусственному старению, но с небольшой холодной деформационной обработкой или без нее, так что эта холодная деформационная обработка считается не влияющей на пределы механических свойств. Состояние T8 обозначает изделия, подвергнутые термической обработке на твердый раствор, холодной деформационной обработке и искусственному старению, но при этом холодная деформационная обработка признается влияющей на пределы механических свойств.

[0055] Предпочтительно изделие находится в состоянии типа T6 или T8, включая любое из серий T6 или T8. Другие подходящие состояния включают в себя, но не ограничены ими, T3, T39, T351 и другие состояния в серии T3X. Также допускается, чтобы изделие поставлялось в состоянии T3X и подвергалось деформации или процессу формовки с получением элемента конструкции уже изготовителем самолета. После такой операции изделие может быть использовано в состоянии T3X или состарено до состояния T8X.

[0056] Формовка со старением может обеспечивать более низкие производственные затраты, допуская создание более сложных форм крыла. Во время формовки со старением детали зажимают в штампе при повышенной температуре, обычно между примерно 250°F и примерно 400°F, в течение от нескольких до десятков часов и получают желаемые контуры в результате релаксации напряжений. Если необходимо использовать более высокую температуру обработки искусственным старением, например обработку выше 280°F, то металлу в ходе обработки искусственным старением можно придать желаемую форму или деформировать его до желаемой формы. Вообще говоря, большинство предусматриваемых видов деформации являются относительно простыми, такими как очень плавное искривление по ширине и/или длине элемента-плиты.

[0057] Обычно материал плиты нагревают до примерно 300°F-400°F, например около 310°F, помещают на выпуклую форму и нагружают при помощи зажимов или приложения нагрузки на противоположных краях плиты. Плита более или менее принимает контур формы за относительно короткий период времени, но при охлаждении немного пружинит назад при удалении силы или нагрузки. Кривизну контура формы слегка увеличивают относительно желаемой формовки плиты для того, чтобы компенсировать это упругое последействие. Если желательно, этап обработки искусственным старением при низкой температуре вблизи 250°F может предшествовать и/или следовать за формовкой со старением. Альтернативно, формовка со старением может быть осуществлена при такой температуре, как примерно 250°F, до или после старения при более высокой температуре, такой как примерно 330°F. Специалист в данной области техники способен определить соответствующий порядок и температуры каждого этапа исходя из желаемых свойств и характера конечного изделия.

[0058] Элемент-плита может быть подвергнут механической обработке после любого этапа, например, путем придания плите конусности таким образом, чтобы часть плиты, предназначенная находиться ближе к фюзеляжу, была толще, а часть плиты, наиболее близкая к законцовке крыла, была тоньше. При желании может быть также осуществлена дополнительная механическая обработка или другие операции по приданию формы до или после обработки формовкой со старением.

[0059] Согласно уровню техники материал облицовки нижней поверхности крыла для последних нескольких поколений современных коммерческих (гражданских) реактивных воздушных судов обычно выбирали из семейства сплавов 2X24 в естественно состаренном состоянии, таком как T351 или T39, причем термическое воздействие во время формовки со старением было минимизировано для того, чтобы сохранить желательные характеристики материала в естественно состаренных состояниях. В отличие от этого, сплавы по настоящему изобретению используют предпочтительно в искусственно состаренных состояниях, таких как состояния T6 и T8, и при этом обработка искусственным старением может быть осуществлена одновременно во время формовки со старением, не вызывая какого-либо ухудшения их желаемых свойств. Способность сплава по изобретению приобретать желаемые контуры в ходе формовки со старением является либо такой же, либо даже лучшей, чем у используемых в настоящее время сплавов 2X24.

ПРИМЕР

[0060] При получении изобретенных составов сплавов для иллюстрации улучшения механических свойств методом непрерывного литья в кристаллизатор (т.н. «бесслиткового» литья, от англ. «Direct Chill», D.C.) были отлиты слитки с поперечным сечением 6×16 дюймов в качестве образцов A-D, составы которых указаны в Таблицах 1 и 2. После отливки со слитков снимали поверхностный слой до примерно 5,5-дюймовой толщины в целях их подготовки к гомогенизации и горячей прокатке. Слитки гомогенизировали партиями, используя многостадийный процесс с последней стадией выдержки (томления) при температуре примерно от 955 до 965°F в течение 24 часов. Слитки подвергали начальной горячей прокатке до промежуточной толщины сляба, а затем подогревали до примерно 940°F для завершения операции горячей прокатки, при этом подогрев использовали, когда температуры горячей прокатки падали ниже примерно 700°F. Образцы были подвергнуты горячей прокатке до примерно 0,75 дюйма в случае плиты и примерно 0,18 дюймов - в случае листа. После горячей прокатки листовые образцы были подвергнуты холодной прокатке на примерно 30% до окончательной толщины примерно 0,125 дюйма.

[0061] Образцы изготовленных плит и листов затем были подвергнуты термообработке при температурах в диапазоне примерно от 955 до 965°F с использованием времен выдержки вплоть до 60 минут, а затем закалены в холодной воде. Образцы плит растягивали в течение одного часа от момента закалки до достижения номинального уровня примерно 2,2%. Образцы листов также растягивали в течение одного часа после закалки при номинальном уровне примерно 1%. Образцам плит и листов после растягивания давали возможность естественно состариться в течение примерно 72 часов перед осуществлением искусственного старения. Образцы были подвергнуты искусственному старению в течение от 24 до 32 часов при примерно 310°F. Образцы плит и листов затем были охарактеризованы по механическим свойствам, включая прочность на растяжение, вязкость разрушения и сопротивление росту усталостной трещины.

[0062] В Таблицах 1 и 2 показаны изделия в виде листов и плит, изготовленные из составов по настоящему изобретению, в сравнении с составами известного уровня техники.

Таблица 1
Химический анализ для материала плиты
Al-Cu-Mg-Ag (плита)	Состав
Сплав	Cu	Mg	Ag	Zn	Mn	V	Zr	Si	Fe
	мас.%	мас.%	мас.%	мас.%	мас.%	мас.%	мас.%	мас.%	мас.%
Образец F (по Кэрэбину)	5	0,8	0,55	0	0,6	0	0,13	0,06	0,07
Образец E (по Кэссэда)	4,5	0,7	0,5	<0,05	0,3	<0,05	0,11	0,04	0,06
Образец D	4,9	0,8	0,48	<0,05	0,3	<0,05	0,11	0,02	0,01
Образец C	4,7	1,0	0,51	<0,05	0,3	<0,05	0,11	0,06	0,03
Образец B	3,6	0,8	0,48	<0,05	0,3	<0,05	0,09	0,03	0,02
Образец A	3,6	0,9	0,48	<0,05	0,3	<0,05	0,12	0,02	0,03
2×24HDT (промышленный сплав)	3,8-4,3	1,2-1,63	<0,05	<0,05	0,45-0,7	<0,05	<0,05
2324 (промышленный сплав)	3,8-4,4	1,2-1,8	<0,05	<0,05	0,30-0,9	<0,05	<0,05

Таблица 2
Химический анализ для листового материала
Al-Cu-Mg-Ag (лист)	Состав
Сплав	Cu	Mg	Ag	Zn	Mn	V	Zr	Fe	Si
	мас.%	мас.%	мас.%	мас.%	мас.%	мас.%	мас.%	мас.%	мас.%
Образец F (по Кэрэбину)	5	0,8	0,55	0	0,6	0	0,13	0,07	0,06
Образец E (по Кэссэда)	4,5	0,7	0,5	<0,05	0,3	<0,05	<0,11	0,06	0,04
Образец D	4,9	0,8	0,48	<0,05	0,3	<0,05	<0,11	0,01	0,02
Образец C	4,7	1,0	0,51	<0,05	0,3	<0,05	<0,11	0,03	0,06
Образец B	3,6	0,8	0,48	<0,05	0,3	<0,05	<0,09	0,02	0,03
Образец A	3,6	0,9	0,48	<0,05	0,3	<0,05	<0,12	0,03	0,02
2524 (промышленный сплав)	4,0-4,5	1,2-1,6	<0,05	<0,05	0,45-0,7	<0,05	<0,05

СОПРОТИВЛЕНИЕ РОСТУ УСТАЛОСТНОЙ ТРЕЩИНЫ

[0063] Для конструкторов корпусов самолетов важным свойством является сопротивление растрескиванию, вызванному усталостью. Усталостное растрескивание возникает как результат повторных циклов нагрузки и разгрузки или циклического повторения высокой и низкой нагрузки, например, когда крыло движется вверх и вниз или фюзеляж расширяется при повышении давления и сжимается при снижении давления. Усталостные нагрузки бывают ниже статического предела прочности на растяжение материала, измеряемого по испытанию на растяжение, и они обычно ниже предела текучести материала. Если в конструкции существует трещина или трещиноподобный дефект, то повторные циклические или усталостные нагрузки могут вызвать рост трещины. Это явление называется распространением усталостной трещины. Вызванное усталостью распространение трещины может привести к образованию достаточно большой трещины для того, чтобы катастрофически распространяться в том случае, когда сочетание размера трещины и нагрузок является достаточным для превышения вязкости разрушения материала. Таким образом, повышение сопротивления материала распространению трещины в результате усталости дает существенные преимущества с точки зрения долговечности авиационной конструкции. Чем медленнее распространяется трещина, тем лучше. Быстро распространяющаяся трещина в конструктивном элементе самолета может привести к катастрофическому разрушению при отсутствии достаточного времени для ее обнаружения, тогда как медленно распространяющаяся трещина дает время на ее обнаружение и корректирующее воздействие или ремонт.

[0064] На скорость, с которой трещина распространяется в материале во время циклической нагрузки, влияет длина трещины. Другим важным фактором является разность между максимальной и минимальной нагрузками, в интервале между которыми конструкция подвергается циклическим нагрузкам. Один из показателей, учитывающих как длину трещины, так и разность между максимальной и минимальной нагрузками, называется диапазоном коэффициента интенсивности циклических напряжений или ΔK, который имеет единицы измерения ksi√дюйм (килофунты на квадратный дюйм, умноженные на корень квадратный из дюйма), аналогичный коэффициенту интенсивности напряжений, используемому для измерения вязкости разрушения. Диапазон коэффициента интенсивности циклических напряжений (ΔK) представляет собой разность между коэффициентами интенсивности напряжений при максимальной и минимальной нагрузках. Другой мерой распространения усталостной трещины является отношение между минимальной и максимальной нагрузками во время цикла, называемое «коэффициентом асимметрии цикла» и обозначенное как R, при этом коэффициент в 0,1 означает, что максимальная нагрузка в 10 раз больше минимальной нагрузки.

[0065] Скорость роста трещины может быть вычислена для данного приращения протяженности трещины путем деления величины изменения длины трещины (обозначаемой Δa) на число циклов нагрузки (ΔN), которое привело к такой величине роста трещины. Скорость распространения трещины выражается как Δa/ΔN или 'da/dN' и имеет единицы измерения - дюймы/цикл. Скорости распространения усталостной трещины в материале могут быть определены на треснувшей в центре работающей на растяжение панели.

[0066] В условиях переменной нагрузки результаты иногда представляют как число сымитированных полетов, вызвавших в конечном итоге разрушение испытываемого образца, но еще чаще представляют как число полетов, необходимых для роста трещины на данное приращение протяженности трещины, причем последнее иногда отражает конструктивно значимую длину, такую как первоначально обнаруживаемая длина трещины.

[0067] Размеры образца листа для испытаний на характеристики РУТ при постоянной амплитуде составляли 4,0 дюйма в ширину на 12 дюймов в длину при полной толщине листа. Испытания при переменной нагрузке были проведены с использованием образца таких же размеров, используя типичный для фюзеляжа спектр переменной нагрузки, и число полетов и полученные результаты представлены в Таблице 3. Как можно видеть из Таблицы 3, на протяжении интервала длины трещины с 8 по 35 мм срок службы при переменной нагрузке может быть повышен с помощью нового сплава более чем на 50%. Испытания РУТ при переменной нагрузке проводили в L-T-ориентации.

Таблица 3
Типичные данные по РУТ при переменной нагрузке для листового материала, испытанного в ориентации L-T
Сплав	Полетов при a=8,0 мм	Полетов с a=8 до 35 мм
A2524-T3	14,068	37,824
Образец E-T8 (по Кэссэда)	11,564	29,378
Образец A-T8	24,200	56,911
% улучшения образца A-T8 по сравнению с 2524-T3	72%	50%

[0068] Новый сплав также был испытан на РУТ в условиях постоянной амплитуды в ориентации как L-T, так и T-L при R=0,1 (Фиг. 1 и 2). Ориентация T-L обычно является наиболее критической при применении в фюзеляже, но на некоторых участках, таких как корона (верх) фюзеляжа над крыльями, самой критической становится ориентация L-T.

[0069] Улучшение характеристик измеряется по наличию более низких скоростей роста трещины при данном значении ΔK. При всех испытанных значениях новый сплав проявляет повышенные характеристики по сравнению с 2524-T3. Данные по РУТ обычно наносят на график в двойном логарифмическом масштабе, который проявляет тенденцию к минимизации степени различия между сплавами. Однако, для данного значения ΔK, улучшение образца сплава A можно определить количественно, как показано в Таблице 4 (Фиг.1).

Таблица 4
Данные по РУТ при постоянной амплитуде для листового материала, испытанного в ориентации T-L
Сплав	ΔK (МПа/м)	Скорость РУТ (мм/цикл)	% снижения скорости РУТ (образец по сравнению с 2524)
2524-T3	10	1,1·10-4	-
Образец A-T8	10	3,8·10-5	65%
2524-T3	20	6,5·10-4	-
Образец A-T8	20	4,6·10-4	29%
2524-T3	30	2,5·10-3	-
Образец A-T8	30	1,1·10-3	56%
Примечание: более низкие значения скорости РУТ являются показателем улучшенных характеристик

[0070] Сплав по изобретению был также испытан в форме плиты как при постоянной амплитуде (ПА) (образец A), так и при переменной нагрузке (образцы А и B). Размеры образцов для ПА-испытаний были теми же, что и размеры образцов в случае листа, за исключением того, что образцы были подвергнуты механической обработке до толщины 0,25 дюйма от положения на середине толщины (T/2) путем удаления одинакового количества металла с обеих поверхностей плиты. Для испытаний при переменной нагрузке размеры образца составляли 7,9 дюйма в ширину на 0,47 дюйма в толщину также от положения на середине толщины (T/2). Все испытания были проведены в L-T-ориентации, поскольку эта ориентация соответствует главному направлению растягивающей нагрузки во время полета.

[0071] Как можно видеть из Фиг.3, при нагрузке с постоянной амплитудой (ПА) изобретенный сплав имеет более высокие скорости РУТ, особенно в режиме более низкого ΔK, чем высокостойкий к повреждениям сплав состава 2X24HDT в состоянии T39. Когда сплав 2X24HDT подвергают искусственному старению до состояния T89, он демонстрирует падение показателей роста усталостной трещины при ПА-нагрузке, что является типичным для сплавов 2X24. Это является основной причиной, по которой для применения в нижней поверхности крыла почти исключительно используют состояния T39 и T351 с более низкой прочностью, даже несмотря на то, что искусственно состаренные состояния, такие как T89, T851 или T87, дают многочисленные преимущества, такие как, например, пригодность к формовке со старением до конечного состояния и лучшая коррозионная стойкость. Изобретенный сплав, даже находясь в искусственно состаренном состоянии, имеет более высокое сопротивление РУТ, чем 2X24HDT-T89, при всех ΔK, при этом превосходя характеристики 2X24HDT в высокостойком к повреждениям состоянии T39 при более высоком ΔK.

[0072] Режим с более низким ΔK при росте усталостной трещины является очень важным, поскольку именно в нем, как ожидается, пройдет большая часть срока службы конструкции. Исходя из превосходных ПА-характеристик у 2X24HDT в состоянии T39 и сходного предела текучести предполагалось, что он будет лучше образца A при переменной нагрузке. Однако, к удивлению, когда образец А испытывали при типичных для нижней поверхности крыла переменных нагрузках, он работал существенно лучше 2X24HDT-T39, показав на 36% более длинный срок службы (Фиг.4, Таблица 5). Данный результат не мог быть предсказан специалистом в данной области техники. Еще более удивительно, что характеристики образца А при переменной нагрузке были выше, чем у 2X24HDT в состоянии T351, который имеет сходное с 2X24HDT-T39 сопротивление РУТ при постоянной амплитуде, но значительно более низкий предел текучести, чем 2X24HDT-T39 или образец A. Превосходные характеристики изобретенного сплава при переменной нагрузке также проиллюстрированы данными по образцу B (Таблица 5 и Фиг.4).

[0073] Специалисты в данной области техники признают, что пониженный предел прочности благоприятен для эксплуатационных характеристик при переменной нагрузке, как далее проиллюстрировано линией тренда на Фиг.4 для сплава 2X24HDT, обработанного до состояний T3X, обладающих диапазоном уровней прочности. Срок службы образцов A и B при переменной нагрузке находится заметно выше этой линии тренда для 2X24HDT, а также заметно превосходит составы Кэссэда, которые находятся ниже линии тренда для 2X24HDT.

Таблица 5
Типичные данные по РУТ при переменной нагрузке для материала плиты, испытанного в ориентации L-T
Сплав	ПТР L (ksi)	Число полетов (a = от 25 до 65 мм)	Повышение срока службы образца A по сравнению с 2X24-T39 (%)
2X24HDT-T39	66	4952	-
2X24HDT-T351	54	5967	20%
Образец E (по Кэссэда)	58	5007	1%
Образец E (по Кэссэда)	71	4174	-16%
Образец D-T8 (по Кэрэбину)	75	4859	-2%
Образец C-T8	76	4877	-2%
Образец B-T8	62	6287	27%
Образец A-T8	64	6745	36%

ВЯЗКОСТЬ РАЗРУШЕНИЯ

[0074] Вязкость разрушения сплава является мерой его устойчивости к быстрому разрушению при наличии ранее существовавшей трещины или трещиноподобного дефекта. Вязкость разрушения является важным свойством для проектировщиков корпусов самолетов, особенно в тех случаях, если хорошая вязкость разрушения может сочетаться с хорошей прочностью. В качестве сравнения предел прочности при растяжении, или способность выдерживать нагрузку без разрушения, элемента конструкции при растягивающей нагрузке может быть определен(а) как нагрузка, деленная на площадь наименьшего поперечного сечения элемента конструкции, которое перпендикулярно растягивающей нагрузке (напряжение в нетто-сечении). Для простой конструкции с прямыми сторонами прочность поперечного сечения легко можно связать с пределом прочности на разрыв или растяжение плавно растягиваемого образца. Таким образом проводят испытания на растяжение. Однако, в случае конструкции, содержащей трещину или трещиноподобный дефект, прочность элемента конструкции зависит от длины трещины, геометрии элемента конструкции и свойства материала, известного как вязкость разрушения. Под вязкостью разрушения можно понимать сопротивление материала опасному или даже катастрофичному распространению трещины под действием растягивающей нагрузки.

[0075] Вязкость разрушения можно измерить несколькими способами. Один способ состоит в том, чтобы создать нагрузку на растяжение в имеющем трещину испытываемом образце. Нагрузка, требуемая для разрушения испытываемого образца, разделенная на площадь его нетто-сечения (площадь поперечного сечения за вычетом площади, содержащей трещину), известна как остаточная прочность с единицами измерения - тысячи фунтов силы на единицу площади (ksi). В том случае, когда прочность материала, а также образец являются постоянными, остаточная прочность является мерой вязкости разрушения материала. Поскольку она очень зависит от прочности и геометрии, остаточную прочность обычно используют в качестве меры вязкости разрушения в тех случаях, когда другие способы являются не столь пригодными из-за некоторых ограничений, таких как размер или форма имеющегося материала.

[0076] Если геометрия элемента конструкции такова, что он пластически не деформируется по толщине при приложении растягивающей нагрузки (плоская деформация), вязкость разрушения часто измеряют как вязкость разрушения при плоской деформации, K_Ic. Это обычно касается относительно толстых изделий или профилей, например, толщиной 0,6, 0,75 или 1 дюйм или более. Стандартом ASTM E-399 установлено стандартное испытание с использованием работающего на растяжение компактного образца с предварительно созданной усталостной трещиной для измерения K_Ic, который имеет единицы измерения ksi√дюйм. Это испытание обычно используют для измерения вязкости разрушения в том случае, когда материал имеет большую толщину, поскольку считается, что испытание не зависит от геометрии образца, при условии, что соблюдены соответствующие стандарты ширины, длины трещины и толщины. Символ K, используемый в K_Ic, обозначает коэффициент интенсивности напряжений.

[0077] Элементы конструкции, которые деформируются при плоской деформации, являются, как указано выше, относительно толстыми. Более тонкие элементы конструкции (толщиной менее 0,6-0,75 дюйма) обычно деформируются в условиях плоского напряжения или, наиболее часто, в условиях комбинированного режима. Измерение вязкости разрушения в этих условиях может ввести дополнительные переменные, поскольку значение, которое получается в результате такого испытания, в некоторой степени зависит от геометрии испытываемого образца. Один из способов испытаний состоит в приложении непрерывно повышающейся нагрузки к прямоугольному испытываемому образцу, содержащему трещину. Таким образом может быть получен график зависимости интенсивности напряжений от протяженности трещины, известный как R-кривая (кривая трещиностойкости). Определение R-кривой изложено в ASTM E561.

[0078] Когда геометрия изделия из сплава или элемента конструкции такова, что она допускает пластическую деформацию по его толщине при приложении растягивающей нагрузки, вязкость разрушения часто измеряют как вязкость разрушения в условиях плоского напряженного состояния. В качестве меры вязкости разрушения используют максимальную нагрузку, возникающую на относительно тонком, широком образце с предварительно созданной трещиной. В случае использования длины трещины при максимальной нагрузке для вычисления коэффициента интенсивности напряжений при этой нагрузке, коэффициент интенсивности напряжений называют вязкостью разрушения в условиях плоского напряженного состояния, K_c. Однако когда коэффициент интенсивности напряжений вычисляют с использованием длины трещины перед приложением нагрузки, результат вычислений известен как условный коэффициент интенсивности напряжений, K* материала. Поскольку длина трещины при вычислении K_c обычно больше, значения K_c обычно выше значений K* для данного материала. Обе эти меры вязкости разрушения выражают в единицах ksi√дюйм. Для вязких материалов численные значения, получаемые в результате таких испытаний, обычно повышаются с увеличением ширины образца или уменьшением его толщины.

[0079] Следует отметить, что ширина испытываемой панели, используемой в испытании на вязкость разрушения, может оказывать существенное влияние на интенсивность напряжений, измеряемую при проведении испытания. Некоторый данный материал может проявлять вязкость K*, равную 60 ksi√дюйм, при использовании испытываемого образца шириной 6 дюймов, тогда как для более широких образцов измеренный K* будет увеличиваться с ростом ширины образца. Например, один и тот же материал, который имел вязкость K* в 60 ksi√дюйм при 6-дюймовой по ширине панели, может проявлять более высокие значения K*, например около 90 ksi√дюйм при 16-дюймовой панели, около 150 ksi√дюйм - при панели шириной 48 дюймов, и около 180 ksi√дюйм - при панели шириной 60 дюймов. В меньшей степени на измеренное значение K* влияет исходная длина трещины (т.е. длина трещины в образце) перед испытанием. Специалисту в данной области техники должно быть понятно, что прямое сравнение значений K невозможно до тех пор, пока не будут использованы аналогичные методики испытания, учитывающие размер испытываемой панели, длину и местоположение исходной трещины и другие переменные, которые влияют на измеряемую величину.

[0080] Данные по вязкости разрушения были получены с использованием 16-дюймового M(T) образца. Все значения K для вязкости в нижеследующих таблицах были выведены в результате испытаний панели шириной 16 дюймов и номинальной длиной исходной трещины в 4,0 дюйма. Все испытания были проведены в соответствии с ASTM E561 и ASTM B646.

[0081] Как можно видеть из Таблицы 6 и Фиг.5, новый сплав (образцы A и B) обладает значительно более высокой вязкостью разрушения (измеренной как K*) по сравнению с имеющими сравнимую прочность сплавами в состоянии T3. Таким образом, сплав по настоящему изобретению может выдерживать большую трещину, чем сравнительный сплав, такой как 2324-T39, как в толстом, так и в тонком сечении, без повреждений, вызванных быстрым разрушением.

[0082] Сплав 2X24HDT-T39 обладает типичным пределом текучести на растяжение (ПТР), равным ~66 ksi, и значением K*, равным 105 ksi√дюйм, в то время как новый сплав обладает немного меньшим ПТР, равным ~64 ksi (на 3,5% ниже), но значением вязкости K*, равным 120 ksi√дюйм (на 12,5% выше). Также можно видеть, что при старении до состояния T8 изделие из 2X24HDT проявляет повышенную прочность с ПТР ~70 ksi при значении K*, равном 103 ksi√дюйм. В листовой форме сплав по настоящему изобретению также проявляет повышенную прочность с высокой вязкостью разрушения по сравнению со стандартными листовыми изделиями из стандартного 2X24-T3.

[0083] Полное сравнение свойств сплавов по настоящему изобретению и сплавов известного уровня техники представлено в Таблицах 6, 7, 8 и 9.

Таблица 6
Типичные данные по свойствам на растяжение и вязкости разрушения для материала плиты
Al-Cu-Mg-Ag (плита)	Состояние	Свойства на растяжение			Вязкость разрушения
Сплав		ПТР (ksi)	ППР (ksi)	У (%)	K* (ksi√дюйм)	Kс ksi√дюйм)
		L	L	L	L-T	L-T
Образец F (по Кэрэбину)	T8	68,7	75,3	13,0	106,6	148,4
Образец E (по Кэссэда)	T8	70,9	76,3	13,5	114,0	166,0
Образец D (по Кэрэбину)	T8	75,6	78,9	12,0	109,0
Образец C	T8	74,6	78,1	11,5	113,0
Образец B	T8	61,8	67,8	17,5	117,0
Образец A	T8	63,8	70,1	16,5	120,0
2X24HDT-T39 (промышленный сплав)	T39	66,0	70,4	13,7	105,0	150,0
2X24HDT-T351 (промышленный сплав)	T351	54,0	67,1	21,9	102,0	157,0
2324-T39 (промышленный сплав)	T39	66,5	69,0	11,0	98,0

Таблица 7
Типичные данные по свойствам на растяжение для листового материала
Al-Cu-Mg-Ag (лист)	Состояние	Свойства на растяжение
Сплав		ПТР (ksi)	ППР (ksi)	У (%)
		LT	LT	LT
Образец F (по Кэрэбину)	T8
Образец E (по Кэссэда)	T8	60,4	69,0	12,7
Образец D (по Кэрэбину)	T8	67,3	73,2	10,3
Образец C	T8	67,9	74,4	11,0
Образец B	T8	52,7	62,4	15,3
Образец A	T8	54,1	63,3	13,0
2524-T3 (промышленный сплав)	T3	45,0	64,0	21,0

Таблица 8
Типичные результаты РУТ-испытаний при нагрузке с постоянной амплитудой и при переменной нагрузке для материала плиты
Al-Cu-Mg-Ag (плита)	Усталость
Сплав	Скорость РУТ (da/dN)			Переменная нагрузка
	Дельта K (ksi√дюйм)·10-6 дюйм/цикл (L-T)	Дельта K (ksi√дюйм)·10-5 дюйм/цикл (L-T)	Дельта K (ksi√дюйм)·10-4 дюйм/цикл (L-T)	Число полетов при Smf=100%
Образец F (по Кэрэбину)	7,3	11,9	23,4
Образец E (по Кэссэда)	7,0	12,8	27,0
Образец D (по Кэрэбину)	7,2	13,1	29,7	4859
Образец C	7,4	13,3	28,7	4877
Образец B	8,1	13,8	31,3	6287
Образец A	8,0	12,8	32,9	6745
2X24HDT-T39 (промышленный сплав)	9,1	14,4	27,0	4952
2X24HDT-T351 (промышленный сплав)		13,6		5967
2324-T39 (промышленный сплав)	8,1	13,1	25,4	-

Таблица 9
Типичные результаты РУТ-испытаний при нагрузке с постоянной амплитудой и при переменной нагрузке для листового материала
Al-Cu-Mg-Ag (лист)		Усталость
Сплав		Скорость РУТ (da/dN)*			Переменная нагрузка
	Дельта K (ksi√дюйм)·10-6 дюйм/цикл (T-L)		Дельта K (ksi√дюйм)·10-5 дюйм/цикл (T-L)	Дельта K (ksi√дюйм)·10-6 дюйм/цикл (T-L)	Число полетов при a=8,0 мм	Число полетов при a = 8 до 35 мм
Образец D (по Кэрэбину)	6,8		14,4	35,7
Образец C	7,6		14,4	33,4
Образец B	8,1		13,3	37,2
Образец A	8,2		14,9	36,0	24200,0	56911,0
2524-T3 (промышленный сплав)	6,5		13,1	27,5	14068,0	37824,0

[0084] Сплав по настоящему изобретению проявляет улучшенные качества по сравнению с 2324-T39 как по устойчивости к возникновению усталости, так и по сопротивлению росту усталостной трещины при низком ΔK, что позволяет повысить предельный интервал между осмотрами. Такое улучшение обеспечивает преимущество для производителей самолетов за счет увеличения времени до первого осмотра, тем самым сокращая эксплуатационные расходы и время простоя самолетов. Сплав по настоящему изобретению также проявляет улучшенные по сравнению с 2324-T39 качества по сопротивлению росту усталостной трещины и вязкости разрушения, т.е. свойствам, имеющим отношение к периодичности повторного осмотра, которая прежде всего зависит от сопротивления сплава распространению усталостной трещины при среднем и высоком ΔK и критической длины трещины, которая определяется его вязкостью разрушения. Эти улучшения позволят повысить число летных циклов между осмотрами. Благодаря преимуществам, обеспечиваемым настоящим изобретениям, производители самолетов также могут повысить рабочее напряжение при эксплуатации и снизить массу самолета, при сохранении такого же интервала между осмотрами. Сниженная масса может привести в результате к большей топливной экономичности, большей грузоподъемности и пассажировместимости и/или большей дальности полета самолета.

ДОПОЛНИТЕЛЬНЫЕ ИСПЫТАНИЯ

[0085] Дополнительные образцы были приготовлены следующим образом: образцы были отлиты в кокилях с вертикальным разъемом типа «книга» с поперечным сечением приблизительно 1,25×2,75 дюйма. После отливки со слитков снимали поверхностный слой до толщины примерно 1,1 дюйма для подготовки к гомогенизации и горячей прокатке. Слитки гомогенизировали партиями, используя многостадийную технологию с конечной стадией выдержки при температуре примерно 955-965°F в течение 24 часов. Затем слитки с обработанной таким образом поверхностью были подвергнуты операции нагрева перед прокаткой до примерно 825°F и горячей прокатке до достижения толщины примерно 0,1 дюйма. Образцы были подвергнуты термообработке при температурах в диапазоне примерно 955-965°F при продолжительности выдержки вплоть до 60 минут, а затем закалены холодной водой. Образцы растягивали в течение одного часа от закалки до достижения номинального уровня примерно 2%, после растягивания давали им возможность естественно состариться в течение примерно 96 часов перед осуществлением искусственного старения в течение примерно 24-48 часов при примерно 310°F. Затем образцы были оценены на механические свойства, включая испытание на растяжение и на разрыв образца с надрезом (показатель вязкости). Результаты представлены в Таблице 10.

[0086] Как можно видеть из Таблицы 10, добавления цинка к сплаву во время получения либо в дополнение к серебру, либо в качестве частичной замены серебра могут привести к более высокой вязкости при равной прочности. Таблица 10 иллюстрирует вязкость сплава, измеренную с помощью испытания показателя вязкости по дополнительной шкале (испытания на разрыв образца с надрезом) согласно нормативам ASTM B871. Результаты этого испытания выражают в виде удельной энергии распространения трещины (УЭРТ) в единицах дюйм·фунт/дюйм² (дюйм на фунт, деленный на дюйм в квадрате), при этом большее число является показателем более высокой вязкости. Образец 3 в Таблице 10 проявляет более высокую вязкость при наличии цинка в качестве частичной замены серебра по сравнению с образцом 1 с такой же прочностью, где добавлено только серебро. Добавление цинка вместе с серебром может привести к равной или меньшей вязкости при одинаковой прочности (образцы 1 и 2 по сравнению с образцами 4 и 5). Добавления цинка совсем без серебра могут привести к уровням вязкости, получаемым при добавлении только серебра, однако эти уровни показателя вязкости получают при более низких уровнях прочности (образец 1 по сравнению с образцами 6-9). Оптимальное сочетание прочности и вязкости может быть достигнуто при предпочтительной комбинации меди, магния, серебра и цинка.

Таблица 10
Химический анализ (в мас.%) и типичные свойства на растяжение и показатель вязкости
Сплав	Cu	Mg	Ag	Zn	ПТР (ksi)	ППР (ksi)	У (%)	УЭРТ (дюйм·фунт/дюйм2)
Образец 1	4,5	0,8	0,5		70	73	13	617
Образец 2	4,5	0,8	0,5	0,2	69	73	12	548
Образец 3	4,5	0,8	0,3	0,2	69	75	11	720
Образец 4	3,5	0,8	0,5		60	66	15	1251
Образец 5	3,5	0,8	0,5	0,2	60	65	14	1176
Образец 6	4,5	0,8		0,35	55	65	16	786
Образец 7	4,5	0,8		0,58	60	68	14	619
Образец 8	4,5	0,8		0,92	58	67	14	574
Образец 9	4,5	0,5		0,91	55	63	13	704
Примечание: У - относительное удлинение

[0087] В конструкции самолета имеются многочисленные механические крепежные средства, что позволяет осуществлять сборку полученных материалов в конструктивные элементы. Скрепленные соединения обычно являются источником возникновения усталости, и при этом эксплуатационные качества материала в соответствующих образцах для испытаний с крепежными средствами являются количественной мерой эксплуатационных качеств сплава. Одним из таких испытаний является испытание на перераспределение высокой нагрузки (от англ. High Load Transfer, HLT), которое характерно для направленных вдоль хорды соединений (стыков) в конструкции обшивки крыла. В этих испытаниях сплавы по настоящему изобретению испытывали по сравнению с изделием из 2X24HDT (Таблица 11). Сплав согласно изобретению (образец A) обладает средней усталостной долговечностью, которая на 100% превосходит базовый материал.

Таблица 11
Типичные усталостные долговечности соединений при испытании на перераспределение высокой нагрузки (HLT)
Сплав	Средняя усталостная долговечность согласно испытаниям на HLT (6 испытаний на сплав)	Улучшение
2X24HDT	55748 циклов
Образец A	116894 цикла	100%

ВЗАИМОДЕЙСТВИЕ СЕРЕБРА И ЦИНКА И ЕГО ВЛИЯНИЕ НА СВОЙСТВА СПЛАВА

[0088] Как описывалось выше, наличие оптимальных количеств цинка и серебра либо в виде комбинированных добавок, либо в виде частично заменяющих друг друга добавок может давать сплав с определенными свойствами прочности и вязкости. Использование драгоценного металла, такого как серебро, в качестве легирующей добавки является предпочтительно ограниченным для минимизации стоимости материала при одновременном получении максимальной выгоды по свойствам материала. Как показано ниже, ценные сочетания прочности, вязкости и коррозионных характеристик могут быть получены с помощью настоящего изобретения в том случае, когда для достижения желаемых свойств материала был установлен предел добавок серебра. Следует отметить, что при дополнительных испытаниях, проведенных на следующих образцах, измерения прочности и вязкости были сделаны так, как раскрыто ранее, тогда как коррозионные характеристики были оценены с использованием испытания типа коррозионного действия согласно нормативам ASTM G110, с результатами, в которых указаны тип и глубина коррозионного действия после определенного количества времени, проведенного образцом в коррозионной среде. В этом испытании листовые образцы, взятые в заданном местоположении по толщине (t/10 или t/2, где t - исходная толщина листа), подвергают воздействию коррозионной среды. Стандартное время воздействия в испытаниях ASTM составляет 6 часов, однако при оценке эксплуатационных характеристик сплавов также можно использовать дополнительное воздействие в общей сложности до 24 часов. Тип коррозионного действия описывается как один из следующих: отсутствует (О), питтинговая коррозия (П) или межзеренная коррозия (МЗ). Предпочтительным состоянием является О, т.е. отсутствие наблюдаемого коррозионного действия. Следующим по предпочтительности наблюдаемым состоянием было бы П, а наличие МЗ-коррозии рассматривается как нежелательное. По истечении времени воздействия образцы обычно подвергаются поперечному рассечению для проведения оптической металлографии, с помощью которой можно измерить глубину коррозионного действия. Эти результаты обычно получают для заданного количества участков, и их можно использовать для сравнения средней глубины или максимальной глубины коррозионного действия.

[0089] Подверженность какого-либо сплава коррозионному действию, в частности наличию МЗ-коррозии, имеет весьма важное значение, поскольку это может влиять на эксплуатационные характеристики сплава в условиях динамической нагрузки, такой как S-N-усталость (где S - механическое напряжение, а N - количество циклов). Участки МЗ-коррозии действуют как места зарождения трещин при циклической нагрузке, причем эти трещины затем распространяются и вызывают усталостные разрушения. Например, в опубликованных сравнениях листов из алькледа 2024 (плакированного алюминием высокой чистоты или другим сплавом дюралюминия), оголенного сплава 2024 и оголенного сплава 6013 сообщалось, что для испытаний на S-N-усталость в коррозионной среде материал сплава 6013, который был наиболее подвержен действию МЗ-коррозии, обладал наименьшей усталостной долговечностью.

[0090] Дополнительный набор сплавов был приготовлен следующим образом: образцы были отлиты в кокили с вертикальным разъемом типа «книга» с поперечным сечением приблизительно 1,25×2,75 дюйма. Составы были подобраны так, чтобы ввести серию добавок серебра и цинка, которые имели постоянный уровень суммарного атомного содержания этих элементов. Кремний и железо поддерживали на уровне 0,05 мас.% или ниже для каждого элемента. Составы приведены в Таблице 12. После отливки со слитков снимали поверхностный слой до примерно 1,1-дюймовой толщины для подготовки к гомогенизации и горячей прокатке. Слитки гомогенизировали партиями, используя многостадийную технологию с конечной стадией выдержки при примерно 955-965°F в течение 24 часов. Слитки с обработанной таким образом поверхностью затем были подвергнуты операции нагрева перед прокаткой до примерно 825°F и горячей прокатке до достижения примерно 0,1 дюйма по толщине. Образцы были подвергнуты термообработке при температурах в диапазоне примерно 955-965°F в течение времени выдержки вплоть до 60 минут, а затем закалены холодной водой. Образцы растягивали в течение одного часа от закалки до номинального уровня примерно 2%, а после растягивания давали им возможность естественно состариться в течение примерно 96 часов перед осуществлением искусственного старения в течение примерно 24-48 часов при примерно 310°F.

Таблица 12
Составы сплавов в мас.% (или в атомных %, где указано)
Сплав	Cu	Mg	Mn	Zr	Ag	Zn	Zn (атомн. %)	Ag (атомн. %)	Zn + Ag (атомн. %)
Образец 1	3,7	0,89	0,31	0,10	0,00	0,29	0,12	0,00	0,12
Образец 2	3,67	0,9	0,32	0,10	0,02	0,28	0,12	0,01	0,12
Образец 3	3,67	0,9	0,32	0,10	0,1	0,24	0,10	0,03	0,13
Образец 4	3,73	0,91	0,32	0,10	0,18	0,21	0,09	0,05	0,14
Образец 5	3,63	0,9	0,32	0,10	0,23	0,18	0,08	0,06	0,14
Образец 6	3,68	0,89	0,31	0,10	0,32	0,12	0,05	0,08	0,13
Образец 7	3,71	0,91	0,33	0,10	0,48	0,01	0,00	0,12	0,13

[0091] Свойства на растяжения и УЭРТ показаны в Таблице 13 (а также на Фиг.6 и 7) для всех сплавов. Ясно, что, когда сплав содержит цинк, а серебро отсутствует (образец 1), предел текучести при растяжении (ПТР) составляет примерно 54 ksi и что даже при добавлении следового количества серебра на уровне 0,02 мас.% (образец 2) достигается немедленное повышение предела текучести при растяжении на примерно 4 ksi. При дальнейшем добавлении серебра получают дальнейшее повышение ПТР. Значения УЭРТ указывают на то, что при добавлении серебра возникает общая тенденция к понижению вязкости как функции повышения прочности. Также можно видеть, что при добавках серебра в 0,3 мас.% и выше (образцы 6 и 7) имеет место лишь ограниченное изменение в прочности и вязкости. Другое неожиданное преимущество от добавления серебра становится заметным при исследовании результатов коррозии (Таблица 14). В сплавах с ограниченными добавками серебра (образцы с 1 по 5) видны признаки МЗ-коррозии, а при более высоких уровнях добавок серебра (образцы 6 и 7) становится очевидной преимущественная питтинговая коррозия с намного более низкими величинами глубины коррозионного воздействия (Фиг.8). Опять-таки из Фиг.8 видно, что добавки серебра в примерно 0,3 мас.% являются вполне достаточными для придания повышенной коррозионной стойкости.

Таблица 13
Свойства на продольное растяжение и свойства по показателю вязкости (УЭРТ) в L-T-ориентации
Сплав	ПТР (ksi)	ППР (ksi)	У (%)	УЭРТ (дюйм·фунт/дюйм2)
Образец 1	53,9	62,9	16,0	1021
Образец 2	57,7	64,4	13,0	899
Образец 3	59,8	64,7	15,5	864
Образец 4	60,6	65,8	13,0	900
Образец 5	61,1	66,8	13,0	810
Образец 6	63,2	67,4	13,0	804
Образец 7	63,5	67,4	12,5	Нет данных

Таблица 14
Свойства типа коррозионного воздействия (согласно ASTM G110)
Сплав	Максимальная глубина спустя 6 часов (микрон)	Средняя глубина по верхним пяти участкам спустя 6 часов (микрон)	Максимальная глубина спустя 24 часа (микрон)	Средняя глубина по верхним пяти участкам спустя 24 часа (микрон)	Характер коррозионного воздействия
Образец 1	382	372	416	375	МЗ
Образец 2	440	374	441	400	МЗ
Образец 3	415	381	397	370	МЗ
Образец 4	360	333	359	352	МЗ
Образец 5	218	168	271	228	МЗ+П
Образец 6	199	178	214	174	П
Образец 7	208	165	196	182	П

Все испытания были проведены при горизонтальном положении листа.

[0092] Оптимальное сочетание прочности, вязкости и коррозионной стойкости может быть достигнуто при предпочтительной комбинации меди, магния, серебра и цинка. Явный выигрыш в прочности имеется даже при следовых уровнях добавок серебра, обеспечивающих значительно более высокие значения. Уровень содержания серебра, составляющий примерно 0,3 мас.%, как можно видеть, обеспечивает отличное сочетание прочности, вязкости и коррозионных свойств.

[0093] При дальнейшем лабораторном исследовании влияния серебра и цинка на свойства была обработана вторая матрица сплавов для изучения влияния добавок цинка для трех конкретных уровней содержания серебра. Для каждого целевого уровня содержания серебра были исследованы три номинальных уровня содержания цинка. Номинальные уровни содержания цинка были следующими: 0,01, 0,1 и 0,4 мас.%; номинальные уровни содержания серебра были следующими: 0,05, 0,1 и 0,3 мас.%. В качестве контрольного сплава также был отлит базовый сплав без каких-либо добавок серебра или цинка (образец 17). Для каждого состава были отлиты слитки в кокиле с вертикальным разъемом типа «книга» и обработаны до 0,1-дюймового листа, которые испытывали в обоих состояниях T3 и T8. Все условия обработки были аналогичны условиям обработки, описанным выше. Свойства растяжения, вязкости (УЭРТ) и коррозии (глубина коррозионного воздействия) были измерены в обоих состояниях T3 и T8. Составы сплавов даны в Таблице 15 в массовых %. Свойства на растяжение и значения УЭРТ в состоянии T8 даны в Таблице 16. Фиг.9 и 10 показывают реакцию прочности на растяжение в состоянии T8 как функцию уровня содержания серебра и цинка. Эта фигура включает в себя данные по обеим матрицам составов (т.е. по образцам с 1 по 17). Если уровень добавки серебра поддерживают ниже 0,3 мас.%, то имеется умеренное повышение прочности с ростом содержания цинка. Если содержание серебра равно или выше 0,3 мас.%, то имеется тенденция к легкому понижению прочности с ростом содержания цинка, однако все уровни прочности, достигаемые при этом уровне содержания серебра, находятся выше уровней прочности при более низком содержании серебра, что демонстрирует сильный выигрыш в упрочнении, достигаемый при добавлении серебра. Влияние на вязкость (УЭРТ) показано на Фиг.11 как функция уровня содержания серебра и цинка. С повышением добавок цинка вязкость либо остается сходной, либо понижается независимо от уровня содержания серебра. Благотворное влияние серебра на прочность при остающихся высокими уровнях вязкости становится очевидным при построении графика зависимости прочность - вязкость (Фиг.12).

[0094] В случае состояния T3 все образцы при испытании по ASTM G110 продемонстрировали реакцию в виде питтинговой коррозии. В случае состояния T8 снова было видно, что при уровнях содержания серебра примерно 0,3 мас.% имел место переход к питтинговому (П) от межзеренного (МЗ) коррозионного действия, наблюдаемого при более низком содержании серебра. Также видно благоприятное влияние серебра на коррозионные характеристики независимо от уровня добавки цинка. Результаты исследования коррозии в состоянии T8 приведены на Фиг.13.

Таблица 15
Составы сплавов в мас.%
Сплав	Cu	Mg	Mn	Zr	Ag	Zn
Образец 8	3,70	0,91	0,32	0,12	0,0	0,0
Образец 9	3,62	0,91	0,31	0,10	0,07	0,01
Образец 10	3,63	0,92	0,32	0,10	0,07	0,10
Образец 11	3,69	0,92	0,32	0,10	0,07	0,39
Образец 12	3,67	0,91	0,31	0,10	0,13	0,01
Образец 13	3,69	0,92	0,32	0,09	0,13	0,10
Образец 14	3,68	0,92	0,33	0,09	0,13	0,39
Образец 15	3,64	0,91	0,32	0,10	0,33	0,01
Образец 16	3,63	0,91	0,32	0,10	0,33	0,10
Образец 17	3,63	0,90	0,31	0,10	0,32	0,39

Таблица 16
Свойства на продольное растяжение в состоянии T8 и свойства по показателю вязкости (УЭРТ) в L-T-ориентации
Сплав	ПТР (ksi)	ППР (ksi)	У (%)	УЭРТ (дюйм·фунт/дюйм2)
Образец 8	51,1	61,5	18	1382
Образец 9	52,7	62,0	17,0	1195
Образец 10	50,8	60,8	17,3	1306
Образец 11	57,9	64,0	13,0	1192
Образец 12	52,8	61,5	16,7	1352
Образец 13	57,4	64,3	14,3	1179
Образец 14	57,9	64,8	14	1209
Образец 15	63,8	68,2	12,7	1175
Образец 16	63,5	68,1	13,7	1160
Образец 17	60,9	66,5	11,7	1014

ВЛИЯНИЕ ХОЛОДНОЙ ДЕФОРМАЦИОННОЙ ОБРАБОТКИ И СТАРЕНИЯ НА СВОЙСТВА

[0095] Для дальнейшей демонстрации улучшенного сочетания свойств прочности-вязкости изобретенного сплава по сравнению с обычными сплавами 2X24 было проведено исследование влияния холодной деформационной обработки (например, растягивания и холодной прокатки) и старения (такого как естественное или искусственное старение) на свойства материала. Материал был получен из обработанного на заводе листа как алькледа 2524-T3 (стандартного промышленного аэрокосмического материала серии 2xxx для фюзеляжа), так и изобретенного сплава. Изобретенный сплав имел следующий номинальный состав: 3,6 мас.% Cu, 0,9 мас.% Mg, 0,5 мас.% Ag, 0,5 мас.% Mn, 0,11 мас.% Zr, 0,05 мас.% Fe и 0,03 мас.% Si, случайные элементы и примеси, а остальное - алюминий. Лист алькледа 2524 был изготовлен с использованием стандартных технологий производства и был получен в виде листового материала толщиной 0,090 дюйма. Изобретенный сплав был отлит в виде слитка с поперечным сечением 16 x 60 дюймов. Слиток был подвергнут удалению поверхностного слоя и подогрет с использованием многостадийной технологии с окончательной выдержкой в диапазоне 955-965°F. Слиток был подвергнут горячей прокатке до получения сляба толщиной примерно 4 дюйма, затем сляб был повторно нагрет до температуры в диапазоне 955-965°F, а затем подвергнут горячей прокатке до конечной толщины примерно 0,26 дюйма. Этот материал был подвергнут холодной прокатке до конечной толщины примерно 0,12 дюйма. Затем были приготовлены образцы обоих сплавов для лабораторной обработки; для этого исследования было решено подвергнуть материал 2524 повторной термообработке на твердый раствор. Сплавы были термообработаны с использованием подходящих температур для каждого из соответствующих их составов, а затем все листовые образцы были закалены в холодной воде путем погружения. Растягивание было проведено в течение 1 часа от закаливания и было рассчитано на достижение различных уровней. Образцы 2524 были растянуты до достижения: 0,75, 3, 6 и 9%-ного растяжения. Изобретенный сплав был растянут до достижения: 0,75, 3 и 6%-ного растяжения.

[0096] Для каждого сплава была использована комбинация растяжения и старения (либо при комнатной, либо при несколько повышенной температуре) для создания вариантов с продольно-поперечными (L-T) пределами прочности на растяжение в диапазоне от примерно 40 до 60 ksi. Для каждого уровня прочности было использовано испытание на разрыв образца с надрезом для получения уровней УЭРТ для T-L-ориентации (данные УЭРТ приведены для среднего из трех испытаний на каждое состояние). Все образцы для испытания на разрыв образца с надрезом были подвергнуты механической обработке до одинаковой толщины (0,064 дюйма), и было проведено три испытания. Результаты по растяжению и средним значениям УЭРТ для сплавов приведены в Таблице 17 и на Фиг.14.

Таблица 17
Свойства на продольно-поперечное растяжение и результаты испытания на разрыв образца с надрезом
Сплав	Уровень растяжения (%)	Время старения (часы) и температура (°F)	ПТР (ksi)	ППР (ksi)	У (%)	УЭРТ (дюйм·фунт/дюйм2)
2524-T3	0,75	Естественно состаренный	42,6	63,2	26,0	1016
2524-T3	9	Естественно состаренный	51,7	66,5	16,0	473
2524-T8	0,75	8 ч при 325°F	64,3	69,0	10,0	284
Образец A	0,75	20 ч при 310°F	39,0	58,6	30,0	1619
Образец A	3	20 ч при 310°F	54,2	62,6	19,0	1217
Образец A	6	48 ч при 310°F	61,9	66,8	15,0	726

[0097] Как ранее упоминалось в первоначальной заявке на патент, вязкость разрушения часто приводят в виде одной единственной величины: например, K* или K_c. В данном случае также следует указывать размер панели, использованной для получения данной величины, поскольку она может варьироваться в соответствии с функцией зависимости вязкости разрушения от ширины панели. Вязкость разрушения была измерена на том же обработанном на заводе материале с использованием панели шириной 16 дюймов (400 мм) в T-L-ориентации. Эти данные можно использовать в качестве опорной точки для значений УЭРТ, представленных в Таблице 15 выше. В случае материала образца A полученное значение K* T-L составляло ~110 ksi√дюйм для материала, который имел LT-предел текучести на растяжение ~57 ksi. Для сравнения, подобные испытания, проведенные на листе 2524-T3, могут дать типичное значение K* ~95 ksi√дюйм при LT-пределах текучести на растяжение ~45 ksi. Из этого сравнения можно наблюдать одинаковое ранжирование более высокой вязкости в случае изобретенного сплава, представленного образцом A.

[0098] Вообще известно, что семейство сплавов 2xxx достигает высокого уровня вязкости в состоянии T3 и что она понижается при повышении прочности и/или искусственном старении материала. Изобретенный сплав обладает способностью достигать высоких уровней вязкости, находясь в искусственно состаренном состоянии. Результаты из данного примера показывают, что для каждого эквивалентного уровня прочности изобретенный сплав явно имеет более высокую вязкость, измеренную в значениях УЭРТ, чем изделие из 2524. Эта повышенная вязкость в изобретенном сплаве сохраняется даже в том случае, когда материал 2524 находится в его наиболее предпочтительном и традиционном состоянии T3.

СВАРИВАЕМОСТЬ СПЛАВА

[0099] С усилением акцента на снижение себестоимости производства элементов конструкции самолетов использование в качестве способа соединения сварки взамен механического крепления становится более распространенным. Традиционно сварка рассматривалась как процесс сплавления с использованием в качестве примера общей практики дуговой сварки вольфрамовым электродом в среде защитного газа (GTA). Среди целого ряда имеющихся термически необрабатываемых алюминиевых сплавов существует несколько сплавов (в семействе серий 3ххх, 5xxx), которые весьма совместимы с этими технологическими процессами. Среди семейства термообрабатываемых сплавов (2xxx, 6ххх и 7xxx) существуют некоторые сплавы, которые поддаются сварке, но большинство этих сплавов продемонстрировало, что они непригодны для данных способов соединения. В последнее время технология сварки продвинулась вперед, включив в себя способ сплавления, известный как сварка лазерным лучом, а также твердофазный способ, известный как сварка трением с перемешиванием (Friction Stir Welding, FSW или СТП). В случае СТП может быть соединен почти любой сплав с получением приемлемого уровня прочности сварного шва, и этот способ считают подходящим для многочисленных сплавов, которые традиционно не рассматривали как «свариваемые». Оценка свариваемости сплава может быть выполнена путем измерения свойств на растяжение поперек типичного стыкового сварного шва. Предел прочности на растяжение сварного соединения обычно выражают как процентную долю предела прочности на растяжение основного металла для описания «эффективности сварного шва» в материале, причем повышенная эффективность является мерой совместимости сплава со способом сварки. Сплав AA2024 широко используют в конструкции самолетов как в фюзеляже, так и в конструкции крыла. С точки зрения сообщавшихся в уровне техники оценок свариваемости имеются противоречивые результаты, и это означает, что несмотря на то, что данный сплав можно сваривать, он требует значительного внимания к регулированию параметров процесса сварки. В Таблице 18 представлены данные по свойствам сварного шва в изобретенном сплаве по сравнению с 2024. Изобретенный сплав совместим с этими технологиями соединения, которые могут включать в себя сварку плавлением, такую как, но не ограниченную исключительно ею, сварка лазерным лучом, а также твердофазные способы, такие как сварка трением с перемешиванием.

Таблица 18
Типичные свойства для сваренных лазерной сваркой сплава 2024 и изобретенного сплава
Сплав	Толщина листа (мм)	ППР основного металла (МПа)	ППР сварного шва (МПа)	Эффективность сварного шва по ППР (%)
2024 [3]	1,6	499	369	73,9
Образец A	2,5	482	340	75,4

[00100] Несмотря на то что выше в целях иллюстрации были описаны конкретные варианты реализации настоящего изобретения, для специалистов в данной области техники будет очевидно, что могут быть сделаны многочисленные изменения в подробностях настоящего изобретения без отступления от изобретения, заявленного в прилагаемой формуле изобретения.

Claims (25)

1. Деформированное, стойкое к повреждениям изделие из алюминиевого сплава серии 2ххх, содержащего:
Сu от 3,0 до 4,0 мас.%;
Mg от 0,4 до 1,1 мас.%;
Мn вплоть до 0,6 мас.%;
вплоть до 0,25 мас.% ингибитора рекристаллизации;
вплоть до 0,25 мас.% в сумме Fe+Si;
Ag от 0,3 до 0,8 мас.%;
Zn вплоть до 0,60 мас.%;
и вплоть до 0,1 мас.% измельчающей зерно добавки,
остальное - алюминий и случайные элементы и примеси,
при этом суммарный массовый процент Ag и Zn составляет по меньшей мере 0,3 мас.%, а упомянутые Сu и Mg присутствуют в отношении 3,6-5 частей Сu на 1 часть Mg.

2. Изделие из алюминиевого сплава по п.1, в котором массовый процент Ag составляет от 0,30 до 0,50 мас.%, суммарный массовый процент Ag и Zn составляет по меньшей мере 0,4 мас.%, а упомянутое отношение составляет 4,0-4,5 части Сu на 1,0 часть Mg.

3. Изделие из алюминиевого сплава по п.1, в котором ингибитор рекристаллизации выбран из группы, состоящей из Zr, Cr, Sc, Hf и Еr, причем предпочтительно упомянутый ингибитор представляет собой Zr в количестве вплоть до 0,18 мас.%.

4. Изделие из алюминиевого сплава по п.1, в котором упомянутая измельчающая зерно добавка представляет собой керамическое соединение.

5. Изделие из алюминиевого сплава по п.1, в котором упомянутая измельчающая зерно добавка представляет собой титан или соединение титана.

6. Изделие из алюминиевого сплава по п.1, в котором упомянутая измельчающая зерно добавка представляет собой Тi, ТiВ₂ или TiC.

7. Изделие из алюминиевого сплава по п.1, в котором массовый процент Ag составляет по меньшей мере 0,4 мас.%.

8. Изделие из алюминиевого сплава по п.1, причем это изделие подвергнуто холодной деформационной обработке и искусственному старению.

9. Изделие из алюминиевого сплава по п.1, причем это изделие подвергнуто старению до прочности при недостаренном состоянии, максимальной прочности или прочности при перестаренном состоянии.

10. Деформированное, стойкое к повреждениям изделие из алюминиевого сплава, содержащего:
медь от 3,0 до 4,0 мас.%;
магний от 0,4 до 1,1 мас.%;
марганец от 0,2 до 0,4 мас.%;
серебро от 0,01 до 0,8 мас.%;
цинк от 0,01 до 0,40 мас.%; и
вплоть до 0,25 мас.% ингибитора рекристаллизации;
вплоть до 0,25 мас.% в сумме Fe+Si; и
вплоть до 0,1 мас.% измельчающей зерно добавки;
остальное - алюминий и случайные элементы и примеси,
при этом суммарный массовый процент Zn и Ag составляет от 0,30 до 0,80 мас.%, и
упомянутое изделие обладает свойствами а), b) или с), где
а) вязкость (показатель вязкости удельная энергия распространения трещины (УЭРТ)) в ориентации T-L, измеренная с помощью испытания на разрыв образца с надрезом с использованием ASTM В871, на по меньшей мере 60% выше, чем у испытанного аналогичным образом АА 2524HDT в состоянии Т3 или Т8;
b) средняя усталостная долговечность соединений при испытании на перераспределение высокой нагрузки на 60% больше, чем у 2X24HDT, в единицах средней усталостной долговечности (в циклах); и
c) изменение типа свойств коррозии с межзеренной на питтинговую согласно измерениям по ASTM G110.

11. Изделие из алюминиевого сплава по п.10, в котором суммарное количество Zn плюс Ag составляет по меньшей мере 0,3 мас.%.

12. Изделие из алюминиевого сплава по п.10, в котором суммарное количество Zn плюс Ag составляет по меньшей мере 0,3 мас.%, а отношение Сu к Mg составляет 3,6-5 частей Сu на 1 часть Mg.

13. Изделие из алюминиевого сплава по п. 10, причем это изделие представляет собой листовое изделие, а суммарное количество Zn плюс Ag составляет по меньшей мере 0,4 мас.%.

14. Изделие из алюминиевого сплава по п.10, в котором ингибитор рекристаллизации выбран из группы, состоящей из Zr, Сr, Sc, Hf и Еr.

15. Изделие из алюминиевого сплава по п.10, в котором упомянутая измельчающая зерно добавка представляет собой керамическое соединение.

16. Изделие из алюминиевого сплава по п.10, в котором упомянутая измельчающая зерно добавка представляет собой Ti, TiB₂ или TiC.

17. Изделие из алюминиевого сплава по п.10, причем это изделие подвергнуто старению до прочности при недостаренном состоянии, максимальной прочности или прочности при перестаренном состоянии.

18. Изделие из алюминиевого сплава по п.10, причем это изделие находится в состоянии Т3, Т6 или Т8.

19. Изделие из алюминиевого сплава по п.10, причем это изделие подвергнуто растяжению или холодному сжатию на по меньшей мере 0,50%, предпочтительно на по меньшей мере 2%.

20. Изделие из алюминиевого сплава, представляющее собой листовое изделие в элементах фюзеляжа, такое как обшивка, панели или стрингеры, или представляющее собой элемент крыла, такой как обшивка нижней поверхности крыла, стрингеры или панели, или представляющее собой толстый конструктивный элемент, такой как лонжероны или ребра, причем сплав содержит:
медь от 3,0 до 4,0 мас.%;
магний от 0,4 до 1,1 мас.%;
марганец от 0,2 до 0,4 мас.%;
серебро от 0,2 до 0,8 мас.%;
цинк от 0,01 до 0,40 мас.%;
вплоть до 0,20 мас.% ингибитора рекристаллизации;
вплоть до 0,10 мас.% измельчающей зерно добавки, выбранной из группы, состоящей из Ti, TiB₂ и TiC;
железо вплоть до 0,5 мас.%;
кремний вплоть до 0,5 мас.%;
остальное - алюминий и случайные элементы и примеси,
причем упомянутые Сu и Mg присутствуют в отношении 3,6-5 частей Сu на 1 часть Mg, и при этом упомянутое изделие обладает одним или более свойствами или сочетаниями свойств, выбранных из группы, состоящей из:
1) вязкости, измеренной с помощью испытания на разрыв образца с надрезом с использованием ASTM В871, на по меньшей мере 40% большей, чем у АА2524, испытанного аналогичным образом и имеющего такие же предел прочности на растяжение и предел текучести на растяжение;
2) вязкости, измеренной с помощью испытания на разрыв образца с надрезом с использованием ASTM В871, на по меньшей мере 20% большей, чем у испытанного аналогичным образом АА2524, и по меньшей мере 10%-ого повышения предела прочности на растяжение и предела текучести на растяжение относительно АА2524;
3) средней усталостной долговечности соединений при испытании на перераспределение высокой нагрузки, на по меньшей мере 60% большей, чем у 2X24HDT, в единицах средней усталостной долговечности (в циклах); и
4) изменения типа свойств коррозии с межзеренной на питтинговую согласно измерениям по ASTM G110.

21. Изделие из алюминиевого сплава по п.20, в котором суммарное количество Zn плюс Ag составляет по меньшей мере 0,3 мас.%, а предпочтительно от 0,3 до 0,6 мас.%.

22. Изделие из алюминиевого сплава по п.20, причем это изделие подвергнуто холодной деформационной обработке и искусственному старению.

23. Изделие из алюминиевого сплава по п.20, причем это изделие подвергнуто старению до прочности при недостаренном состоянии, максимальной прочности или прочности при перестаренном состоянии.

24. Изделие из алюминиевого сплава по п.20, причем это изделие подвергнуто растяжению или холодному сжатию на по меньшей мере 0,50%, предпочтительно на по меньшей мере 2%.

25. Изделие из алюминиевого сплава по п.20, в котором упомянутый ингибитор рекристаллизации выбран из группы, состоящей из Zr, Cr, Sc, Hf и Еr.

Images