專利名稱：：高強(qiáng)、高斷裂韌性的航空用Al-Cu-Mg合金及其加工方法
技術(shù)領(lǐng)域：
：本發(fā)明涉及一種鋁合金，尤其涉及一種航空用高強(qiáng)、高斷裂韌性Al-Cu-Mg合金及其加工方法，屬于有色金屬
技術(shù)領(lǐng)域：
。
背景技術(shù)：
：飛機(jī)的下翼面及機(jī)身由于受拉應(yīng)力，因此需要使用具有較高損傷容限、即高斷裂韌性及抗疲勞裂紋擴(kuò)展的2xxx系鋁合金，尤其是2024鋁合金。通常該合金的使用狀態(tài)為T3X或T4狀態(tài)。但2024鋁合金本身由于含F(xiàn)e、Si雜質(zhì)及粗大金屬間化合物較多，使得材料的損傷容限不能保持在較高的水平，因此難以滿足飛機(jī)大型化、高速化對(duì)材料性能提出的更高要求。因此，在2024鋁合金成分的基礎(chǔ)上，進(jìn)一步衍生出了2124、2324、2524等鋁合金。除此之外，專利號(hào)為7323068的美國(guó)專利，通過限制2024鋁合金中Fe、Si雜質(zhì)元素的含量，添加Zr并減少M(fèi)n含量，使材料的斷裂韌性高于2024及2524鋁合金的，但其強(qiáng)度低于后兩者。專利號(hào)為7604704的美國(guó)專利，通過在2024鋁合金中增加Si的含量，并添加Zr，使得材料具有比2024、2524鋁合金更為優(yōu)良斷裂韌性，但其強(qiáng)度低于2024及2524鋁合金。因此現(xiàn)有技術(shù)，難以使2xxx系鋁合金具有較好的綜合力學(xué)性能，兼顧強(qiáng)度及斷裂韌性。
發(fā)明內(nèi)容本發(fā)明的目的是克服現(xiàn)有技術(shù)存在的不足，提供一種兼顧高強(qiáng)、高斷裂韌性的航空用Al-Cu-Mg合金及其加工方法，通過成分優(yōu)化及工藝的改善，提高材料的綜合性能。本發(fā)明的目的通過以下技術(shù)方案來(lái)實(shí)現(xiàn)高強(qiáng)、高斷裂韌性的航空用Al-Cu-Mg合金，特點(diǎn)是其成分的重量百分含量如下—Mg1.30--1.50wt%，Cu3.60-"4.30wt%，Zr0.05--0.15wt%，Mn+Zr0.65--0.75wt%，Ti《0.10wt%，Zn《0.15wt%，Si《0.15wt%，F(xiàn)e《0.15wt%，其余組分為Al和不可避免的雜質(zhì)。進(jìn)一步地，上述的高強(qiáng)、高斷裂韌性的航空用Al-Cu-Mg合金的制造方法，特點(diǎn)是鑄錠均勻化退火時(shí)，鑄錠隨爐升溫到350400°C，保溫24小時(shí)后，然后再以3050°C3h的速度升到48050(TC，保溫2430小時(shí)后空冷；在420480。C保溫23小時(shí)后進(jìn)行熱軋，在熱軋過程中，當(dāng)板材溫度下降到350400°C，則在42(TC保溫2小時(shí)后繼續(xù)熱軋；熱軋結(jié)束后，對(duì)板材進(jìn)行冷軋；然后冷軋板材進(jìn)行固溶處理，在49350(TC保溫3060min、淬火，然后進(jìn)行1.53%的冷變形，最后在室溫放置1周以上。更進(jìn)一步地，上述的高強(qiáng)、高斷裂韌性的航空用Al-Cu-Mg合金，板材冷軋過程中，道次變形量為1020%，當(dāng)總變形量為4050%時(shí)，在40042(TC退火1小時(shí)后，再繼續(xù)進(jìn)行冷軋至最終板厚。本發(fā)明技術(shù)方案突出的實(shí)質(zhì)性特點(diǎn)和顯著的進(jìn)步主要體現(xiàn)在通過合理調(diào)整鋁合金中主合金元素Cu、Mg及微量元素，尤其是Mn、Zr的含量，在保證材料強(qiáng)度的基礎(chǔ)上，控制組織中過剩相的含量，提高材料的斷裂韌性。同時(shí)對(duì)材料的加工工藝進(jìn)行優(yōu)化，使材料獲得了較好的綜合力學(xué)性能，是制造航空部件的理想材料，較好滿足航空業(yè)的使用要求，市場(chǎng)前景廣闊。具體實(shí)施例方式高強(qiáng)、高斷裂韌性的航空用Al-Cu-Mg合金，其成分是Mg1.301.50wt%，Cu3.604.30wt%，ZrO.050.15wt%，Mn+Zr0.650.75wt%，Ti《0.10wt%，Zn《0.15wt%，Si《0.15wt%，F(xiàn)e《0.15wt^，其余組分為Al和不可避免的雜質(zhì)。理想的成分配比為:Mg1.45wt%，Cu4.00wt%，Zr0.10wt%，Mn+Zr0.70wt%，Ti0.10wt%，Zn0.10wt%，Si0.10wt%，F(xiàn)e0.10wt%，其余組分為Al和不可避免的雜質(zhì)。2xxx系鋁合金中的主要合金元素為Cu、Mg，形成了合金的主要強(qiáng)化相Al2CuMg相及Al^u相。Cu/Mg比控制時(shí)效強(qiáng)化相的組成及強(qiáng)化效果。當(dāng)Cu/Mg比為4:1禾P1.5:1之間時(shí)(即2024及其衍生合金成分范圍內(nèi))，提高材料中Al2CuMg的含量，即增大Mg或減小Cu的含量，有利于提高材料的強(qiáng)度。但Mg含量不能過高，過高則容易形成大量粗大的難溶金屬間化合物，降低材料的斷裂韌性；Cu含量不能過低，否則降低固溶強(qiáng)化效果。當(dāng)Mg含量為1.301.50wt%，Cu含量為3.604.30wt^時(shí)，既能保證較大的固溶強(qiáng)化效果及時(shí)效強(qiáng)化效果，又避免形成過多的粗大金屬間化合物，影響材料的斷裂韌性。Zr在合金中主要起控制晶粒結(jié)構(gòu)，保證織構(gòu)強(qiáng)化效果的作用，既提高材料強(qiáng)度又提高斷裂韌性。Zr的含量不宜低于0.05wt.%，否則大部分Zr固溶在組織中，難以在均勻化退火過程中形成二次Al3Zr相，以提高材料性能；同時(shí)Zr的含量不宜高于0.15wt.%，否則容易在鑄造過程中形成一次Al3Zr相，降低材料的鑄造性和加工性能以及斷裂韌性。Mn在合金的作用與Zr的類似，但其作用效果略差。其與Zr的含量和在0.650.75wt^之內(nèi)時(shí)，既能促進(jìn)兩種元素的化合物對(duì)晶粒結(jié)構(gòu)有較高的控制能力，又能防止形成較多的粗大金屬間化合物，降低材料斷裂韌性。Ti在合金中起細(xì)化鑄態(tài)晶粒的作用，以不超過O.lOwt.X為宜。若是Ti含量過高，則容易在組織中形成粗大的含Ti相，降低材料的斷裂韌性。Zn、Fe和Si元素為材料中的雜質(zhì)元素，需控制在0.15wt.%以下。獲得上述成分的鑄錠，進(jìn)行均勻化熱處理，均勻化退火的目的為溶解共晶組織，為后續(xù)的時(shí)效析出提供足夠的過飽和度，以及提高材料的熱加工性能；使含Mn、Zr相均勻彌散的析出，以提高材料的強(qiáng)度和斷裂韌性。在均勻退火過程中，鑄錠隨爐升溫到350440(TC，保溫24小時(shí)后，然后再以3050°C/h的速度升到480500。C保溫2430小時(shí)。一般而言，采用較慢的升溫速率有利于促進(jìn)含Mn、Zr相均勻彌散的析出。通過以上的均勻化熱處理既使大部分的共晶相溶解入基體，又使得含Mn、Zr相均勻彌散的析出。鑄錠均勻化退火完后，進(jìn)行軋制。在42048(TC保溫23小時(shí)后進(jìn)行熱軋。熱軋過程中，當(dāng)板材溫度下降到35040(TC，則在42(TC保溫2小時(shí)后繼續(xù)熱軋；熱軋結(jié)束后，進(jìn)行冷軋；板材冷軋過程中，道次變形量為1020%。當(dāng)總變形量為4050%時(shí)，在40042(TC退火1小時(shí)后，再繼續(xù)進(jìn)行冷軋至最終板厚。對(duì)冷軋板材進(jìn)行固溶處理，在49350(TC保溫3060分鐘，淬火，然后進(jìn)行1.53%的冷變形，再在室溫放置1周以上。通過對(duì)變形加熱溫度、保溫時(shí)間及中間退火工藝的控制，優(yōu)化材料的晶粒結(jié)構(gòu)，提高材料的斷裂韌性；通過固溶處理工藝的控制，以及固溶后冷變形工藝的控制，進(jìn)一步提高材料的強(qiáng)度，使材料具有較好的綜合力學(xué)性能。以下通過具體的實(shí)施例對(duì)本發(fā)明的技術(shù)方案作進(jìn)一步的描述。實(shí)施例1鋁合金成分以重量百分比計(jì)為Mg1.30wt%，Cu4.30wt%，Zr0.05wt%，Mn0.70wt%，F(xiàn)e0.15wt%，Si0.15wt%，Zn0.15wt%，Ti0.10wt^，余量為Al。合金鑄錠在循環(huán)風(fēng)爐中進(jìn)行均勻化熱處理隨爐升到35(TC，保溫4小時(shí)，然后以30°C/h的速度升到50(TC保溫30小時(shí)，空冷；然后在42(TC保溫2小時(shí)后進(jìn)行熱軋，當(dāng)板材溫度下降到35(TC時(shí)，在42(TC保溫3小時(shí)后繼續(xù)熱軋；接著進(jìn)行冷軋，冷軋道次變形量為20%。當(dāng)總變形量為40^時(shí)，在40(TC退火1小時(shí)后，再繼續(xù)冷軋至最終板厚。對(duì)冷軋板進(jìn)行固溶處理50(TC保溫30min，淬火，然后進(jìn)行1.5%的冷變形，再在室溫放置1周以上。實(shí)施例2鋁合金成分以重量百分比計(jì)為Mg1.50wt%，Cu3.60wt%，Zr0.15wt%，Mn0.50wt%，F(xiàn)e0.12wt%，Si0.10wt%，Zn0.10wt%，Ti0.08wt^，余量為Al。合金鑄錠在循環(huán)風(fēng)爐中進(jìn)行均勻化熱處理隨爐升到40(TC，保溫2小時(shí)，然后以50°C/h的速度升到48(TC保溫24小時(shí)，空冷；然后在48(TC保溫3小時(shí)后進(jìn)行熱軋，當(dāng)板材溫度下降到40(TC時(shí)，在42(TC保溫2小時(shí)后繼續(xù)熱軋；接著進(jìn)行冷軋，冷軋道次變形量為10%。當(dāng)總變形量為50^時(shí)，在42(TC退火1小時(shí)后，再繼續(xù)冷軋至最終板厚。對(duì)冷軋板進(jìn)行固溶處理493t:保溫60min，淬火，然后進(jìn)行3X的冷變形，再在室溫放置1周以上。實(shí)施例3鋁合金成分以重量百分比計(jì)為Mg1.40wt%，Cu4.20wt%，Zr0.10wt%，Mn0.63wt%，F(xiàn)e0.10wt%，Si0.10wt%，Zn0.10wt%，Ti0.10wt^，余量為Al。合金鑄錠在循環(huán)風(fēng)爐中進(jìn)行均勻化熱處理隨爐升到38(TC，保溫3小時(shí)，然后以40°C/h的速度升到493t:保溫28小時(shí)，空冷；然后在44(TC保溫2.5小時(shí)后進(jìn)行熱軋，當(dāng)板材溫度下降到360°C時(shí)，在42(TC保溫2小時(shí)后繼續(xù)熱軋；接著進(jìn)行冷軋，冷軋道次變形量為15%。當(dāng)總變形量為45^時(shí)，在42(TC退火1小時(shí)后，再繼續(xù)冷軋至最終板厚。對(duì)冷軋板進(jìn)行固溶處理495t:保溫40min，淬火，然后進(jìn)行2%的冷變形，再在室溫放置1周以上。實(shí)施例4鋁合金成分以重量百分比計(jì)為Mg1.45wt%，Cu4.00wt%，Zr0.10wt%，Mn0.60wt%，F(xiàn)e0.10wt%，Si0.10wt%，Zn0.10wt%，Ti0.10wt^，余量為Al。合金鑄錠在循環(huán)風(fēng)爐中進(jìn)行均勻化熱處理隨爐升到39(TC，保溫3小時(shí)，然后以40°C/h的速度升到49(TC保溫30小時(shí)，空冷；然后在46(TC保溫3小時(shí)后進(jìn)行熱軋，當(dāng)板材溫度下降到40(TC時(shí)，在42(TC保溫2小時(shí)后繼續(xù)熱軋；接著進(jìn)行冷軋，冷軋道次變形量為20%。當(dāng)總變形量為50^時(shí)，在42(TC退火1小時(shí)后，再繼續(xù)冷軋至最終板厚。對(duì)冷軋板進(jìn)行固溶處理50(TC保溫30min，淬火，然后進(jìn)行3%的冷變形，再在室溫放置1周以上。比較例1鋁合金成分以重量百分比計(jì)為Mg1.45wt%，Cu4.00wt%，Zr0.10wt%，Mn0.60wt%，F(xiàn)e0.10wt%，Si0.10wt%，Zn0.10wt%，Ti0.10wt^，余量為Al。合金鑄錠在循環(huán)風(fēng)爐中進(jìn)行均勻化熱處理在50(TC保溫24小時(shí)，空冷；在420°C保溫2小時(shí)后熱軋；接著進(jìn)行冷軋，冷軋道次變形量為20%，至最終板厚；對(duì)冷軋板進(jìn)行固溶處理50(TC保溫30min，淬火，然后進(jìn)行3%的冷變形，再在室溫放置1周以上。比較例2鋁合金成分以重量百分比計(jì)為Mg1.00wt%，Cu4.80wt%，Zr0.18wt%，Mn0.70wt%，F(xiàn)e0.30wt%，Si0.20wt%，Zn0.10wt%，Ti0.10wt^，余量為Al。合金鑄錠在循環(huán)風(fēng)爐中進(jìn)行均勻化熱處理在50(TC保溫24小時(shí)，空冷；在420°C保溫2小時(shí)后熱軋；接著進(jìn)行冷軋，冷軋道次變形量為20%，至最終板厚；對(duì)冷軋板進(jìn)行固溶處理50(TC保溫30min，淬火，然后進(jìn)行3%的冷變形，再在室溫放置1周以上。比較例3鋁合金成分以重量百分比計(jì)為Mg1.60wt%，Cu4.50wt%，Zr0.03wt%，Mn0.50wt%，F(xiàn)e0.10wt%，Si0.10wt%，Zn0.10wt%，Ti0.10wt^，余量為Al。合金鑄錠在循環(huán)風(fēng)爐中進(jìn)行均勻化熱處理隨爐升到39(TC，保溫3小時(shí)，然后以40°C/h的速度升到49(TC保溫30小時(shí)，空冷；然后在46(TC保溫3小時(shí)后進(jìn)行熱軋，當(dāng)板材溫度下降到40(TC時(shí)，在42(TC保溫2小時(shí)后繼續(xù)熱軋；接著進(jìn)行冷軋，冷軋道次變形量為20%。當(dāng)總變形量為50^時(shí)，在42(TC退火1小時(shí)后，再繼續(xù)冷軋至最終板厚。對(duì)冷軋板進(jìn)行固溶處理50(TC保溫30min，淬火，然后進(jìn)行3%的冷變形，再在室溫放置1周以上。表1示意了實(shí)施例及比較例中合金的性能。表1L向L-T向Rpo.2/MpaRm/MpaA/%Kc/MpaV^"實(shí)施例134046020180實(shí)施例235047022185實(shí)施例333045521178實(shí)施例4340465191706<table>tableseeoriginaldocumentpage7</column></row><table>從表1可看出，本發(fā)明通過合理調(diào)整鋁合金中各元素的含量并控制加工工藝，在保證材料強(qiáng)度的基礎(chǔ)上，控制組織中過剩相的含量，顯著提高材料的斷裂韌性，材料獲得了較好的綜合力學(xué)性能，較好滿足航空業(yè)的使用要求。需要理解到的是上述說明并非是對(duì)本發(fā)明的限制，在本發(fā)明構(gòu)思范圍內(nèi)，所進(jìn)行的添加、變換、替換等，也應(yīng)屬于本發(fā)明的保護(hù)范圍。權(quán)利要求高強(qiáng)、高斷裂韌性的航空用Al-Cu-Mg合金，其特征在于成分的重量百分含量為Mg1.30～1.50wt％，Cu3.60～4.30wt％，Zr0.05～0.15wt％，Mn+Zr0.65～0.75wt％，Ti≤0.10wt％，Zn≤0.15wt％，Si≤0.15wt％，F(xiàn)e≤0.15wt％，其余組分為Al和不可避免的雜質(zhì)。2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的高強(qiáng)、高斷裂韌性的航空用Al-Cu-Mg合金，其特征在于其成分具有如下的重量百分比:Mg1.45wt%，Cu4.00wt%，Zr0.lwt%，Mn+Zr0.70%，Ti0.lwt%，Zn0.lwt%，Si0.lwt%，F(xiàn)e0.lwt^，其余組分為Al和不可避免的雜質(zhì)。3.權(quán)利要求1所述的高強(qiáng)、高斷裂韌性的航空用Al-Cu-Mg合金的加工方法，其特征在于鑄錠均勻化退火時(shí)，鑄錠隨爐升溫到35040(TC，保溫24小時(shí)后，然后再以3050°C/h的速度升到480500°C，保溫2430小時(shí)后空冷；在420480。C保溫23小時(shí)后進(jìn)行熱軋，在熱軋過程中，當(dāng)板材溫度下降到35040(TC，則在42(TC保溫2小時(shí)后繼續(xù)熱軋；熱軋結(jié)束后，對(duì)板材進(jìn)行冷軋；然后冷軋板材進(jìn)行固溶處理，在49350(TC保溫3060min、淬火，然后進(jìn)行1.53%的冷變形，最后在室溫放置1周以上。4.根據(jù)權(quán)利要求3所述的高強(qiáng)、高斷裂韌性的航空用A1-Cu-Mg合金的加工方法，其特征在于板材冷軋過程中，道次變形量為1020%，當(dāng)總變形量為4050%時(shí)，在40042(TC退火1小時(shí)后，再繼續(xù)進(jìn)行冷軋至最終板厚。全文摘要本發(fā)明涉及高強(qiáng)、高斷裂韌性的航空用Al-Cu-Mg合金及其加工方法，其成分Cu3.60～4.30wt％，Mg1.30～1.50wt％，Zr0.05～0.15wt％，Mn+Zr0.65～0.75wt％，Ti≤0.10wt％，Zn≤0.15wt％，Si≤0.15wt％，F(xiàn)e≤0.15wt％。上述成分的鑄錠進(jìn)行均勻化熱處理時(shí)，鑄錠隨爐升溫到350～400℃，保溫2～4小時(shí)后，再以30～50℃/h的速度升到480～500℃保溫24～30小時(shí)后空冷；在420～480℃保溫2～3小時(shí)后進(jìn)行熱軋，熱軋結(jié)束后，對(duì)板材進(jìn)行冷軋；然后對(duì)冷軋板材進(jìn)行固溶處理，在493～500℃保溫30～60min、淬火，然后進(jìn)行1.5～3％的冷變形，接著在室溫放置1周以上。通過合理調(diào)整鋁合金中各元素的含量并控制加工工藝，在保證材料強(qiáng)度的基礎(chǔ)上，控制組織中過剩相的含量，顯著提高材料的斷裂韌性，材料具有較好的綜合力學(xué)性能。文檔編號(hào)C22C21/12GK101705403SQ20091022635公開日2010年5月12日申請(qǐng)日期2009年11月24日優(yōu)先權(quán)日2009年11月24日發(fā)明者紀(jì)艷麗,胡平,郭富安,鐘皓申請(qǐng)人:蘇州有色金屬研究院有限公司