專利名稱：：高強(qiáng)、高斷裂韌性的2xxx系鋁合金及其加工方法
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2xxx系鋁合金及其制造方法，屬于有色金屬
技術(shù)領(lǐng)域：
。
背景技術(shù)：
：對于飛機(jī)設(shè)計(jì)而言，不同部位所用材料的要求不一。如機(jī)身、下翼面及下翼面桁條，所需材料應(yīng)具有高的斷裂韌性以及低的疲勞裂紋擴(kuò)展速率(高損傷容限)，同時(shí)材料的強(qiáng)度也應(yīng)較高。這樣才能提高飛機(jī)飛行的安全，降低飛機(jī)的重量，從而降低維護(hù)費(fèi)用，并提高燃油經(jīng)濟(jì)性。2xxx系鋁合金由于具有中等強(qiáng)度、高損傷容限，而被應(yīng)用于飛機(jī)上對斷裂韌性、抗疲勞性能有較高要求的部位，如處于拉應(yīng)力狀態(tài)的飛機(jī)機(jī)身蒙皮以及下翼面蒙皮。具有代表性的航空用2xxx系鋁合金有2024、2124、2324等鋁合金，使用狀態(tài)有T3、T39和T3511等。飛機(jī)大型化和高速化的發(fā)展，對材料的性能提出了更高的要求。為了進(jìn)一步提高2024鋁合金的強(qiáng)度和損傷容限，各國研究者進(jìn)行了不懈的努力。美國專利5213639通過合理調(diào)整和限制2024鋁合金中主元素的含量，降低對損傷容限有不利影響的過剩相的體積分?jǐn)?shù)，同時(shí)降低雜質(zhì)Fe、Si含量，以提高材料性能。美國專利5863359通過在2024鋁合金中添加0.050.25wt.%Zr以及降低主元素Cu含量，使得材料具有比2024、2324鋁合金更為優(yōu)良的強(qiáng)度和斷裂韌性。美國專利5938867公開了一種具有2024合金類似成分的高損傷容限合金Cu:44.4wt.%;Mg:1.251.5wt.%;Mn:0.350.5wt.%。但上述方法中，或是因?yàn)橄拗屏酥骱辖鹪氐暮?，造成材料?qiáng)度的下降；或是因?yàn)樘砑覼r后，未采用合適的工藝，難以發(fā)揮Zr的作用；或是因?yàn)閷e、Si的含量限制過于嚴(yán)格，在材料生產(chǎn)過程中較難控制，從而提高材料成本，因而對2xxx系合金的性能提高有限，或存在局限性。
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，提供一種高強(qiáng)、高斷裂韌性的2xxx系鋁合金及其加工方法，通過成分優(yōu)化及工藝的改善，以提高材料的綜合性能。本發(fā)明的目的通過以下技術(shù)方案來實(shí)現(xiàn)高強(qiáng)、高斷裂韌性的2xxx系鋁合金，特點(diǎn)是其成分的質(zhì)量百分含量如下Mg1.301.60wt%，Cu3.604.80wt%，Mn0.500.70wt%，Zr0.100.14wt%，Ti《0.10wt%，Zn《0.20wt%，Si《0.20wt%，F(xiàn)e《0.20wt%，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2xxx系鋁合金，所述Cu的質(zhì)量百分含量8.5-3.5Mg《Cu《9.5-3.5Mg。更進(jìn)一步地，上述的高強(qiáng)、高斷裂韌性的2xxx系鋁合金，其特征在于所述Cu的質(zhì)量百分含量為4.10wt%，Mg的質(zhì)量百分含量為1.40wt.%。本發(fā)明高強(qiáng)、高斷裂韌性的2xxx系鋁合金的加工方法，首先鑄錠均勻化退火，從室溫以2040°C/h的升溫速率升到350430。C，保溫13小時(shí)，然后再以2040°C/h的速度升到470500°C，并保溫1830小時(shí)，然后空冷；在360450。C進(jìn)行擠壓，擠壓板材經(jīng)495503t:保溫0.52小時(shí)后，淬火，并在8小時(shí)內(nèi)進(jìn)行1.53%的冷變形處理，最后自然放置l周以上。再進(jìn)一步地，上述的高強(qiáng)、高斷裂韌性的2xxx系鋁合金的加工方法，首先鑄錠均勻化退火，從室溫以20°C/h的升溫速率，升到40(TC，保溫1小時(shí)，然后以20°C/h的升溫速率升到49(TC保溫20小時(shí)，然后空冷；在40(TC進(jìn)行擠壓，擠壓板材經(jīng)50(TC保溫1小時(shí)后，淬火，在8小時(shí)內(nèi)進(jìn)行2%的冷變形，最后自然放置1周以上。通過以上的加工工藝，獲得的材料其L向抗拉強(qiáng)度高于500MPa，屈服強(qiáng)度高于400MPa，塑性大于10%;L-T向斷裂韌性KIe高于45MPa^。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)在本發(fā)明通過合理調(diào)整鋁合金中主合金元素Cu、Mg及微量元素的含量，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，市場應(yīng)用前景廣闊。具體實(shí)施例方式高強(qiáng)、高斷裂韌性的2xxx系鋁合金，成分含量為Mg1.301.60wt%，Cu3.604.80wt%，Mn0.500.70wt%，Zr0.100.14wt%，Ti《0.10wt%，Zn《0.20wt%，Si《0.20wt%，F(xiàn)e《0.20wt^，其余組分為Al和不可避免的雜質(zhì)。其中，Cu的質(zhì)量百分含量(8.5-3.5Mg)《Cu《(9.5-3.5Mg);最佳的是，Cu的質(zhì)量百分含量為4.10wt%，Mg的質(zhì)量百分含量為1.40wt.%。高強(qiáng)、高斷裂韌性的2xxx系鋁合金的加工方法，首先鑄錠均勻化退火，從室溫以2040°C/h的升溫速率升到350430。C，保溫13小時(shí)，然后再以2040°C/h的速度升到470500°C，并保溫1830小時(shí)，然后空冷；在36045(TC進(jìn)行擠壓，擠壓板材經(jīng)495503"保溫0.52小時(shí)后，淬火，并在8小時(shí)內(nèi)進(jìn)行1.53%的冷變形處理，最后自然放置1周以上。獲得的材料其L向抗拉強(qiáng)度高于500MPa，屈服強(qiáng)度高于400MPa，塑性大于10%;L-T向斷裂韌性KIe高于45MPa。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4:11.5:1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1.301.60wt^，Cu含量為3.604.80wt%(且Cu最大二9.5-3.5Mg，Cu最小二8.5-3.5Mg)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。Mn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。在發(fā)明中Mn的含量優(yōu)選為0.500.70wt.%，若是Mn含量過低，則強(qiáng)化效果有限；若Mn含量過高，則形成粗大的T(Al2。Cu2Mrg相，造成材料斷裂的下降。Zr在合金中所起的作用與Mn類似，但Zr的強(qiáng)化效果要更高。Zr的含量不宜低于0.lOwt.X，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O.14wt.%，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件。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0.20wt.%以下。獲得上述成分的鑄錠后，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。在均勻退火過程中以2040°C/h的升溫速率升到35043(TC保溫13小時(shí)，然后再以2040°C/h的速度升到470500。C并保溫1830小時(shí)，然后空冷?？刂凭鶆蚧嘶鸬纳郎厮俾手饕且?yàn)?，Mn、Zr元素在鋁合金中的擴(kuò)散速度較慢，以緩慢升溫的方式能夠促進(jìn)Mn、Zr的擴(kuò)散，從而形成彌散分布的含Zr和Mn相。當(dāng)溫度升到35043(TC時(shí)，保溫13個(gè)小時(shí)，主要是為了進(jìn)一步促進(jìn)Zr、Mn相的形成。然后再緩慢的升到47050(TC并保溫1830小時(shí)，目的是促進(jìn)Zr、Mn的形成，并溶解共晶組織。該保溫溫度不宜過低，否則達(dá)不到溶解共晶組織的目的；溫度不宜過高，否則含Zr及Mn相容易粗化，以及組織發(fā)生過燒，降低材料性能。鑄錠均勻化退火完后，進(jìn)行擠壓變形。擠壓溫度范圍為36045(TC。擠壓溫度不宜過低，否則形成過高的擠壓變形能，這樣的組織在固溶過程中，容易發(fā)生再結(jié)晶，降低材料的強(qiáng)度和斷裂韌性；擠壓溫度不宜過高，否則容易在擠壓過程中發(fā)生再結(jié)晶，降低材料性能，且浪費(fèi)能源。擠壓完之后，對材料進(jìn)行固溶處理，495503t:保溫30分鐘2小時(shí)后，淬火，并在8小時(shí)內(nèi)進(jìn)行1.53%的冷變形處理，然后自然放置1周以上。495503"保溫30分鐘2小時(shí)的固溶處理，能夠溶解大部分可溶的金屬間化合物，為自然時(shí)效提供組織準(zhǔn)備。淬火后，在8小時(shí)之內(nèi)，進(jìn)行1.53%的冷變形處理，在不降低材料斷裂韌性的基礎(chǔ)上，進(jìn)一步提高材料的強(qiáng)度。以下通過具體的實(shí)施例對本發(fā)明的技術(shù)方案作進(jìn)一步的描述。實(shí)施例1鋁合金成分以質(zhì)量百分比計(jì)為Mg1.30wt%，Cu4.80wt%，Mn0.50wt%，F(xiàn)e0.20wt%，Si0.20wt%，Zn0.20wt%，Ti0.10wt%，Zr0.10wt^，余量為Al。合金鑄錠在循環(huán)風(fēng)爐中進(jìn)行均勻化熱處理以20°C/h的速度升到35(TC保溫1小時(shí)，然后以40°C/h的速度升到47(TC保溫30小時(shí)，空冷。在36(TC進(jìn)行擠壓，然后進(jìn)行固溶處理495°CXlh，然后在室溫放置8h后，進(jìn)行1.5%的冷變形，再室溫下放置1周。實(shí)施例2鋁合金成分以質(zhì)量百分比計(jì)為Mg1.60wt%，Cu3.90wt%，Mn0.70wt%，F(xiàn)e0.15wt%，Si0.12wt%，Zn0.12wt%，Ti0.08wt%，Zr0.14wt^，余量為Al。合金鑄錠在循環(huán)風(fēng)爐中進(jìn)行均勻化熱處理以40°C/h的速度升到43(TC保溫1小時(shí)，然后以20°C/h的速度升到50(TC保溫18小時(shí)，空冷。在45(TC進(jìn)行擠壓，然后進(jìn)行固溶處理495。CX30分鐘，然后在室溫放置8h后，進(jìn)行1.5%的冷變形，再室溫下放置1周。實(shí)施例3鋁合金成分以質(zhì)量百分比計(jì)為Mg1.60wt%，Cu3.60wt%，Mn0.70wt%，F(xiàn)e0.15wt%，Si0.12wt%，Zn0.12wt%，Ti0.08wt%，Zr0.12wt^，余量為Al。合金鑄錠在循環(huán)風(fēng)爐中進(jìn)行均勻化熱處理以40°C/h的速度升到35(TC保溫3小時(shí)，然后以40°C/h的速度升到480°C保溫25小時(shí)，空冷。在400°C進(jìn)行擠壓，然后進(jìn)行固溶處理495°CXlh，然后在室溫放置8h后，進(jìn)行3X的冷變形，再室溫下放置1周。實(shí)施例4鋁合金成分以質(zhì)量百分比計(jì)為Mg1.45wt%，Cu4.40wt%，Mn0.70wt%，F(xiàn)e0.15wt%，Si0.12wt%，Zn0.12wt%，Ti0.08wt%，Zr0.12wt^，余量為Al。合金鑄錠在循環(huán)風(fēng)爐中進(jìn)行均勻化熱處理以30°C/h的速度升到40(TC保溫2小時(shí)，然后以35°C/h的速度升到49(TC保溫25小時(shí)，空冷。在40(TC進(jìn)行擠壓，然后進(jìn)行固溶處理503°CX2h，然后在室溫放置8h后，進(jìn)行1.5%的冷變形，再室溫下放置1周。實(shí)施例5鋁合金成分以質(zhì)量百分比計(jì)為Mg1.40wt%，Cu4.10wt%，Mn0.70wt%，F(xiàn)e0.15wt%，Si0.12wt%，Zn0.12wt%，Ti0.08wt%，Zr0.12wt^，余量為Al。合金鑄錠在循環(huán)風(fēng)爐中進(jìn)行均勻化熱處理以30°C/h的速度升到40(TC保溫2小時(shí)，然后以35°C/h的速度升到49(TC保溫25小時(shí)，空冷。在40(TC進(jìn)行擠壓，然后進(jìn)行固溶處理50(TCXlh，然后在室溫放置8h后，進(jìn)行1.5%的冷變形，再室溫下放置1周。實(shí)施例6鋁合金成分以質(zhì)量百分比計(jì)為Mg1.50wt%，Cu4.20wt%，Mn0.70wt%，F(xiàn)e0.10wt%，Si0.10wt%，Zn0.12wt%，Ti0.08wt%，Zr0.12wt^，余量為Al。合金鑄錠在循環(huán)風(fēng)爐中進(jìn)行均勻化熱處理以35°C/h的速度升到40(TC保溫3小時(shí)，然后以35°C/h的速度升到49(TC保溫25小時(shí)，空冷。在40(TC進(jìn)行擠壓，然后進(jìn)行固溶處理50(TCXlh，然后在室溫放置5h后，進(jìn)行2X的冷變形，再室溫下放置1周。實(shí)施例7鋁合金成分以質(zhì)量百分比計(jì)為Mg1.50wt%，Cu4.20wt%，Mn0.70wt%，F(xiàn)e0.10wt%，Si0.10wt%，Zn0.12wt%，Ti0.08wt%，Zr0.12wt^，余量為Al。合金鑄錠在循環(huán)風(fēng)爐中進(jìn)行均勻化熱處理從室溫以20°C/h的升溫速率，升到400°C，保溫1小時(shí)，然后以20°C/h的升溫速率升到49(TC保溫20小時(shí)，然后空冷；在400°C進(jìn)行擠壓，擠壓板材經(jīng)50(TC保溫1小時(shí)后，淬火，在8小時(shí)內(nèi)進(jìn)行2%的冷變形，然后自然放置1周以上。實(shí)施例8鋁合金成分以質(zhì)量百分比計(jì)為Mg1.30wt%，Cu3.95wt%，Mn0.50wt%，F(xiàn)e0.20wt%，Si0.20wt%，Zn0.20wt%，Ti0.10wt%，Zr0.10wt^，余量為Al。合金鑄錠在循環(huán)風(fēng)爐中進(jìn)行均勻化熱處理以20°C/h的速度升到35(TC保溫1小時(shí)，然后以40°C/h的速度升到47(TC保溫30小時(shí)，空冷。在36(TC進(jìn)行擠壓，然后進(jìn)行固溶處理495°CXlh，然后在室溫放置8h后，進(jìn)行1.5%的冷變形，再室溫下放置1周。比較例1鋁合金成分以質(zhì)量百分比計(jì)為Cu4.90wt%，Mg1.80wt%，Mn0.50wt%，F(xiàn)e0.20wt%，Si0.12wt%，Zn0.22wt%，Ti0.15%wt%，Zr0.12wt^，余量為Al。合金鑄錠在500°C保溫24h后空冷，然后在400°C擠壓，然后進(jìn)行固溶處理500°CXlh，然后在室溫放置5h后，進(jìn)行2%的冷變形，再室溫下放置1周。比較例2鋁合金成分以質(zhì)量百分比計(jì)為Mg1.50wt%，Cu4.20wt%，Mn0.70wt%，F(xiàn)e0.10wt%，Si0.10wt%，Zn0.12wt%，Ti0.08wt^，余量為Al。合金鑄錠在循環(huán)風(fēng)爐中進(jìn)行均勻化熱處理以35°C/h的速度升到40(TC保溫3小時(shí)，然后以35°C/h的速度升到49(TC保溫25小時(shí)，空冷。在40(TC進(jìn)行擠壓，然后進(jìn)行固溶處理50(TCXlh，然后在室溫放置5h后，進(jìn)行2X的冷變形，再室溫下放置1周。比較例3鋁合金成分以質(zhì)量百分比計(jì)為Mg1.50wt%，Cu4.20wt%，Mn0.70wt%，F(xiàn)e0.10wt%，Si0.10wt%，Zn0.12wt%，Ti0.08wt%，Zr0.12wt^，余量為Al。合金鑄錠在500°C保溫24h后空冷，然后在400°C擠壓，然后進(jìn)行固溶處理500°CXlh，然后在室溫放置5h后，進(jìn)行2%的冷變形，再室溫下放置1周。比較例4鋁合金成分以質(zhì)量百分比計(jì)為Cu4.90wt%，Mg1.70wt%，Mn0.53wt%，F(xiàn)e0.20wt%，Si0.12wt%，Zn0.19wt%，Ti0.15%wt%，Zr0.12wt^，余量為Al。合金鑄錠在循環(huán)風(fēng)爐中進(jìn)行均勻化熱處理以35°C/h的速度升到40(TC保溫3小時(shí)，然后以35°C/h的速度升到49(TC保溫25小時(shí)，空冷。在40(TC進(jìn)行擠壓，然后進(jìn)行固溶處理50(TCXlh，然后在室溫放置5h后，進(jìn)行2X的冷變形，再室溫下放置1周。表1示意了實(shí)施例及比較例中合金的性能。表1<table>tableseeoriginaldocumentpage8</column></row><table>如表1所示，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，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。以上僅是本發(fā)明的具體應(yīng)用范例，對本發(fā)明的保護(hù)范圍不構(gòu)成任何限制。凡采用等同變換或者等效替換而形成的技術(shù)方案，均落在本發(fā)明權(quán)利保護(hù)范圍之內(nèi)。權(quán)利要求高強(qiáng)、高斷裂韌性的2xxx系鋁合金，其特征在于其成分的質(zhì)量百分含量如下Mg1.30～1.60wt％，Cu3.60～4.80wt％，Mn0.50～0.70wt％，Zr0.10～0.14wt％，Ti≤0.10wt％，Zn≤0.20wt％，Si≤0.20wt％，F(xiàn)e≤0.20wt％，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2xxx系鋁合金，其特征在于所述Cu的質(zhì)量百分含量8.5-3.5Mg《Cu《9.5_3.5Mg。3.根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的高強(qiáng)、高斷裂韌性的2xxx系鋁合金，其特征在于所述Cu的質(zhì)量百分含量為4.10wt%，Mg的質(zhì)量百分含量為1.40wt.%。4.權(quán)利要求1所述的高強(qiáng)、高斷裂韌性的2xxx系鋁合金的加工方法，其特征在于首先鑄錠均勻化退火，從室溫以2040°C/h的升溫速率升到35043(TC，保溫13小時(shí)，然后再以2040°C/h的速度升到470500°C，并保溫1830小時(shí)，然后空冷；在36045(TC進(jìn)行擠壓，擠壓板材經(jīng)495503"保溫0.52小時(shí)后，淬火，并在8小時(shí)內(nèi)進(jìn)行1.53%的冷變形處理，最后自然放置1周以上。5.根據(jù)權(quán)利要求4所述的高強(qiáng)、高斷裂韌性的2xxx系鋁合金的加工方法，其特征在于首先鑄錠均勻化退火，從室溫以20°C/h的升溫速率，升到40(TC，保溫1小時(shí)，然后以20°C/h的升溫速率升到49(TC保溫20小時(shí)，然后空冷；在40(TC進(jìn)行擠壓，擠壓板材經(jīng)50(TC保溫1小時(shí)后，淬火，在8小時(shí)內(nèi)進(jìn)行2%的冷變形，最后自然放置1周以上。全文摘要本發(fā)明涉及高強(qiáng)、高斷裂韌性的2xxx系鋁合金及加工方法，成分為Mg1.30～1.60wt％，Cu3.60～4.80wt％，Mn0.50～0.70wt％，Zr0.10～0.14wt％，Ti≤0.10wt％，Zn≤0.20wt％，Si≤0.20wt％，F(xiàn)e≤0.20wt％，其余組分為Al和不可避免的雜質(zhì)。其加工工藝首先鑄錠均勻化退火，從室溫以20～40℃/h的升溫速率升到350～430℃，保溫1～3小時(shí)，再以20～40℃/h的速度升到470～500℃，并保溫18～30小時(shí)，空冷；在360～450℃進(jìn)行擠壓，擠壓板材經(jīng)495～503℃保溫0.5～2小時(shí)后，淬火，并在8小時(shí)內(nèi)進(jìn)行1.5～3％的冷變形處理，最后自然放置1周以上。通過合理調(diào)整主合金元素Cu、Mg及微量元素的含量，在保證材料強(qiáng)度的基礎(chǔ)上，提高材料的斷裂韌性。對加工工藝進(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。文檔編號C22C21/12GK101701309SQ200910212938公開日2010年5月5日申請日期2009年11月11日優(yōu)先權(quán)日2009年11月11日發(fā)明者紀(jì)艷麗,胡平,郭富安,鐘皓申請人:蘇州有色金屬研究院有限公司