专利名称：：高强、高断裂韧性的2xxx系铝合金及其加工方法
技术领域：
：本发明涉及一种铝合金，尤其涉及一种航空用高强、高断裂韧性2xxx系铝合金及其制造方法，属于有色金属
技术领域：
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背景技术：
：对于飞机设计而言，不同部位所用材料的要求不一。如机身、下翼面及下翼面桁条，所需材料应具有高的断裂韧性以及低的疲劳裂纹扩展速率(高损伤容限)，同时材料的强度也应较高。这样才能提高飞机飞行的安全，降低飞机的重量，从而降低维护费用，并提高燃油经济性。2xxx系铝合金由于具有中等强度、高损伤容限，而被应用于飞机上对断裂韧性、抗疲劳性能有较高要求的部位，如处于拉应力状态的飞机机身蒙皮以及下翼面蒙皮。具有代表性的航空用2xxx系铝合金有2024、2124、2324等铝合金，使用状态有T3、T39和T3511等。飞机大型化和高速化的发展，对材料的性能提出了更高的要求。为了进一步提高2024铝合金的强度和损伤容限，各国研究者进行了不懈的努力。美国专利5213639通过合理调整和限制2024铝合金中主元素的含量，降低对损伤容限有不利影响的过剩相的体积分数，同时降低杂质Fe、Si含量，以提高材料性能。美国专利5863359通过在2024铝合金中添加0.050.25wt.%Zr以及降低主元素Cu含量，使得材料具有比2024、2324铝合金更为优良的强度和断裂韧性。美国专利5938867公开了一种具有2024合金类似成分的高损伤容限合金Cu:44.4wt.%;Mg:1.251.5wt.%;Mn:0.350.5wt.%。但上述方法中，或是因为限制了主合金元素的含量，造成材料强度的下降；或是因为添加Zr后，未采用合适的工艺，难以发挥Zr的作用；或是因为对Fe、Si的含量限制过于严格，在材料生产过程中较难控制，从而提高材料成本，因而对2xxx系合金的性能提高有限，或存在局限性。
发明内容本发明的目的是克服现有技术存在的不足，提供一种高强、高断裂韧性的2xxx系铝合金及其加工方法，通过成分优化及工艺的改善，以提高材料的综合性能。本发明的目的通过以下技术方案来实现高强、高断裂韧性的2xxx系铝合金，特点是其成分的质量百分含量如下Mg1.301.60wt%，Cu3.604.80wt%，Mn0.500.70wt%，Zr0.100.14wt%，Ti《0.10wt%，Zn《0.20wt%，Si《0.20wt%，Fe《0.20wt%，其余组分为Al和不可避免的杂质。进一步地，上述的高强、高断裂韧性的2xxx系铝合金，所述Cu的质量百分含量8.5-3.5Mg《Cu《9.5-3.5Mg。更进一步地，上述的高强、高断裂韧性的2xxx系铝合金，其特征在于所述Cu的质量百分含量为4.10wt%，Mg的质量百分含量为1.40wt.%。本发明高强、高断裂韧性的2xxx系铝合金的加工方法，首先铸锭均匀化退火，从室温以2040°C/h的升温速率升到350430。C，保温13小时，然后再以2040°C/h的速度升到470500°C，并保温1830小时，然后空冷；在360450。C进行挤压，挤压板材经495503t:保温0.52小时后，淬火，并在8小时内进行1.53%的冷变形处理，最后自然放置l周以上。再进一步地，上述的高强、高断裂韧性的2xxx系铝合金的加工方法，首先铸锭均匀化退火，从室温以20°C/h的升温速率，升到40(TC，保温1小时，然后以20°C/h的升温速率升到49(TC保温20小时，然后空冷；在40(TC进行挤压，挤压板材经50(TC保温1小时后，淬火，在8小时内进行2%的冷变形，最后自然放置1周以上。通过以上的加工工艺，获得的材料其L向抗拉强度高于500MPa，屈服强度高于400MPa，塑性大于10%;L-T向断裂韧性KIe高于45MPa^。本发明技术方案突出的实质性特点和显著的进步主要体现在本发明通过合理调整铝合金中主合金元素Cu、Mg及微量元素的含量，在保证材料强度的基础上，控制组织中过剩相的含量，提高材料的断裂韧性。同时对材料的加工工艺进行优化，使材料获得了较好的综合力学性能，是制造航空部件的理想材料，较好满足航空业的使用要求，市场应用前景广阔。具体实施例方式高强、高断裂韧性的2xxx系铝合金，成分含量为Mg1.301.60wt%，Cu3.604.80wt%，Mn0.500.70wt%，Zr0.100.14wt%，Ti《0.10wt%，Zn《0.20wt%，Si《0.20wt%，Fe《0.20wt^，其余组分为Al和不可避免的杂质。其中，Cu的质量百分含量(8.5-3.5Mg)《Cu《(9.5-3.5Mg);最佳的是，Cu的质量百分含量为4.10wt%，Mg的质量百分含量为1.40wt.%。高强、高断裂韧性的2xxx系铝合金的加工方法，首先铸锭均匀化退火，从室温以2040°C/h的升温速率升到350430。C，保温13小时，然后再以2040°C/h的速度升到470500°C，并保温1830小时，然后空冷；在36045(TC进行挤压，挤压板材经495503"保温0.52小时后，淬火，并在8小时内进行1.53%的冷变形处理，最后自然放置1周以上。获得的材料其L向抗拉强度高于500MPa，屈服强度高于400MPa，塑性大于10%;L-T向断裂韧性KIe高于45MPa。2xxx系铝合金中的主要合金元素为Cu、Mg，形成了合金的主要强化相Al2CuMg相及Al^u相。Cu/Mg比控制时效强化相的组成及强化效果。当Cu/Mg比为4:11.5:1之间时(即2024及其衍生合金成分范围内)，提高材料中Al2CuMg的含量，即增大Mg或减小Cu的含量，有利于提高材料的强度。但Mg含量不能过高，过高则容易形成大量粗大的难溶金属间化合物，降低材料的断裂韧性；Cu含量不能过低，否则降低固溶强化效果。当Mg含量为1.301.60wt^，Cu含量为3.604.80wt%(且Cu最大二9.5-3.5Mg，Cu最小二8.5-3.5Mg)时，既能保证较大的固溶强化效果及时效强化效果，又避免形成过多的粗大金属间化合物，影响材料的断裂韧性。Mn在合金中主要起控制晶粒结构，保证织构强化效果的作用。在发明中Mn的含量优选为0.500.70wt.%，若是Mn含量过低，则强化效果有限；若Mn含量过高，则形成粗大的T(Al2。Cu2Mrg相，造成材料断裂的下降。Zr在合金中所起的作用与Mn类似，但Zr的强化效果要更高。Zr的含量不宜低于0.lOwt.X，否则大部分Zr固溶在组织中，难以在均匀化退火过程中形成二次Al3Zr相，以提高材料性能；同时Zr的含量不宜高于O.14wt.%，否则容易在铸造过程中形成一次Al3Zr相，降低材料的铸造性和加工性能以及断裂韧件。Ti在合金中起细化铸态晶粒的作用，以不超过O.lOwt.X为宜。若是Ti含量过高，则容易在组织中形成粗大的含Ti相，降低材料的断裂韧性。Zn、Fe和Si元素为材料中的杂质元素，需控制在0.20wt.%以下。获得上述成分的铸锭后，进行均匀化热处理。均匀化退火的目的为溶解共晶组织，为后续的时效析出提供足够的过饱和度，以及提高材料的热加工性能；使含Mn、Zr相均匀弥散的析出，以提高材料的强度和断裂韧性。在均匀退火过程中以2040°C/h的升温速率升到35043(TC保温13小时，然后再以2040°C/h的速度升到470500。C并保温1830小时，然后空冷。控制均匀化退火的升温速率主要是因为，Mn、Zr元素在铝合金中的扩散速度较慢，以缓慢升温的方式能够促进Mn、Zr的扩散，从而形成弥散分布的含Zr和Mn相。当温度升到35043(TC时，保温13个小时，主要是为了进一步促进Zr、Mn相的形成。然后再缓慢的升到47050(TC并保温1830小时，目的是促进Zr、Mn的形成，并溶解共晶组织。该保温温度不宜过低，否则达不到溶解共晶组织的目的；温度不宜过高，否则含Zr及Mn相容易粗化，以及组织发生过烧，降低材料性能。铸锭均匀化退火完后，进行挤压变形。挤压温度范围为36045(TC。挤压温度不宜过低，否则形成过高的挤压变形能，这样的组织在固溶过程中，容易发生再结晶，降低材料的强度和断裂韧性；挤压温度不宜过高，否则容易在挤压过程中发生再结晶，降低材料性能，且浪费能源。挤压完之后，对材料进行固溶处理，495503t:保温30分钟2小时后，淬火，并在8小时内进行1.53%的冷变形处理，然后自然放置1周以上。495503"保温30分钟2小时的固溶处理，能够溶解大部分可溶的金属间化合物，为自然时效提供组织准备。淬火后，在8小时之内，进行1.53%的冷变形处理，在不降低材料断裂韧性的基础上，进一步提高材料的强度。以下通过具体的实施例对本发明的技术方案作进一步的描述。实施例1铝合金成分以质量百分比计为Mg1.30wt%，Cu4.80wt%，Mn0.50wt%，Fe0.20wt%，Si0.20wt%，Zn0.20wt%，Ti0.10wt%，Zr0.10wt^，余量为Al。合金铸锭在循环风炉中进行均匀化热处理以20°C/h的速度升到35(TC保温1小时，然后以40°C/h的速度升到47(TC保温30小时，空冷。在36(TC进行挤压，然后进行固溶处理495°CXlh，然后在室温放置8h后，进行1.5%的冷变形，再室温下放置1周。实施例2铝合金成分以质量百分比计为Mg1.60wt%，Cu3.90wt%，Mn0.70wt%，Fe0.15wt%，Si0.12wt%，Zn0.12wt%，Ti0.08wt%，Zr0.14wt^，余量为Al。合金铸锭在循环风炉中进行均匀化热处理以40°C/h的速度升到43(TC保温1小时，然后以20°C/h的速度升到50(TC保温18小时，空冷。在45(TC进行挤压，然后进行固溶处理495。CX30分钟，然后在室温放置8h后，进行1.5%的冷变形，再室温下放置1周。实施例3铝合金成分以质量百分比计为Mg1.60wt%，Cu3.60wt%，Mn0.70wt%，Fe0.15wt%，Si0.12wt%，Zn0.12wt%，Ti0.08wt%，Zr0.12wt^，余量为Al。合金铸锭在循环风炉中进行均匀化热处理以40°C/h的速度升到35(TC保温3小时，然后以40°C/h的速度升到480°C保温25小时，空冷。在400°C进行挤压，然后进行固溶处理495°CXlh，然后在室温放置8h后，进行3X的冷变形，再室温下放置1周。实施例4铝合金成分以质量百分比计为Mg1.45wt%，Cu4.40wt%，Mn0.70wt%，Fe0.15wt%，Si0.12wt%，Zn0.12wt%，Ti0.08wt%，Zr0.12wt^，余量为Al。合金铸锭在循环风炉中进行均匀化热处理以30°C/h的速度升到40(TC保温2小时，然后以35°C/h的速度升到49(TC保温25小时，空冷。在40(TC进行挤压，然后进行固溶处理503°CX2h，然后在室温放置8h后，进行1.5%的冷变形，再室温下放置1周。实施例5铝合金成分以质量百分比计为Mg1.40wt%，Cu4.10wt%，Mn0.70wt%，Fe0.15wt%，Si0.12wt%，Zn0.12wt%，Ti0.08wt%，Zr0.12wt^，余量为Al。合金铸锭在循环风炉中进行均匀化热处理以30°C/h的速度升到40(TC保温2小时，然后以35°C/h的速度升到49(TC保温25小时，空冷。在40(TC进行挤压，然后进行固溶处理50(TCXlh，然后在室温放置8h后，进行1.5%的冷变形，再室温下放置1周。实施例6铝合金成分以质量百分比计为Mg1.50wt%，Cu4.20wt%，Mn0.70wt%，Fe0.10wt%，Si0.10wt%，Zn0.12wt%，Ti0.08wt%，Zr0.12wt^，余量为Al。合金铸锭在循环风炉中进行均匀化热处理以35°C/h的速度升到40(TC保温3小时，然后以35°C/h的速度升到49(TC保温25小时，空冷。在40(TC进行挤压，然后进行固溶处理50(TCXlh，然后在室温放置5h后，进行2X的冷变形，再室温下放置1周。实施例7铝合金成分以质量百分比计为Mg1.50wt%，Cu4.20wt%，Mn0.70wt%，Fe0.10wt%，Si0.10wt%，Zn0.12wt%，Ti0.08wt%，Zr0.12wt^，余量为Al。合金铸锭在循环风炉中进行均匀化热处理从室温以20°C/h的升温速率，升到400°C，保温1小时，然后以20°C/h的升温速率升到49(TC保温20小时，然后空冷；在400°C进行挤压，挤压板材经50(TC保温1小时后，淬火，在8小时内进行2%的冷变形，然后自然放置1周以上。实施例8铝合金成分以质量百分比计为Mg1.30wt%，Cu3.95wt%，Mn0.50wt%，Fe0.20wt%，Si0.20wt%，Zn0.20wt%，Ti0.10wt%，Zr0.10wt^，余量为Al。合金铸锭在循环风炉中进行均匀化热处理以20°C/h的速度升到35(TC保温1小时，然后以40°C/h的速度升到47(TC保温30小时，空冷。在36(TC进行挤压，然后进行固溶处理495°CXlh，然后在室温放置8h后，进行1.5%的冷变形，再室温下放置1周。比较例1铝合金成分以质量百分比计为Cu4.90wt%，Mg1.80wt%，Mn0.50wt%，Fe0.20wt%，Si0.12wt%，Zn0.22wt%，Ti0.15%wt%，Zr0.12wt^，余量为Al。合金铸锭在500°C保温24h后空冷，然后在400°C挤压，然后进行固溶处理500°CXlh，然后在室温放置5h后，进行2%的冷变形，再室温下放置1周。比较例2铝合金成分以质量百分比计为Mg1.50wt%，Cu4.20wt%，Mn0.70wt%，Fe0.10wt%，Si0.10wt%，Zn0.12wt%，Ti0.08wt^，余量为Al。合金铸锭在循环风炉中进行均匀化热处理以35°C/h的速度升到40(TC保温3小时，然后以35°C/h的速度升到49(TC保温25小时，空冷。在40(TC进行挤压，然后进行固溶处理50(TCXlh，然后在室温放置5h后，进行2X的冷变形，再室温下放置1周。比较例3铝合金成分以质量百分比计为Mg1.50wt%，Cu4.20wt%，Mn0.70wt%，Fe0.10wt%，Si0.10wt%，Zn0.12wt%，Ti0.08wt%，Zr0.12wt^，余量为Al。合金铸锭在500°C保温24h后空冷，然后在400°C挤压，然后进行固溶处理500°CXlh，然后在室温放置5h后，进行2%的冷变形，再室温下放置1周。比较例4铝合金成分以质量百分比计为Cu4.90wt%，Mg1.70wt%，Mn0.53wt%，Fe0.20wt%，Si0.12wt%，Zn0.19wt%，Ti0.15%wt%，Zr0.12wt^，余量为Al。合金铸锭在循环风炉中进行均匀化热处理以35°C/h的速度升到40(TC保温3小时，然后以35°C/h的速度升到49(TC保温25小时，空冷。在40(TC进行挤压，然后进行固溶处理50(TCXlh，然后在室温放置5h后，进行2X的冷变形，再室温下放置1周。表1示意了实施例及比较例中合金的性能。表1<table>tableseeoriginaldocumentpage8</column></row><table>如表1所示，本发明通过合理调整铝合金中各元素的含量并控制加工工艺，在保证材料强度的基础上，控制组织中过剩相的含量，提高材料的断裂韧性，材料获得了较好的综合力学性能，较好满足航空业的使用要求。以上仅是本发明的具体应用范例，对本发明的保护范围不构成任何限制。凡采用等同变换或者等效替换而形成的技术方案，均落在本发明权利保护范围之内。权利要求高强、高断裂韧性的2xxx系铝合金，其特征在于其成分的质量百分含量如下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％，Fe≤0.20wt％，其余组分为Al和不可避免的杂质。2.根据权利要求1所述的高强、高断裂韧性的2xxx系铝合金，其特征在于所述Cu的质量百分含量8.5-3.5Mg《Cu《9.5_3.5Mg。3.根据权利要求1或2所述的高强、高断裂韧性的2xxx系铝合金，其特征在于所述Cu的质量百分含量为4.10wt%，Mg的质量百分含量为1.40wt.%。4.权利要求1所述的高强、高断裂韧性的2xxx系铝合金的加工方法，其特征在于首先铸锭均匀化退火，从室温以2040°C/h的升温速率升到35043(TC，保温13小时，然后再以2040°C/h的速度升到470500°C，并保温1830小时，然后空冷；在36045(TC进行挤压，挤压板材经495503"保温0.52小时后，淬火，并在8小时内进行1.53%的冷变形处理，最后自然放置1周以上。5.根据权利要求4所述的高强、高断裂韧性的2xxx系铝合金的加工方法，其特征在于首先铸锭均匀化退火，从室温以20°C/h的升温速率，升到40(TC，保温1小时，然后以20°C/h的升温速率升到49(TC保温20小时，然后空冷；在40(TC进行挤压，挤压板材经50(TC保温1小时后，淬火，在8小时内进行2%的冷变形，最后自然放置1周以上。全文摘要本发明涉及高强、高断裂韧性的2xxx系铝合金及加工方法，成分为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％，Fe≤0.20wt％，其余组分为Al和不可避免的杂质。其加工工艺首先铸锭均匀化退火，从室温以20～40℃/h的升温速率升到350～430℃，保温1～3小时，再以20～40℃/h的速度升到470～500℃，并保温18～30小时，空冷；在360～450℃进行挤压，挤压板材经495～503℃保温0.5～2小时后，淬火，并在8小时内进行1.5～3％的冷变形处理，最后自然放置1周以上。通过合理调整主合金元素Cu、Mg及微量元素的含量，在保证材料强度的基础上，提高材料的断裂韧性。对加工工艺进行优化，使材料获得了较好的综合力学性能，是制造航空部件的理想材料。文档编号C22C21/12GK101701309SQ200910212938公开日2010年5月5日申请日期2009年11月11日优先权日2009年11月11日发明者纪艳丽,胡平,郭富安,钟皓申请人:苏州有色金属研究院有限公司