СПОСОБ ПРОИЗВОДСТВА ПРОДУКТОВ ИЗ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ СЕРИИ АА2000
MANUFACTURING METHODS OF PRODUCTS FROM ALUMINIUM ALLOYS OF AA2000 SERIES

Область техники, к которой относится изобретение
Настоящее изобретение относится к сплавам серии АА2000, содержащим 2-5,5% Cu, 0,5-2% Mg, самое большее 1% Mn, Zn<1,3%, Fe<0,25%, Si>0,10-0,35%, и к способу производства продуктов из этих алюминиевых сплавов. Более конкретно, настоящее изобретение относится к деформированным алюминиевым продуктам (изделиям) относительно большой толщины, т.е. толщиной примерно 30-300 мм. Хотя оно обычно реализуется на практике в формах катаной толстолистовой продукции, настоящее изобретение может также найти применение при производстве продукции в форме экструдированных или кованых деталей. Репрезентативные конструктивные детали, изготовленные из такой продукции, включают в себя цельные элементы лонжеронов и тому подобное, которые получают механической обработкой резанием из толстых деформированных профилей, включая толстый катаный лист. Настоящее изобретение является особенно пригодным для производства высокопрочных экструдируемых и кованых компонентов летательных аппаратов. Такие летательные аппараты включают в себя коммерческие пассажирские реактивные лайнеры, грузовые самолеты и некоторые военные самолеты. В дополнение к этому, в соответствии с настоящим изобретением могут изготавливаться детали не аэрокосмического назначения, подобные различным толстым плитам для литейных форм или инструментальным плитам.
Предпосылки создания изобретения
Как станет понятно ниже, если только не указано иное, обозначения сплавов и обозначения состояний относятся к обозначениям Aluminum Association (Ассоциации алюминиевой промышленности), приведенным в Aluminum Standards and Data and Registration Records, как опубликовано Aluminum Association в 2006 году.
В случае любого описания составов сплавов или предпочтительных составов сплавов все ссылки на проценты относятся к массовым процентам, если не указано иное.
Различные типы алюминиевых сплавов использовались в прошлом для формирования различных продуктов для конструкционных применений в аэрокосмической промышленности. Конструкторы и производители в аэрокосмической промышленности постоянно пытаются улучшить эффективность использования топлива, эксплуатационные характеристики продукции и постоянно пытаются уменьшить себестоимость производства и затраты на обслуживание. Предпочтительным способом достижения таких улучшений, наряду с уменьшением стоимости, является концепция унифицированного сплава, т.е. одного алюминиевого сплава, который способен иметь улучшенный баланс свойств в соответствующих формах продукта.
Состоянию техники в настоящий момент соответствуют высокостойкие к повреждениям сплавы АА2х24 (т.е. АА2524) или АА6х13 или АА7х75 для листа фюзеляжа, АА2324 или АА7х75 для нижней поверхности крыла, АА7055 или АА7449 для верхней поверхности крыла и АА7050 или АА7010 или АА7040 или АА7140 для лонжеронов и нервюр крыла или других профилей, получаемых механической обработкой резанием из толстой плиты. Главная причина использования различных сплавов для каждого отдельного применения заключается в различии баланса свойств, необходимых для оптимальных эксплуатационных характеристик конструктивной детали в целом.
Для обшивки фюзеляжа очень важными считаются свойства стойкости к повреждениям при растягивающей нагрузке, то есть сочетание скорости роста усталостных трещин ("FCGR"), вязкости разрушения при плоском напряженном состоянии и коррозии. Исходя из этих требований к свойствам, высокостойкий к повреждениям сплав АА2х24-Т351 (см., например, US-5213639 или EP-1026270-A1) или Cu-содержащий сплав АА6ххх-Т6 (см., например, US-4589932, US-5888320, US-2002/0039664-A1 или EP-1143027-A1) были бы предпочтительным выбором для производителей гражданских летательных аппаратов.
Для обшивки нижней поверхности крыла желательным является сходный баланс свойств, но некоторой вязкостью разрушения можно пожертвовать ради более высокой прочности на разрыв. По этой причине сплавы АА2х24 в состоянии Т39 или Т8х считаются логичным выбором (см., например, патент США №5865914, патент США №5593516 или EP-1114877-A1).
Для верхней поверхности крыла, где важнее сжимающая нагрузка, чем растягивающая нагрузка, прочность на сжатие, усталостная прочность (кривые SN-усталости или время жизни или FCGR) и вязкость разрушения являются наиболее критически важными свойствами. В настоящее время предпочтительным выбором были бы АА7150, АА7055, АА7449 или АА7х75 (см., например, патент США №5221377, патент США №5865911, патент США №5560789 или патент США №5312498). Эти сплавы имеют высокий предел текучести на сжатие при приемлемых в настоящее время стойкости к коррозии и вязкости разрушения, хотя конструкторы летательных аппаратов приветствовали бы усовершенствования этих сочетаний свойств.
Для толстых профилей, имеющих толщину более 3 дюймов, или деталей, полученных механической обработкой резанием из таких толстых профилей, важным является однородный и надежный баланс свойств по толщине. В настоящее время для этих типов применений используются сплавы АА7050 или АА7010 или АА7040 (см. US-6027582) или АА7085 (см., например, публикацию заявки на патент США №2002/0121319-А1). Пониженная чувствительность к закалке, то есть ухудшение свойств по толщине при более низкой скорости закалки или более толстых продуктах, является главным пожеланием производителей летательных аппаратов. Главной заботой конструкторов и производителей конструктивных деталей являются особенно свойства в ST-направлении.
Лучшие характеристики летательного аппарата, т.е. уменьшенные затраты на производство и уменьшенные затраты на эксплуатацию, могут достигаться посредством улучшения баланса свойств алюминиевых сплавов, используемых в конструктивной детали, и предпочтительного использования только одного типа сплава для уменьшения стоимости сплава и для понижения затрат при переработке алюминиевого лома и отходов.
Соответственно, предполагается, что имеется потребность в алюминиевом сплаве, способном к достижению улучшенного баланса соответствующих свойств почти в любой используемой форме продукта.
Описание изобретения
Задача настоящего изобретения состоит в том, чтобы предложить сплавы серии АА2000, имеющие улучшенный баланс свойств.
Другая задача настоящего изобретения состоит в том, чтобы предложить продукт из деформируемого алюминиевого сплава серии АА2000, содержащего 2-5,5% Cu, 0,5-2% Mg, самое большее 1% Mn, Zn<1,3%, Fe<0,25%, Si>0,10-0,35%, имеющий улучшенные свойства, в частности имеющий улучшенную вязкость разрушения.
Другая задача настоящего изобретения состоит в том, чтобы предложить сплав серии АА2х24, имеющий улучшенный баланс свойств.
Другая задача настоящего изобретения состоит в том, чтобы предложить способ производства таких продуктов из сплавов серии АА2000.
Эти и другие задачи и дополнительные преимущества решаются или превосходятся способом по настоящему изобретению производства продукта из деформируемого алюминиевого сплава серии АА2000, включающим в себя стадии:
a. литье заготовки - слитка из алюминиевого сплава серии АА2000, имеющего химический состав, содержащий, в мас.%: 2-5,5 Cu, 0,5-2 Mg, самое большее 1 Mn, Zn<1,3, Fe<0,25, Si>0,10-0,35, остаток составляют Al, случайные элементы и примеси;
b. предварительный нагрев и/или гомогенизацию отлитой заготовки;
c. горячую деформационную обработку заготовки одним или более способов, выбранных из группы, состоящей из прокатки, экструзии и ковки;
d. необязательно холодную деформационную обработку подвергнутой горячей деформационной обработке заготовки;
е. термообработку на твердый раствор (ТТР) подвергнутой горячей и необязательно холодной деформационной обработке заготовки (при температуре и времени, достаточных для перевода в твердый раствор растворимых составляющих в алюминиевом сплаве);
f. охлаждение ТТР заготовки предпочтительно посредством одной из закалки распылением и закалки погружением в воду или другие закалочные среды;
g. необязательно растяжение или сжатие охлажденной ТТР заготовки или иная холодная деформационная обработка охлажденной ТТР заготовки для снятия напряжений, осуществляемая выравниванием или волочением или холодной прокаткой охлажденной ТТР заготовки;
h. старение охлажденной и необязательно растянутой или сжатой или подвергнутой иной холодной деформационной обработке ТТР заготовки для достижения требуемого состояния.
В соответствии с настоящим изобретением имеется по меньшей мере одна термообработка, осуществляемая при температуре в диапазоне более чем 505°C, но менее чем температура солидуса рассматриваемого алюминиевого сплава, и при этом эту термообработку осуществляют либо: (i) после термообработки гомогенизацией, но перед горячей деформационной обработкой, либо (ii) после термообработки на твердый раствор, либо (iii) как после термообработки гомогенизацией перед горячей деформационной обработкой, так и после термообработки на твердый раствор.
Алюминиевый сплав может предусматриваться в виде слитка или сляба или биллета для изготовления соответствующего деформированного продукта посредством технологий литья, обычных в области получения литых продуктов, например DC-литья (литья в кристаллизатор прямым охлаждением), ЕМС-литья (литья в электромагнитный кристаллизатор), EMS-литья (литья с электромагнитным перемешиванием). Также могут использоваться слябы, получаемые в результате непрерывного литья, например, на машинах непрерывного литья ленты или на роликовых машинах непрерывного литья, что может быть преимущественным, в частности, при производстве конечных продуктов с меньшей толщиной. Могут также использоваться измельчающие зерно добавки, такие как те, которые содержат титан и бор, или титан и углерод, как хорошо известно в данной области. После литья такой заготовки из сплава со слитка обычно снимают поверхностный слой для удаления зон ликвации вблизи литой поверхности слитка.
В данной области известно, что назначением термообработки гомогенизацией являются следующие цели: (i) растворение в максимальной степени крупных растворимых фаз, образовавшихся во время кристаллизации, и (ii) уменьшение градиентов концентрации для облегчения стадии растворения. Обработка предварительным нагревом также достигает некоторых из этих целей. Типичной обработкой предварительным нагревом для сплавов серии АА2х24 была бы температура от 420 до 500°C при времени выдержки в пределах от 3 до 50 часов, чаще в течение от 3 до 20 часов.
2
Сначала растворяют растворимые эвтектические фазы, такие как S-фаза в заготовке сплава, используя обычную промышленную практику. Это обычно осуществляют посредством нагрева заготовки до температуры менее 500°C, поскольку эвтектическая S-фаза (фаза AlMgCu) имеет температуру плавления примерно 507°C в сплавах серии АА2х24. В сплавах серии АА2х24 имеется также θ-фаза, имеющая температуру плавления примерно 510°C. Как известно в данной области, это может достигаться посредством обработки гомогенизацией в указанном диапазоне температур и предоставления возможности заготовке охладиться до температуры горячей деформационной обработки, или после гомогенизации заготовку впоследствии охлаждают и повторно нагревают до температуры горячей деформационной обработки. Обычный процесс гомогенизации может также осуществляться в две или более стадии, если это желательно, которые, как правило, осуществляют в диапазоне температур от 430 до 500°C для сплавов серии АА2х24. Например, в двухстадийном процессе имеется первая стадия в пределах между 457 и 463°C и вторая стадия в пределах между 470 и 493°C для оптимизации процесса растворения различных фаз в зависимости от конкретного состава сплава.
Время выдержки при температуре гомогенизации в соответствии с промышленной практикой зависит от сплава, как хорошо известно специалисту, и обычно составляет в пределах примерно от 1 до 50 часов. Применяемые скорости нагрева представляют собой такие, которые являются обычными в данной области.
Именно здесь находится тот момент, где практика гомогенизации в соответствии с уровнем техники останавливается. Однако важным аспектом настоящего изобретения является то, что после обычной практики гомогенизации, где состав сплава делает возможным полное растворение растворимых фаз (эвтектик), присутствующих после кристаллизации, может быть осуществлена по меньшей мере одна дополнительная термообработка при температуре в диапазоне более чем 505°C, но при температуре более низкой, чем температура солидуса рассматриваемого сплава.
Для сплавов серии АА2000, обрабатываемых в соответствии с изобретением, предпочтительная температура находится в диапазоне от >505 до 550°C, предпочтительно 505-540°C, а более предпочтительно 510-535°C, а еще более предпочтительно составляет по меньшей мере 515°C.
Для этой системы время выдержки при этой дополнительной термообработке составляет от примерно 1 до примерно 50 часов. Более практичное время выдержки составляло бы не более примерно 30 часов, а предпочтительно не более примерно 15 часов. Слишком большое время выдержки при слишком высокой температуре может приводить к нежелательному укрупнению дисперсоидов, отрицательно влияя на механические свойства конечного продукта из сплава.
Специалист сразу поймет, что могут быть использованы, по меньшей мере, следующие альтернативные практические варианты гомогенизации при достижении одного и того же технического результата:
(a) обычная гомогенизация в соответствии с промышленной практикой, при которой впоследствии температуру дополнительно повышают для осуществления этой дополнительной стадии в соответствии с настоящим изобретением, с последующим охлаждением до температуры горячей деформационной обработки, такой как, например, 470°C;
(b) в качестве альтернативы (a), но при этом после дополнительной стадии в соответствии с настоящим изобретением заготовку охлаждают, например, до температуры окружающей среды и впоследствии повторно нагревают до температуры горячей деформационной обработки;
(c) в качестве альтернативы (a), но при этом между термообработкой в соответствии с обычной промышленной практикой и дополнительной термообработкой в соответствии с настоящим изобретением заготовку охлаждают, например, до температуры ниже 150°C или до температуры окружающей среды;
(d) практика, при которой между различными стадиями (обычной практикой, термообработкой в соответствии с изобретением и нагревом до температуры горячей деформационной обработки) заготовку охлаждают, например, до температуры ниже 150°C или до температуры окружающей среды, причем после этого ее повторно нагревают до соответствующей температуры.
2
2
В тех альтернативных вариантах, в которых после термообработки в соответствии с настоящим изобретением заготовку сначала охлаждают, например, до температуры окружающей среды, перед повторным нагревом для горячей деформационной обработки, предпочтительно используют высокую скорость охлаждения для предотвращения или, по меньшей мере, сведения к минимуму неконтролируемого выделения различных вторичных фаз, например, AlCuMg или AlCu.
После практического осуществления предварительного нагрева и/или гомогенизации в соответствии с настоящим изобретением заготовка может быть подвергнута горячей деформационной обработке с помощью одного или более способов, выбранных из группы, состоящей из прокатки, экструзии и ковки, предпочтительно с использованием обычной промышленной практики. Способ горячей прокатки является предпочтительным для настоящего изобретения.
Горячая деформационная обработка и, в частности, горячая прокатка может осуществляться до конечной толщины, например, 3 мм или менее, или, альтернативно, до более толстых продуктов. Альтернативно, стадия горячей деформационной обработки может осуществляться до получения заготовки с промежуточной толщиной, типично листа или тонкой плиты. После этого эта заготовка с промежуточной толщиной может подвергаться холодной деформационной обработке, например, посредством прокатки, до конечной толщины. В зависимости от состава сплава и степени холодной деформационной обработки может использоваться промежуточный отжиг до или во время операции холодной деформационной обработки.
2
2
2
В одном варианте осуществления способа в соответствии с настоящим изобретением вслед за обычной практикой ТТР и быстрым охлаждением продукта из рассматриваемого алюминиевого сплава заготовку подвергают еще одной дополнительной термообработке в соответствии с настоящим изобретением, ее можно обозначить как вторую ТТР, при более высокой температуре, чем первая обычная ТТР, при этом после нее заготовку быстро охлаждают для предотвращения нежелательного выделения различных фаз. Между первой и второй ТТР заготовка может быстро охлаждаться в соответствии с обычной практикой, или, альтернативно, заготовку постепенно поднимают по температуре от первой до второй ТТР и после достаточного времени выдержки ее затем быстро охлаждают. Эта вторая ТТР предназначается для дальнейшего улучшения свойств продуктов из сплавов и предпочтительно осуществляется в том же диапазоне температур и диапазоне времен, что и обработка гомогенизацией в соответствии с настоящим изобретением, как изложено в настоящем описании, вместе с предпочтительными более узкими диапазонами. Однако предполагается, что также могут быть по-прежнему очень полезными и более короткие времена выдержки, например, в диапазоне примерно от 2 до 180 минут. Эта дополнительная термообработка может растворить настолько, насколько это возможно практически, любые фазы MgSi, которые могут выделяться во время охлаждения для обработки гомогенизацией или во время операции горячей деформационной обработки, или любой другой промежуточной термообработки. Термообработка на твердый раствор, как правило, осуществляется в печи периодического действия, но также может осуществляться и непрерывным образом. После термообработки на твердый раствор является важным, чтобы алюминиевый сплав охлаждался до температуры 175°C или ниже, предпочтительно до температуры окружающей среды, для предотвращения или сведения к минимуму неконтролируемого выделения вторичных фаз, например, AlCuMg и AlCu. С другой стороны, скорости охлаждения предпочтительно не должны быть слишком высокими с тем, чтобы сделать возможными достаточную плоскостность и низкий уровень остаточных напряжений в продукте. Соответствующие скорости охлаждения могут достигаться с использованием воды, например, погружения в воду или водяных струй.
Кроме того, в еще одном варианте осуществления настоящего изобретения определенные продукты из сплавов серии АА2000 обрабатывают, используя обычную практику гомогенизации и/или предварительного нагрева, и при этом после этого продукты обрабатывают, используя предпочтительную ТТР, как приведено выше, и таким образом за обычной ТТР следует вторая термообработка на твердый раствор в определенном диапазоне температур и времен, вместе с предпочтительными более узкими диапазонами. Это приведет к таким же преимуществам по свойствам продукта. Является возможным осуществление первой обычной ТТР, с последующим быстрым охлаждением и повторным нагревом до температуры выдержки второй ТТР, альтернативно, температуру постепенно поднимают от первой до второй ТТР и после достаточного времени выдержки ее затем быстро понижают.
Заготовка может быть дополнительно подвергнута холодной деформационной обработке, например, посредством растяжения в пределах примерно от 0,5 до 10% от ее начальной длины для снятия остаточных напряжений в ней и для улучшения плоскостности продукта. Предпочтительно растяжение находится в диапазоне примерно от 0,5 до 6%, более предпочтительно - примерно от 0,5 до 5%. Заготовка может, например, также подвергаться холодной прокатке при степени прокатки, например, от 8 до 13%.
После охлаждения заготовку подвергают старению, как правило, при температурах окружающей среды, и/или, альтернативно, заготовка может подвергаться искусственному старению. Искусственное старение может быть особенно пригодным для более толстых продуктов. В зависимости от системы сплава это старение может осуществляться путем естественного старения, как правило, при температурах окружающей среды, или, альтернативно, посредством искусственного старения. Все практические варианты старения, известные в данной области, и те, которые могут быть разработаны впоследствии, могут применяться к продуктам из сплавов серии АА2000, полученным посредством способа в соответствии с настоящим изобретением, для развития необходимой прочности и других технологических свойств. Типичные состояния могут представлять собой, например, Т4, Т3, Т351, Т39, Т6, Т651, Т8, Т851 и Т89.
Желаемая конструктивная форма затем получается механической обработкой резанием из этих подвергнутых термообработке толстолистовых профилей, чаще обычно после искусственного старения, например, цельный лонжерон крыла. Операции ТТР, закалки, необязательного снятия напряжений и искусственного старения также следуют при производстве толстых профилей, изготавливаемых посредством стадий экструзионной обработки и/или ковки.
Воздействие термообработки в соответствии с настоящим изобретением заключается в том, что улучшаются свойства стойкости к повреждениям продукта из сплава по сравнению с таким же алюминиевым сплавом, также имеющим высокое содержание Si, но обрабатываемым без этой практики в соответствии с настоящим изобретением. В частности, улучшение может быть обнаружено по одному или более из следующих свойств: вязкость разрушения, вязкость разрушения в S-L ориентации, вязкость разрушения в S-T ориентации, удлинение при разрушении, удлинение при разрушении в ST ориентации, усталостные свойства, в частности FCGR, S-N усталость или осевая усталость, стойкость к коррозии, в частности стойкость к коррозионному отслаиванию, или коррозионное растрескивание под напряжением (SCC) или межкристаллитная коррозия (IGC). Было показано, что имеется значительное улучшение механических свойств, достигающее 15%.
В дополнение к этому, сходные улучшенные свойства достигаются или, по меньшей мере, не подвергаются отрицательному влиянию с продуктами из алюминиевых сплавов, полученными в соответствии с настоящим изобретением и предпочтительно обработанными в соответствии с настоящим изобретением, по сравнению со сплавом такого же состава, но имеющим обычное низкое содержание Si и обработанным в соответствии с обычной промышленной практикой. Это сделало бы возможным производство продукта из алюминиевого сплава, имеющего сходные или эквивалентные свойства по сравнению со сплавами с низким содержанием Si, но более экономически эффективным путем, поскольку исходный материал с низким содержанием Si является более дорогостоящим.
Следующее далее объяснение неожиданно улучшившихся свойств деформированного продукта по настоящему изобретению приводится в том смысле, что оно представляет собой только лишь выражение предположений и не имеет в настоящее время полного экспериментального подтверждения.
2
2
2
2
Современный уровень техники считает составляющую фазу MgSi нерастворимой в алюминиевых сплавах серии АА2000, и ее частицы являются известными центрами зарождения усталостных трещин. В частности, для аэрокосмических применений уровень техники указывает на то, что содержание Fe и Si должно контролироваться на очень низких уровнях для получения продуктов с улучшенными свойствами стойкости к повреждениям, такими как сопротивление росту усталостных трещин ("FCGR") и вязкость разрушения. Из различных документов уровня техники следует, что содержание Si рассматривается как примесь и должно поддерживаться на уровне настолько низком, насколько это возможно в разумных пределах. Например, в US-2002/0121319-A1, включенной сюда посредством ссылки, обсуждается для сплава серии АА7000 влияние этих примесей на легирующие добавки и утверждается, что Si будет связывать некоторое количество Mg, тем самым оставляя некоторое содержание "эффективного Mg", доступное для раствора, предлагается, что с этим можно справиться с помощью дополнительных добавок Mg для компенсации Mg, связанного с MgSi, смотри абзац [0030] в US-2002/0121319-A1. Однако нигде не предлагается, что MgSi мог бы повторно переводиться в раствор с помощью практики контролируемой термообработки. Относительно практики гомогенизации упоминается, что гомогенизация может быть проведена за некоторое число контролируемых стадий, но, в конечном счете, утверждается, что предпочтительная суммарная общая объемная доля растворимых и нерастворимых составляющих должна поддерживаться низкой, предпочтительно ниже 1% по объему, смотри абзац [0102] в US-2002/0121319-A1. В примерах приводятся времена и температуры термообработок, но нигде не раскрыты температуры или времена, адекватные попытке растворения частиц составляющей MgSi, т.е. температура гомогенизации вплоть до 900°F (482°C) и температура обработки на твердый раствор вплоть до 900°F (482°C).
И, например, в US-6444058, включенном сюда посредством ссылки, для сплава серии АА2х24 обсуждается, что для того, чтобы улучшить вязкость разрушения при плоском деформированном и плоском напряженном состоянии, усталостную стойкость или сопротивление росту усталостных трещин, частицы вторичных фаз, образующиеся из Fe и Si, и частицы, образующиеся из Cu и/или Mg, по существу исключаются посредством контроля состава и термообработки. Для такого воздействия содержание Si должно быть не большим, чем 0,05%, а температура термообработки должна контролироваться на уровне как можно более высокой температуры, при этом находясь по-прежнему заведомо ниже, чем самая низшая начальная температура плавления сплава, которая составляет примерно 935°F (502°C), см., например, колонку 2, строки 35-52.
2
2
Однако в соответствии с настоящим изобретением было обнаружено, что для различных алюминиевых сплавов серии АА2000 обычно имеющаяся составляющая фаза MgSi является растворимой за счет тщательно контролируемой термообработки, и если ее частицы не могут быть полностью переведены в раствор, то их морфология может быть сфероидизирована таким образом, что свойства усталостной прочности и/или вязкости разрушения улучшаются. После перехода в твердый раствор большая часть Si и/или Mg станет доступной для последующего старения, что может дополнительно улучшить механические и коррозионные свойства. За счет намеренного увеличения содержания Si в сплавах в соответствии с настоящим изобретением больше этого Si доступно для последующего старения, но без наличия вредных крупных фаз MqSi в конечном продукте. Улучшениями, достигнутыми с помощью такого целевого добавления Si, можно также в некоторой степени пожертвовать, сделав состав сплава более бедным Mg и/или Cu, таким образом улучшая вязкость продукта из этого сплава. Таким образом, обычно рассматриваемая вредной примесь элемента Si превращается теперь в целевой легирующий элемент, оказывающий различные преимущественные технические эффекты.
2
Для сплавов серии АА2000 верхний предел содержания Si составляет примерно 0,35%, а предпочтительно - примерно 0,25%, поскольку слишком высокое содержание Si может приводить к образованию слишком крупных фаз MgSi, которые не могут быть полностью переведены в твердый раствор и тем самым отрицательно влияют на достигаемые улучшения свойств. Нижний предел содержания Si составляет >0,10%. Более предпочтительный нижний предел содержания Si составляет примерно 0,15%, а более предпочтительно - примерно 0,17%.
Деформируемый алюминиевый сплав серии АА2000, который может благоприятно обрабатываться в соответствии с настоящим изобретением, содержит, в мас.%:
Cu примерно от 2 до 5,5
Mg примерно от 0,5 до 2
Mn самое большее 1
Zn<1,3
Fe<0,25, предпочтительно <0,15
Si от >0,10 до 0,35, предпочтительно от >0,10 до 0,25, более предпочтительно примерно от 0,15 до 0,25,
и, необязательно, один или более элементов, выбранных из группы, состоящей из:
Zr примерно от 0,02 до 0,4, предпочтительно от 0,04 до 0,25
Ti примерно от 0,01 до 0,2
V примерно от 0,01 до 0,5
Hf примерно от 0,01 до 0,4
Cr примерно от 0,01 до 0,25
Ag самое большее 1
Sc примерно от 0,01 до 0,5,
остаток составляют Al, случайные элементы и примеси. Как правило, такие примеси присутствуют в количестве <0,05% каждая, <0,15% в сумме.
По сравнению с уровнем техники, сплав в соответствии с настоящим изобретением имеет высокое содержание кремния в составе сплава, причем это содержание Si составляет более чем 0,10% и имеет максимум 0,35%. Увеличение содержания Si имеет, среди прочего, преимущество улучшения литейных свойств сплава.
В одном варианте сплава серии АА2000, обрабатываемого в соответствии с изобретением, содержание Cu имеет предпочтительный нижний предел примерно 3,6%, а более предпочтительно примерно 3,8%. Предпочтительный верхний предел составляет примерно 4,5%, а более предпочтительно - 4%.
В одном варианте сплава серии АА2000, обрабатываемого в соответствии с изобретением, содержание Mg имеет предпочтительный верхний предел 1,5%. В более предпочтительном варианте Mg находится в пределах от 1,1 до 1,3%.
Содержание Mn в сплаве в соответствии с изобретением предпочтительно находится в пределах от 0,1 до 0,9%, а более предпочтительно - в пределах от 0,2 до 0,8%.
В одном варианте сплава серии АА2000, обрабатываемого в соответствии с настоящим изобретением, Zn присутствует как примесный элемент, который может допускаться до уровня самое большее примерно 0,3%, а предпочтительно самое большее примерно 0,20%.
В другом варианте сплава серии АА2000, обрабатываемого в соответствии с настоящим изобретением, Zn целевым образом добавляют для улучшения свойств стойкости к повреждениям продукта из этого сплава. В этом варианте Zn, как правило, присутствует в пределах примерно от 0,3 до 1,3%, а более предпочтительно в пределах от 0,45 до 1,1%.
При ее добавлении добавка Ag не должна превышать 1,0%, а предпочтительный нижний предел составляет 0,05%, более предпочтительно, примерно 0,1%. Предпочтительный диапазон добавления Ag составляет примерно 0,20-0,8%. Более подходящий диапазон добавления Ag находится в пределах примерно от 0,20 до 0,60%, а более предпочтительно примерно от 0,25 до 0,50%, а наиболее предпочтительно в пределах примерно от 0,3 до 0,48%.
В том варианте, где Ag не добавляется целевым образом, оно предпочтительно поддерживается на низком уровне, предпочтительно <0,02%, более предпочтительно <0,01%.
Zr может добавляться как образующий дисперсоиды элемент и предпочтительно добавляется в пределах от 0,02 до 0,4%, а более предпочтительно в пределах от 0,04 до 0,25%.
12
2
В другом предпочтительном варианте осуществления изобретения сплав не имеет намеренной добавки Cr и Zr в качестве образующих дисперсоиды элементов. С практической точки зрения это означало бы, что каждый элемент из Cr и Zr находится на уровне обычных примесей <0,05%, а предпочтительно <0,03%, а более предпочтительно сплав по существу не содержит или по существу свободен от Cr и Zr. Под выражениями "по существу не содержит" и "по существу свободен от" авторы подразумевают, что не делаются целевые добавки этого легирующего элемента в состав сплава, но из-за примесей и/или выщелачивания в результате контакта с производственным оборудованием следовые количества этого элемента могут, тем не менее, попасть в конечный продукт из этого сплава. В частности, для продуктов с большей толщиной (например, больше чем 3 мм) Cr связывает некоторое количество Mg с образованием частиц AlMgCr, которые отрицательно влияют на чувствительность к закалке у продукта из деформируемого сплава и могут образовывать крупные частицы на границах зерен, тем самым отрицательно влияя на свойства стойкости к повреждениям. Обнаружено, что в качестве образующего дисперсоиды элемента Zr не является таким же сильнодействующим, как Mn в алюминиевых сплавах типа АА2х24.
Содержание Fe для такого сплава должно быть меньшим чем 0,25%. Когда продукт из сплава, обрабатываемого в соответствии с изобретением, используется для аэрокосмических применений, предпочтительно нижний предел этого диапазона является предпочтительным, например меньше чем примерно 0,10%, а более предпочтительно меньше чем примерно 0,08%, для поддержания, в частности, вязкости разрушения на достаточно высоком уровне. Когда продукт из сплава используется для применения в инструментальных плитах, может допускаться более высокое содержание Fe. Однако предполагается, что также и для аэрокосмических применений может использоваться умеренное содержание Fe, например примерно от 0,09 до 0,13%, или даже примерно от 0,10 до 0,15%. Хотя специалист полагал бы, что это оказало бы отрицательное воздействие на вязкость разрушения продукта, некоторая часть этой потери в свойствах, если не вся она, может компенсироваться при использовании способа в соответствии с настоящим изобретением. Результат представлял бы собой продукт из сплава, хотя и имеющего умеренные уровни Fe, но при обработке в соответствии с настоящим изобретением он приобретает свойства, эквивалентные тому же самому продукту из сплава, обладающего более низким содержанием Fe, например 0,05 или 0,07%, при обработке с использованием обычной практики. Таким образом, сходные свойства достигаются при более высоких уровнях Fe, что представляет собой значительное экономическое преимущество, поскольку исходный материал, имеющий очень низкие содержания Fe, является дорогостоящим.
В другом предпочтительном варианте осуществления изобретения сплав серии АА2000, который может благоприятно обрабатываться в соответствии с настоящим изобретением, имеет состав, состоящий из, в мас.%:
Cu 3,6-4,4, предпочтительно 3,8-4,4
Mg 1,2-1,8
Mn 0,3-0,8
Cr макс. 0,10, предпочтительно макс. 0,05
Zr макс. 0,05, предпочтительно макс. 0,03
Zn макс. 0,25
Fe макс. 0,12, предпочтительно макс. 0,08
Si от >0,10 до 0,35, а предпочтительно от >0,10 до 0,25,
Ti макс. 0,15, предпочтительно макс. 0,10
остаток - алюминий и случайные элементы и примеси. Как правило, такие примеси присутствуют в количестве <0,05% каждая, <0,15% в сумме. Этот состав сплава охватывает сплав АА2324 (зарегистрированный в 1978).
В другом предпочтительном варианте осуществления изобретения сплав серии АА2000, который может благоприятно обрабатываться в соответствии с настоящим изобретением, имеет состав, состоящий из сплава АА2524 (зарегистрированного в 1995 году), но при условии, что Si находится в диапазоне от >0,10 до 0,35%, или в описанном выше предпочтительном более узком диапазоне по настоящему изобретению. Пределы состава для сплава АА2524 составляют в мас.%:
Cu 4,0-4,5
Mn 0,45-0,7
Mg 1,2-1,6
Cr макс. 0,05
Zn макс. 0,15
Ti макс. 0,1
Si макс. 0,06
Fe макс. 0,12
случайные элементы и примеси каждая <0,05%, в сумме <0,15%, остаток - алюминий.
Продукты из сплавов серии АА2000, произведенные в соответствии с настоящим изобретением, могут снабжаться плакировкой. В таких плакированных продуктах используется сердцевина из сплава на основе алюминия по изобретению и плакировка обычно более высокой чистоты, которая, в частности, защищает сердцевину от коррозии. Плакировка содержит, но не ограничиваясь этим, по существу нелегированный алюминий или алюминий, содержащий не более чем 0,1 или 1% всех других элементов. Алюминиевые сплавы, обозначаемые здесь как тип серии AA1xxx, включают в себя все сплавы Aluminum Association (AA), включая подклассы типа 1000, типа 1100, типа 1200 и типа 1300. Таким образом, плакировка на сердцевине может выбираться из различных сплавов Aluminum Association, таких как 1060, 1045, 1050, 1100, 1200, 1230, 1135, 1235, 1435, 1145, 1345, 1250, 1350, 1170, 1175, 1180, 1185, 1285, 1188 или 1199. В дополнение к этому, сплавы из сплавов серии АА7000, такие как 7072, содержащий цинк (0,8-1,3%), или имеющие примерно 0,3-0,7% Zn, могут служить в качестве плакировки, и в качестве плакировки могут служить сплавы из сплавов серии АА6000, такие как 6003 или 6253, которые содержат, как правило, более чем 1% легирующих добавок. Другие сплавы также могут быть пригодными в качестве плакировки, если они обеспечивают, в частности, достаточную общую защиту от коррозии для сплава сердцевины. Слой или слои плакировки, как правило, гораздо тоньше, чем сердцевина, каждый из них составляет примерно 1-15 или 20, или, возможно, примерно 25% от общей толщины композита. Чаще слой плакировки составляет примерно 1-12% от общей толщины композита.
Продукт из сплава серии АА2000, обрабатываемого в соответствии с настоящим изобретением, может использоваться, среди прочего, в диапазоне толщины самое большее 0,5 дюйма (12,5 мм), причем свойства будут превосходными для листа фюзеляжа. В диапазоне толщины тонкой плиты от 0,7 до 3 дюймов (17,7-76 мм) свойства будут превосходными для плиты крыла, например для плиты нижней поверхности крыла. Диапазон толщины тонкой плиты может использоваться также для стрингеров или при формировании цельной панели крыла и стрингера для использования в конструкции крыла летательного аппарата. При обработке до большей толщины, составляющей от более чем 2,5 дюйма (63 мм) до примерно 11 дюймов (280 мм), превосходные свойства были получены для цельных деталей, полученных механической обработкой резанием из плит, или при формировании цельного лонжерона для использования в конструкции крыла летательного аппарата, или в форме нервюры для использования в конструкции крыла летательного аппарата. Продукты большей толщины могут также использоваться в качестве инструментальной плиты, например литейных форм для производства формованных продуктов из пластмассы, например, посредством литья под давлением или литьевого формования. Продукты из сплава, обработанные в соответствии с настоящим изобретением, могут также предусматриваться в виде ступенчатого экструдированного изделия или экструдированного лонжерона для использования в конструкции летательного аппарата, или в виде кованого лонжерона для использования в конструкции крыла летательного аппарата.
Далее настоящее изобретение будет поясняться с помощью нижеследующего, не ограничивающего примера.
Пример
При исследовании в пилотном масштабе методом DC-литья был отлит биллет, имевший диаметр 250 мм и длину более 850 мм. Состав сплава приводится в Таблице 1, и там отмечено, что сплав 3 имеет содержание Fe чуть выше, чем то, которое является в настоящее время типичным для катаных продуктов аэрокосмического качества. Сплав 3 представлял бы собой типичный пример сплава серии АА2324, обладающего более высокими содержаниями Si и Fe. Состав сплава попадал бы также в известные композиционные пределы АА2524, за исключением более высокого содержания Si. Из биллета механической обработкой резанием были получены два катаных блока, имеющих размеры 150×150×300 мм. Следуя по этому маршруту, получили блоки с идентичным химическим составом, что делает более легкой свободную оценку влияния на свойства термообработок на более поздней стадии. Все блоки гомогенизировали, используя одинаковые циклы по 25 часов при 490°C, при этом применяли промышленные скорости нагрева и скорости охлаждения. В зависимости от блока, применяли дополнительную гомогенизирующую обработку в соответствии с изобретением, при которой температуру печи дополнительно увеличивали и после которой применяли вторую термообработку или гомогенизирующую обработку при 515°C в течение 5 часов. После гомогенизации блоки охлаждали до комнатной температуры. После этого все блоки подогревали в течение 5 часов при 460°C в одной партии и подвергали горячей прокатке от 150 до 40 мм. Температуры на входе (поверхностные измерения) были в пределах от 450 до 460°C, а температуры на выходе из валков варьировались в пределах от 390 до 400°C. После горячей прокатки плиты подвергались одно- или двухстадийной термообработке на твердый раствор, а затем закалке холодной водой. Один дополнительный сравнительный образец (Образец 1А3) обрабатывали, используя более обычную практику ТТР за 4 часа при 495°C. Все плиты подвергли естественному старению в течение 5 дней до состояния Т4. Плиты не растягивали перед старением. Все виды термообработки суммированы в Таблице 2.
Средние механические свойства в соответствии со стандартом ASTM-B557 для 2 образцов 40-миллиметровых плит, изготовленных с помощью различных видов термообработки, перечислены в Таблице 3, и в ней "TYS" обозначает предел текучести на разрыв в МПа, "UTS" обозначает предел прочности на разрыв в МПа, a "Kq" обозначает качественную вязкость разрушения в МПа·√м. Вязкость разрушения была измерена в соответствии с ASTM B645. Все испытания были выполнены на 1/2Т.
Таблица 1
Состав сплавов в мас.%, остаток Al и обычные примеси
Сплав
Si
Fe
Cu
Mn
Mg
Cr
Zn
Ti
Zr
1
0,20
0,11
4,0
0,65
1,2
<0,01
<0,01
0,04
<0,01
Таблица 2
Коды образцов для различных маршрутов термообработки
Образец
Гомогенизация
Подогрев
ТТР
Старение
1А1
25 час и 490°C
5 час и 460°C
4 час и 500°C
Т4
1А2
25 час и 490°C
5 час и 460°C
4 час и 500°C + 2 час и 515°C
Т4
1А3
25 час и 490°C
5 час и 460°C
4 час и 495°C
Т4
1В1
25 час и 490°C + 5 час и 515°C
5 час и 460°C
4 час и 500°C
Т4
1B2
25 час и 490°C + 5 час и 515°C
5 час и 460°C
4 час и 500°C + 2 час и 515°C
Т4
Таблица 3
Механические свойства различных 40-миллиметровых плит
Образец
L
LT
ST
Kq
TYS
UTS
TYS
UTS
TYS
UT
L-T
T-L
S-L
1А1
320
500
302
472
302
441
54
44
33
1А2
324
505
304
475
302
459
52
46
37
1А3
318
492
298
464
296
446
49
41
32
1В1
311
486
298
468
297
436
55
47
33
1B2
320
501
306
480
306
442
52
48
34
Таблица 4
Конкретные данные, взятые из уровня техники
Эталон
L
LT
ST
Kq
TYS
UTS
El
TYS
UTS
El
TYS
UTS
El
L-T
T-L
S-L
А
310
430
10
300
420
8
260
380
4
45
40
-
Из результатов в Таблице 3 можно увидеть следующее относительно механических свойств.
Плита, полученная с помощью стандартной обработки (Образец 1А3), имеет в целом самый плохой набор свойств. Другие образцы демонстрируют лучшие свойства, когда используются более высокие температуры обработки, в частности, вязкость разрушения улучшается в среднем на 10%. Дополнительные улучшения, в особенности, по вязкости разрушения, могут быть обеспечены посредством понижения содержания Fe до стандартных аэрокосмических уровней <0,05%.
Данный набор полученных свойств, несмотря на высокие уровни Si и относительно высокие уровни Fe, а в особенности образцы 1А2 и 1 В2, удовлетворяют спецификации Airbus AIMS 03-02-020, Issue 3, February 2002, для плиты 2024/2ххх Т351 (включена сюда посредством ссылки), даже несмотря на то, что плиты, обработанные в соответствии с изобретением, имеют относительно высокие уровни Fe и находятся в состоянии Т4.
Имея теперь полное описание изобретения, среднему специалисту в данной области будет понятно, что может быть проделано множество изменений и модификаций без отклонения от сущности или объема описанного здесь изобретения.