ПРОДУКТЫ ИЗ АЛЮМИНИЕВОГО СПЛАВА СЕРИИ АА7000 И СПОСОБ ИХ ИЗГОТОВЛЕНИЯ
PRODUCTS FROM ALUMINIUM ALLOY OF AA7000 SERIES AND THEIR MANUFACTURING METHOD

Область техники, к которой относится изобретение
Это изобретение относится к сплаву серии АА7000, включающему в себя от 3 до 10% Zn, от 1 до 3% Mg, самое большее 2,5% Cu, Fe<0,25% и Si от >0,12 до 0,35%, и к способу изготовления продуктов из этого алюминиевого сплава. Более конкретно, изобретение относится к алюминиевым деформированным продуктам с относительно большими толщинами, в частности, например, от примерно 30 до 300 мм толщиной. Хотя это изобретение типично реализуется на практике в продуктах в виде катаных плит и листов, оно также может найти применение при изготовлении экструдированных продуктов или кованых продуктов фасонных форм. Характерные части конструктивных элементов, выполненных из этого продукта из сплава, включают цельные элементы лонжеронов и тому подобное, которые получают обработкой резанием из толстых деформированных профилей, включая катаную плиту. Это изобретение является особенно подходящим для изготовления высокопрочных экструдированных или кованых компонентов для летательного аппарата. Такой летательный аппарат включает коммерческие пассажирские реактивные лайнеры, грузовые самолеты и определенные военные самолеты. Кроме того, в соответствии с этим изобретением могут быть изготовлены детали не авиационно-космического назначения, подобные различным толстым пластинам литейных форм или инструментальным пластинам.
Уровень техники изобретения
Как будет понятно ниже в данном документе, за исключением мест, где указывается иное, обозначения сплавов и бозначения состояний относятся к обозначениям Алюминиевой Ассоциации (Aluminum Association) в «Алюминиевых стандартах и данных и регистрационных документах» (Aluminum Standards and Data and the Registration Records), как опубликовано Алюминиевой Ассоциацией в 2006 году.
При любом описании составов сплавов или предпочтительных составов сплавов все ссылки на процентные содержания являются массовыми процентами, если не указывается иное.
В прошлом для формирования разнообразных продуктов для конструкционных применений в авиационно-космической промышленности применялись различные типы алюминиевых сплавов. Разработчики и производители в авиационно-космической промышленности постоянно стараются улучшать топливную экономичность, эксплуатационные характеристики изделия и постоянно стараются уменьшать расходы на производство и обслуживание. Предпочтительный способ достижения таких улучшений, наряду со снижением затрат, заключается в концепции единого сплава, т.е. одного алюминиевого сплава, который способен обладать улучшенным балансом свойств в продукции соответствующих видов.
На данный момент состояние техники представляют собой высокостойкие к повреждениям сплавы АА2х24 (т.е. АА2524) или АА6х13 или АА7×75 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 крыльев или других профилей, полученных обработкой резанием из толстой плиты. Основная причина использования различных сплавов для каждого различного применения состоит в различии баланса свойств для оптимальной работы всей конструктивной детали.
Для обшивки фюзеляжа очень важными считаются свойства стойкости к повреждениям при растягивающей нагрузке, то есть комбинация скорости роста усталостных трещин ("FCGR"), вязкости разрушения при плоском напряженном состоянии и коррозионной стойкости. На основании требований к этим свойствам предпочтительным для производителей гражданских летательных аппаратов был бы выбор высокостойкого к повреждениям сплава АА2х24-Т351 (см., например, US-5213639 или ЕР-1026270-А1) или Cu-содержащего сплава АА6ххх-Т6 (см., например, US-4589932, US-5888320, US-2002/0039664-A1 или ЕР-1143027-А1).
Для обшивки нижней поверхности крыла желателен похожий баланс свойств, но для более высокой прочности при растяжении допустимо пожертвовать некоторой вязкостью разрушения. По этой причине логичным выбором считают сплав АА2х24 в состоянии Т39 или Т8х (см., например, патент США №5865914, патент США №5593516 или ЕР-1114877-А1).
Для верхней поверхности крыла, где сжимающая нагрузка является более важной, чем растягивающая нагрузка, прочность при сжатии, усталостная прочность (SN-усталость, или долговечность, или FCRG) и вязкость разрушения являются наиболее критическими свойствами. В настоящее время предпочтительным выбором были бы сплавы АА7150, АА7055, АА7449 или АА7х75 (см., например, патент США №5221377, патент США №5865911, патент США №5560789 или патент США №5312498). Эти сплавы обладают высоким пределом текучести при сжатии с приемлемой в данный момент коррозионной стойкостью и вязкостью разрушения, хотя разработчики летательных аппаратов приветствовали бы улучшения по комбинациям этих свойств.
Для толстых профилей, обладающих толщиной более чем 3 дюйма, или деталей, полученных обработкой резанием из подобных толстых профилей, является важным одинаковый 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 и US-6972110). Со стороны производителей летательных аппаратов основное пожелание заключается в пониженной чувствительности к закалке, то есть ухудшении свойств по толщине при низкой скорости закалки или при более толстых продуктах. В особенности, основной темой для беспокойства разработчиков и производителей конструктивных деталей являются свойства в ST-направлении.
Лучшие характеристики летательного аппарата, т.е. пониженные затраты при изготовлении и пониженные затраты при эксплуатации, могут быть достигнуты посредством улучшения баланса свойств используемых в конструктивной детали алюминиевых сплавов, а предпочтительно, применения только одного типа сплава для снижения стоимости этого сплава и для снижения затрат на переработку алюминиевых лома и отходов.
Соответственно полагают, что имеется потребность в алюминиевом сплаве, способном достичь улучшенного баланса подходящих свойств в продукте почти любого соответствующего вида.
Описание изобретения
Задача настоящего изобретения заключается в предоставлении сплавов серии АА7000, обладающих улучшенным балансом свойств.
Другая задача настоящего изобретения заключается в предоставлении продукта из деформируемого алюминиевого сплава серии АА7000, включающего в себя от 3 до 10% Zn, от 1 до 3% Mg, самое большее 2,5% Cu, Fe<0,25% и Si от >0,12 до 0,35%, обладающего улучшенными свойствами, в частности, обладающего улучшенной вязкостью разрушения.
Другая задача настоящего изобретения заключается в предоставлении способа изготовления подобных улучшенных продуктов из сплава серии АА7000.
Эти и другие задачи и дополнительные преимущества решаются или превосходятся предложенным в настоящем изобретении способом изготовления продукта из деформируемого алюминиевого сплава серии АА7000, включающего в себя Si от >0,12 до 0,35% и предпочтительно включающего в себя от 3 до 10% Zn, от 1 до 3% Mg, самое большее 2,5% Сu, Fe<0,25% и Si от >0,12 до 0,35%, причем способ включает в себя стадии:
а. литье заготовки - слитка алюминиевого сплава серии АА7000 охарактеризованного состава;
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 компонентов в алюминиевом сплаве);
f. охлаждение ТТР заготовки, предпочтительно посредством одной из закалки при оросительном охлаждении и закалки погружением в воду или другие охлаждающие среды;
g. необязательно растяжение или сжатие охлажденной ТТР заготовки или иная холодная деформационная обработка охлажденной ТТР заготовки для снятия напряжений, осуществляемая выравниванием, или вытягиванием, 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 этим изобретением имеется по меньшей мере одна термообработка, осуществляемая при температуре в интервале более чем 500°С, но ниже, чем температура солидуса рассматриваемого алюминиевого сплава, причем эту термообработку осуществляют либо: (i) после термообработки гомогенизацией 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 можно предусмотреть в виде слитка, или сляба, или биллета для изготовления подходящего деформированного продукта посредством технологий литья, обычных в области литых продуктов, например, литья в кристаллизатор с прямым охлаждением (DC-casting), литья в электромагнитный кристаллизатор (ЕМС-casting), литья с электромагнитным перемешиванием (EMS-casting). Можно также использовать слябы, полученные в результате непрерывного литья, например, на ленточных машинах непрерывного литья или на роликовых машинах непрерывного литья, которые могут быть преимущественными, в частности при производстве конечных продуктов меньшей толщины. Можно также использовать измельчающие зерно добавки, такие как содержащие титан и бор или титан и углерод, как хорошо известно в данной области техники. После литья заготовки сплава слиток обычно очищают путем снятия поверхностного слоя для удаления сегрегационных зон вблизи отлитой поверхности слитка.
В данной области техники известно, что назначение термообработки гомогенизацией имеет следующие цели: (i) растворить как можно больше крупных растворимых фаз, образовавшихся в ходе кристаллизации, и (ii) уменьшить градиенты концентрации для облегчения стадии растворения. При обработке предварительным нагревом также достигаются некоторые из этих целей. Типичной обработкой предварительным нагревом для сплавов серии АА7000 была бы температура от 420 до 460°С при времени выдержки в интервале от 3 до 50 часов, более типично в течение от 3 до 20 часов.
2
2
Сначала растворимые эвтектические фазы, такие как S-фаза, Т-фаза и М-фаза, в заготовке сплава растворяют, используя обычную промышленную технологию. Это типично осуществляют посредством нагревания заготовки до температуры менее чем 500°С, а типично в интервале от 450 до 485°С, так как эвтектическая S-фаза (фаза AlMgCu) обладает температурой плавления примерно 489°С в сплавах серии АА7000, а М-фаза (фаза MgZn) обладает температурой плавления примерно 478°С. Как известно в данной области техники, этого можно достичь посредством обработки гомогенизацией в указанном интервале температур и предоставления возможности заготовке охладиться до температуры горячей деформационной обработки, или же после гомогенизации заготовку впоследствии охлаждают и повторно нагревают до температуры горячей деформационной обработки. При желании обычный процесс гомогенизации можно также проводить в две или более стадии, которые типично осуществляют в интервале температур от 430 до 490°С для сплавов серии АА7000. Например, в двухстадийном процессе имеются первая стадия между 457 и 463°С и вторая стадия между 470 и 485°С для оптимизации процесса растворения различных фаз в зависимости от точного состава сплава.
Время выдержки при температуре гомогенизации в соответствии с промышленной технологией зависит от сплава, как хорошо известно специалистам, и обычно находится в интервале примерно от 1 до 50 часов. Скорости нагрева, которые можно применять, являются такими, которые обычны в данной области техники.
Именно здесь находится тот момент, где технология гомогенизации в соответствии с уровнем техники останавливается. Однако важный аспект настоящего изобретения состоит в том, что после обычной технологии гомогенизации, когда состав сплава позволяет полное растворение растворимых фаз (эвтектик), присутствующих после кристаллизации, может быть осуществлена по меньшей мере одна дополнительная термообработка при температуре в интервале более чем 500°С, но при температуре ниже, чем температура солидуса рассматриваемого сплава.
Для сплавов серии АА7000 предпочтительная температура находится в интервале от >500 до 550°С, предпочтительно от 505 до 540°С, а более предпочтительно от 510 до 535°С, а еще более предпочтительно составляет по меньшей мере 520°С.
Для данной системы сплавов время выдержки при этой дополнительной термообработке составляет от примерно 1 вплоть до примерно 50 часов. Более практичное время выдержки составляло бы не более чем примерно 30 часов, а предпочтительно не более чем примерно 15 часов. Слишком длительное время выдержки может привести к нежелательному укрупнению дисперсоидов, неблагоприятно влияющему на механические свойства конечного продукта из сплава.
Специалисты сразу поймут, что можно использовать по меньшей мере следующие альтернативные практические варианты гомогенизации, в то же время достигая такого же технического результата:
(а) обычная гомогенизация в соответствии с промышленной технологией, при которой после этого температуру дополнительно поднимают для осуществления дополнительной стадии в соответствии с этим изобретением, с последующим охлаждением до температуры горячей деформационной обработки, такой как, например, 470°С.
(b) в качестве альтернативы (а), но при которой после дополнительной стадии в соответствии с этим изобретением заготовку охлаждают, например, до температуры окружающей среды, а потом повторно нагревают до температуры горячей деформационной обработки.
(c) в качестве альтернативы (а), но при которой между термообработкой в соответствии с обычной промышленной технологией и дополнительной термообработкой в соответствии с этим изобретением заготовку охлаждают, например, до температуры ниже 150°С или температуры окружающей среды.
(d) технология, при которой между различными стадиями (обычная технология, термообработка в соответствии с изобретением и нагревание до температуры горячей деформационной обработки) заготовку охлаждают, например, до температуры ниже 150°С или до температуры окружающей среды, после чего ее повторно нагревают до соответствующей температуры.
2
2
2
В альтернативах, при которых вслед за термообработкой в соответствии с этим изобретением заготовку сначала охлаждают, например, до температуры окружающей среды, перед повторным нагреванием для горячей деформационной обработки, предпочтительно используют охлаждение с быстрой скоростью для предотвращения или по меньшей мере минимизации неконтролируемого выделения различных вторичных фаз, например, AlCuMg или AlCu или MgZn.
Вслед за технологией предварительного нагрева и/или гомогенизации в соответствии с этим изобретением заготовку можно подвергнуть горячей деформационной обработке посредством одного или более способов, выбираемых из группы, состоящей из прокатки, экструзии и ковки, предпочтительно применяя обычную промышленную технологию. Для настоящего изобретения предпочтительным является способ горячей прокатки.
Горячую деформационную обработку и, в частности, горячую прокатку можно выполнять до конечной толщины, например, 3 мм или менее, или, альтернативно, до продуктов с большими толщинами. Альтернативно, стадию горячей деформационной обработки можно выполнять для обеспечения заготовки с промежуточной толщиной, типично листа или тонкой плиты. После этого такую заготовку с промежуточной толщиной можно подвергнуть холодной деформационной обработке, например, посредством прокатки, до конечной толщины. В зависимости от состава сплава и степени холодной деформации, до или во время операции холодной деформационной обработки может быть использован промежуточный отжиг.
2
2
2
2
В одном варианте осуществления способа в соответствии с этим изобретением вслед за обычной технологией ТТР и быстрым охлаждением продукта из рассматриваемого алюминиевого сплава заготовку подвергают дополнительной термообработке в соответствии с этим изобретением, ее можно обозначить как вторую ТТР, при более высокой температуре, чем первая обычная ТТР, после чего заготовку быстро охлаждают, чтобы избежать нежелательного выделения различных фаз. Между первой и второй ТТР заготовку можно быстро охладить в соответствии с обычной технологией или, альтернативно, температуру заготовки повышают от первой ТТР до второй ТТР и после достаточного времени выдержки ее потом быстро охлаждают. Эта вторая ТТР предназначена дополнительно улучшить свойства продуктов из сплава, и ее предпочтительно осуществляют в таком же интервале температур и интервале времен, как и обработку гомогенизацией в соответствии с этим изобретением, как изложено в этом описании, вместе с предпочтительными более узкими интервалами. Однако полагают, что все еще могут быть полезными также и более короткие времена выдержки, например, в интервале примерно от 2 до 180 минут. Эта дополнительная термообработка может растворить, насколько это практически возможно, любые фазы MgSi, которые могли выделиться в ходе охлаждения от обработки гомогенизацией или в ходе операции горячей деформационной обработки или любой другой промежуточной термической обработки. Термообработку на твердый раствор типично осуществляют в печи периодического действия, но ее можно также осуществлять непрерывным образом. После термообработки на твердый раствор важно, чтобы алюминиевый сплав охладился до температуры, равной 175°С или ниже, предпочтительно - до температуры окружающей среды, для предотвращения или минимизации неконтролируемого выделения вторичных фаз, например, AlCuMg и AlCu, и/или MgZn. С другой стороны, скорости охлаждения предпочтительно не должны быть слишком высокими, чтобы обеспечить достаточную плоскостность и низкий уровень остаточных напряжений в продукте. Подходящие скорости охлаждения могут быть достигнуты с помощью воды, например погружения в воду, или водяных струй.
Еще в одном дополнительном варианте осуществления этого изобретения продукты из охарактеризованного сплава серии АА7000 обрабатывают, используя обычную технологию гомогенизации и/или предварительного нагрева, а после этого продукты обрабатывают, используя предпочтительную ТТР, как изложено выше, таким образом за обычной ТТР следует вторая термообработка на твердый раствор в охарактеризованном интервале температуре и времени, вместе с предпочтительными более узкими интервалами. Это приведет к тем же преимуществам в свойствах продукта. Возможно осуществлять первую обычную ТТР с последующим быстрым охлаждением и повторным нагреванием до температуры выдержки второй ТТР, альтернативно температура повышается от первой до второй ТТР и после достаточного времени выдержки потом быстро понижается.
Заготовку можно дополнительно подвергнуть холодной деформационной обработке, например, посредством растягивания в интервале примерно от 0,5 до 8% от ее первоначальной длины для снятия в ней остаточных напряжений и для улучшения плоскостности продукта. Предпочтительно, растягивание находится в интервале примерно от 0,5 до 6%, более предпочтительно примерно от 0,5 до 5%.
После охлаждения заготовку подвергают старению, типично при температурах окружающей среды, и/или альтернативно заготовку можно подвергнуть искусственному старению. Искусственное старение может найти особое применение для продуктов более высоких толщин. В зависимости от системы сплава это старение можно проводить посредством естественного старения, типично при температурах окружающей среды, или альтернативно посредством искусственного старения. Для продуктов из сплава серии АА7000, полученных способом в соответствии с этим изобретением, можно применять все технологии старения, известные в данной области техники, и технологии, которые могут быть разработаны впоследствии, для достижения требуемой прочности и других технологических свойств.
Желательную конструктивную форму затем придают обработкой резанием этих термообработанных плоских профилей, более часто, обычно после искусственного старения, например цельного лонжерона крыла. ТТР, закалка, необязательные операции снятия напряжений и искусственное старение также осуществляют последовательно при изготовлении толстых профилей, полученных посредством технологических стадий экструзии и/или ковки.
Эффект термообработки в соответствии с этим изобретением состоит в том, что улучшаются свойства стойкости к повреждениям продукта из сплава по сравнению с таким же алюминиевым сплавом, также обладающим высоким содержанием Si, но обработанным без этой технологии в соответствии с настоящим изобретением. В частности, улучшение можно обнаружить 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 S-T ориентации, усталостные свойства, в частности FCGR, S-N усталость или усталость при осевой нагрузке, коррозионную стойкость, в частности сопротивление коррозионному расслаиванию, или коррозионному растрескиванию (SCC), или межкристаллитной коррозии (IGC). Было показано, что значительное улучшение в механических свойствах составляет до 15%, а в наилучших примерах более чем 20%.
Кроме того, подобные улучшенные свойства можно достичь или, по меньшей мере, не ухудшить с помощью продуктов из алюминиевого сплава в соответствии с этим изобретением и предпочтительно обработанных в соответствии с этим изобретением по сравнению с таким же составом сплава, но обладающим обычным низким содержанием Si и обработанным в соответствии с обычной промышленной технологией. Это позволило бы провести изготовление продукта из алюминиевого сплава, обладающего похожими или эквивалентными свойствами по сравнению со сплавами с низким содержанием Si, но более экономически эффективным образом, так как исходный материал, обладающий более низким содержанием Si, является более дорогостоящим.
Выдвигается следующее объяснение неожиданно улучшенных свойств деформированного продукта по этому изобретению, с предостережением, что его просто надо принять на веру и у него в настоящее время нет полного экспериментального подтверждения.
2
2
2
2
Предшествующий уровень техники относит составляющую фазу MgSi к нерастворимым в алюминиевых сплавах серии АА7000, и эти частицы известны как центры зарождения усталости. В частности, для авиационно-космических применений предшествующий уровень техники указывает на то, что содержание Fe и Si необходимо регулировать до очень низких уровней для придания продуктам улучшенных свойств стойкости к повреждениям, таких как сопротивление разрастанию усталостных трещин ("FCGR") и вязкость разрушения. Из различных документов предшествующего уровня техники ясно, что содержание Si рассматривается как примесь и должно поддерживаться на уровне настолько низком, насколько это приемлемо возможно. Например, в US-2002/0121319-A1, включенной сюда путем ссылки, обсуждается воздействие этих примесей на легирующие добавки и указывается, что Si будет связывать некоторое количество Mg, таким образом оставляя содержание "эффективного Mg", доступного для растворения, причем предполагается, что с этим можно справиться дополнительными добавками Mg для компенсации того Mg, который связан с MgSi, см. абзац [0030] в US-2002/0121319-A1. Однако нигде не предполагается, что MgSi можно было бы повторно перевести в раствор посредством технологии контролируемой термообработки. Что касается технологии гомогенизации, то там упоминается, что гомогенизацию можно проводить за ряд контролируемых стадий, но в конечном итоге указывается, что предпочтительная суммарная общая объемная доля растворимых и нерастворимых составляющих сохраняется низкой, предпочтительно ниже 1% по объему, см. абзац [0102] в US-2002/0121319-A1. В примерах даются время и температуры термообработок, но нигде не раскрыты температуры или время, 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).
2
2
Однако в соответствии с изобретением было обнаружено, что для различных алюминиевых сплавов серии АА7000 обычно выявляемая составляющая фаза MgSi является растворимой за счет тщательно контролируемой термообработки, и если их нельзя перевести полностью в раствор, то их морфологию можно сфероидизировать таким образом, что свойства усталости и/или вязкости разрушения улучшаются. Будучи в твердом растворе, большая часть Si и/или Mg будет доступна для последующего старения, что может дополнительно улучшить механические и коррозионные свойства. При намеренном увеличении содержания Si в сплавах в соответствии с этим изобретением большее количество этого Si будет доступно для технологий последующего старения, но без наличия вредных крупных фаз MgSi в конечном продукте. Выгодными улучшениями посредством целенаправленного добавления Si можно было также в некоторой степени пожертвовать, делая состав сплава более бедным по Mg и/или Cu, тем самым улучшая вязкость разрушения продукта из сплава. Таким образом, обычно воспринимаемый вредным примесный элемент Si теперь преобразуется в целенаправленный легирующий элемент, обладающий различными выгодными техническими эффектами.
2
Для сплавов серии АА7000 верхний предел содержания Si составляет примерно 0,35%, а предпочтительно примерно 0,25%, так как слишком высокое содержание Si может привести к образованию слишком крупных фаз MgSi, которые не могут быть переведены в полностью твердый раствор и таким образом неблагоприятно влияют на выгодные улучшения свойств. Для сплавов серии АА7000 нижний предел содержания Si составляет >0,12%. Для этой системы сплавов более предпочтительный нижний предел содержания Si составляет примерно 0,15%, а более предпочтительно примерно 0,17%.
Продукт из деформируемого сплава серии АА7000, который можно выгодным образом обработать в соответствии со способом по этому изобретению, содержит, мас.%:
Zn примерно от 3 до 10%,
Mg примерно от 1 до 3%,
Cu от 0 до примерно 2,5%,
Fe <0,25%, предпочтительно <0,10%,
Si от >0,12 до 0,35%, предпочтительно от >0,12 до 0,25%, более предпочтительно примерно от 0,15 до 0,25%,
один или более элементов, выбираемых из группы, состоящей из:
Zr самое большее примерно 0,5, предпочтительно от 0,03 до 0,20,
Ti самое большее примерно 0,3,
Cr самое большее примерно 0,4,
Sc самое большее примерно 0,5,
Hf самое большее примерно 0,3,
Mn самое большее примерно 0,4, предпочтительно <0,3,
V самое большее примерно 0,4,
Ag самое большее примерно 0,5%,
причем указанный сплав необязательно содержит самое большее:
примерно 0,05 Са,
примерно 0,05 Sr,
примерно 0,004 Be,
причем остаток составляют Al, неизбежные элементы и примеси. Типично подобные примеси присутствуют в количестве каждая <0,05%, в сумме <0,15%.
В предпочтительном варианте осуществления сплавы, обработанные с применением способа в соответствии с этим изобретением, обладают нижним пределом содержания Zn примерно 5,5%, а предпочтительно примерно 6,1%, а более предпочтительно примерно 6,4%. И более предпочтительный верхний предел содержания Zn составляет примерно 8,5%, а более предпочтительно примерно 8,0%.
В предпочтительном варианте осуществления сплавы, обработанные с применением способа в соответствии с этим изобретением, обладают предпочтительным верхним пределом содержания Mg примерно 2,5%, а предпочтительно примерно 2,0%, а более предпочтительно примерно 1,85%.
В предпочтительном варианте осуществления сплавы, обработанные с применением способа в соответствии с этим изобретением, обладают нижним пределом содержания Cu примерно 0,9%, а более предпочтительно примерно 1,1%. Более предпочтительный верхний предел содержания Cu составляет примерно 2,1%, а более предпочтительно примерно 1,9%.
Традиционно в качестве ингибитора растрескивания слитка/раскислителя служили добавки бериллия. Вместе с тем, по причинам защиты окружающей среды, здоровья и безопасности более предпочтительные варианты осуществлений этого изобретения являются по существу безбериллиевыми (Be-free). По тем же причинам, что и Be, в сплав можно добавлять незначительные количества Са и Sr отдельно или в комбинации.
Содержание Fe для сплава должно составлять менее чем 0,25%. При применении продукта из сплава предпочтительно по авиационно-космическому назначению предпочтительным является нижний конец этого интервала, например, менее чем примерно 0,10%, а более предпочтительно менее чем примерно 0,08%, чтобы поддержать, в частности, вязкость разрушения на достаточно высоком уровне. При применении продукта из сплава по назначению инструментальных пластин можно допустить более высокое содержание Fe. Однако полагают, что и в случае авиационно-космического применения также можно использовать умеренное содержание Fe, например, примерно от 0,09 до 0,13% или даже примерно от 0,10 до 0,15%. Хотя специалист и полагал бы, что это будет иметь неблагоприятный эффект на вязкость разрушения продукта, некоторая часть этой потери в свойствах, если не все, возвращается при применении способа в соответствии с этим изобретением. Результатом был бы продукт из сплава, хотя и обладающий умеренными уровнями Fe, но при обработке в соответствии с этим изобретением он обладает свойствами, эквивалентными свойствам такого же продукта из сплава, за исключением более низкого содержания Fe, например, 0,05 или 0,07%, при обработке с применением обычной технологии. Таким образом, похожие свойства достигаются при более высоких уровнях Fe, что имеет значительное преимущество в стоимости, так как исходный материал, обладающий очень низкими содержаниями Fe, является дорогостоящим.
Для дальнейшего улучшения прочности в ходе старения можно добавлять серебро в интервале самое большее примерно 0,5%. Предпочтительный нижний предел добавления Ag составлял бы примерно 0,03%, а более предпочтительно примерно 0,08%. Предпочтительный верхний предел составляет примерно 0,4%.
Для контроля зернистой структуры и чувствительности к закалке можно добавлять каждый из образующих дисперсоиды элементов Zr, Sc, Hf, V, Cr и Mn. Оптимальные уровни дисперсоидообразователей зависят от обработки, но, когда один отдельный химический состав основных элементов (Zn, Cu и Mg) выбирают в пределах предпочтительного интервала и этот химический состав будет применяться для всех соответствующих видов продукции, тогда уровни Zr составляют менее чем примерно 0,5%.
Предпочтительный максимум для уровня Zr составляет 0,2%. Подходящий интервал уровня Zr составляет примерно от 0,03 до 020%. Более предпочтительный верхний предел добавления Zr составляет примерно 0,15%. Zr является предпочтительным легирующим элементом в продукте из сплава при обработке в соответствии с этим изобретением. Хотя Zr можно добавлять в комбинации с Mn, для продуктов большей толщины, изготовленных с применением способа по этому изобретению, предпочтительно, чтобы при добавлении Zr избегалось любое добавление Mn, предпочтительно посредством поддержания Mn на уровне менее чем 0,03%. В более толстом продукте фазы Mn укрупняются быстрее, чем фазы Zn, тем самым неблагоприятно влияя на чувствительность к закалке продукта из сплава.
Добавление Sc составляет предпочтительно не более чем примерно 0,5% или более предпочтительно не более чем 0,3%, а еще более предпочтительно не более чем примерно 0,18%. При комбинации со Sc, сумма Sc+Zr должна составлять менее чем 0,3%, предпочтительно менее чем 0,2%, а более предпочтительно максимум примерно 0,17%, в частности, когда соотношение Zr и Sc составляет между 0,7 и 1,4%.
Другим дисперсоидообразователем, который можно добавлять отдельно или с другими дисперсоидообразователями, является Cr. Уровни Cr должны предпочтительно составлять ниже примерно 0,4%, а более предпочтительно максимум примерно 0,3%, а еще более предпочтительно примерно 0,2%. Предпочтительный нижний предел для Cr должен составлять примерно 0,04%. Хотя отдельно Cr может не являться настолько эффективным, как один Zr, по меньшей мере для применения продукта из деформируемого сплава в инструментальной пластине можно получить похожие результаты по твердости. При комбинации с Zr сумма Zr+Cr не должна составлять выше примерно 0,23%, а предпочтительно не более чем примерно 0,18%.
Предпочтительная сумма Sc+Zr+Cr не должна составлять выше примерно 0,4%, а более предпочтительно не более чем 0,27%.
12
2
В другом варианте осуществления продукта из деформируемого алюминиевого сплава в соответствии с изобретением этот продукт из сплава не содержит Cr, что с практической точки зрения будет означать, что содержание Cr находится на уровнях обычных примесей в <0,05%, а предпочтительно <0,02%, а более предпочтительно сплав практически не содержит Cr или по существу не содержит Cr. Под выражениями "по существу не содержит" или "практически не содержит" мы подразумеваем, что никакого целевого добавления этого легирующего элемента в состав не сделано, но что из-за примесей и/или выщелачивания при контакте с производственным оборудованием следовые количества этого элемента могут, тем не менее, попасть в конечный продукт из сплава. В частности, для более толстых продуктов (например, более чем 3 мм) Cr связывает некоторую часть Mg с образованием частиц AlMgCr, которые неблагоприятно влияют на чувствительность к закалке продукта из деформируемого сплава и могут образовать крупные частицы на границах зерен, таким образом неблагоприятно влияя на свойства стойкости к повреждениям.
Mn можно добавлять в качестве единственного дисперсоидообразователя или в комбинации с одним из других дисперсоидообразователей. Максимум для добавления Mn составляет примерно 0,4%. Подходящий интервал для добавления Mn находится в интервале от примерно 0,05 до 0,4%, а предпочтительно в интервале примерно от 0,05 до 0,3%. Предпочтительный нижний предел для добавления Mn составляет примерно 0,12%. При комбинации с Zr, сумма Mn плюс Zr должна составлять менее чем примерно 0,4%, предпочтительно менее чем примерно 0,32%, а подходящий минимум составляет примерно 0,12%.
В другом варианте осуществления продукта из алюминиевого сплава в соответствии с изобретением сплав не содержит Mn, что с практической точки зрения будет означать, что содержание Mn составляет <0,03%, а предпочтительно <0,02%, а более предпочтительно сплав практически не содержит Mn или по существу не содержит Mn. Под выражениями "по существу не содержит" или "практически не содержит" мы подразумеваем, что никакого целевого добавления этого легирующего элемента в состав не сделано, но что из-за примесей и/или выщелачивания при контакте с производственным оборудованием следовые количества этого элемента могут, тем не менее, попасть в конечный продукт из сплава.
В другом варианте осуществления продукта из деформируемого алюминиевого сплава в соответствии с этим изобретением сплав не имеет намеренной добавки V, так что он присутствует, если вообще присутствует, лишь на уровнях обычных примесей менее чем 0,05%, предпочтительно менее чем 0,02%.
В дополнительном варианте осуществления сплавы в соответствии с этим изобретением обладают химическим составом в рамках интервалов АА7010, АА7040, АА7140, АА7050, АА7081 или АА7085 плюс их модификации, за исключением того, что они обладают более высоким содержанием Si по настоящему изобретению в вышеописанном интервале от >0,12 до 0,35% или более высоким содержанием Si по настоящему изобретению в вышеописанном предпочтительном более узком интервале Si.
В предпочтительном варианте осуществления продукт из деформируемого сплава серии АА7000 в соответствии с этим изобретением состоит по существу из, мас.%:
Zn примерно от 3 до 10%,
Mg примерно от 1 до 3%,
Cu от 0 до примерно 2,5%,
Fe <0,25%, предпочтительно <0,10%,
Si от >0,12 до 0,35%, предпочтительно от >0,12 до 0,25%, более предпочтительно примерно от 0,15 до 0,25%,
один или более элементов, выбираемых из группы, состоящей из:
Zr самое большее примерно 0,5, предпочтительно от 0,03 до 0,20,
Ti самое большее примерно 0,3,
Cr самое большее примерно 0,4,
Sc самое большее примерно 0,5,
Hf самое большее примерно 0,3,
Mn самое большее примерно 0,4, предпочтительно <0,3,
Ag самое большее примерно 0,5%,
и дополнительно необязательно содержит самое большее:
примерно 0,05 Са,
примерно 0,05 Sr,
примерно 0,004 Be,
причем остаток составляют Al, неизбежные элементы и примеси. Типично такие примеси присутствуют в количестве каждая <0,05%, в сумме <0,15%.
В другом предпочтительном варианте осуществления продукт из деформируемого сплава серии АА7000, который можно выгодным образом обработать в соответствии с этим изобретением, состоит по существу из, мас.%:
Zn от 7,0 до 8,0,
Mg от 1,2 до 1,8,
Cu от 1,3 до 2,0,
Fe <0,10%, предпочтительно <0,08,
Si от >0,12 до 0,35%, предпочтительно от >0,12 до 0,25%,
Zr от 0,08 до 0,15,
Mn <0,04, предпочтительно <0,02,
Cr <0,04, предпочтительно <0,02,
Ti<0,06,
причем указанный сплав необязательно содержит самое большее:
примерно 0,05 Са,
примерно 0,05 Sr,
примерно 0,004 Be,
причем остаток составляют Al, неизбежные элементы и примеси. Типично такие примеси присутствуют в количестве каждая <0,05%, в сумме <0,15%.
Продукт из сплава серии АА7000, изготовленный в соответствии этим изобретением, может применяться в качестве авиационно-космического конструктивного элемента, среди прочего, как лист фюзеляжа, элемент каркаса фюзеляжа, плита верхней поверхности крыла, плита нижней поверхности крыла, толстая плита для получаемых обработкой резанием деталей, толстый лист для стрингеров, элемент лонжерона, элемент нервюры, элемент балки перекрытия и элемент перегородки.
Далее изобретение будет объясняться посредством следующих неограничивающих примеров.
Примеры
Пример 1
Были отлиты два алюминиевых сплава, обладающие составом, приведенным в Таблице 1, и при этом сплав с 0,02% Si представляет собой сплав в соответствии с предшествующим уровнем техники, а сплав с 0,23% Si представляет собой сплав в соответствии с этим изобретением. Применяли обычную измельчающую зерна добавку Ti-C. Слитки обрабатывали резанием в блоки под прокатку размером 80×80×100 мм. Сплав 1 подвергали однократной обработке гомогенизацией в соответствии с предшествующим уровнем техники, которая состояла из контролируемого нагрева в 30°С/ч от температуры окружающей среды до 470°С с 14-часовой выдержкой при 470°С. При этом сплав 2 подвергали двухстадийной обработке гомогенизацией в соответствии с изобретением, которая состояла из контролируемого нагрева в 30°С/ч от температуры окружающей среды до 470°С с 14-часовой выдержкой при 470°С, за этим следовал контролируемый нагрев до 525°С со скоростью 30°С/ч и 7-часовой выдержкой. Как только образцы охладились на воздухе, их подогрели до 430°С и в горячем состоянии прокатали до конечной толщины в 30 мм. Затем образцы повергли термообработке на твердый раствор при 475°С с одночасовой выдержкой и затем закалили холодной водой. Затем образцы подвергли старению до состояния Т76 и впоследствии испытали на их механические свойства в трех ориентациях (L, LT и ST) в соответствии со стандартом ASTM-E8. Результаты испытаний перечислены в Таблице 2, где "TYS" обозначает предел текучести при растяжении, "UTS" обозначает предел прочности при растяжении, а "El." обозначает удлинение при разрушении. Все испытание проводили при 1/2Т.
Из результатов Таблицы 2 можно видеть, что сплав 2, хотя и обладает более высоким содержанием Si, обладает лучшими уровнями прочности, чем сплав 1, обработанный в соответствии с технологией предшествующего уровня техники.
Таблица 1
Состав сплавов, мас.%, остаток Al и обычные примеси
Сплав
Zn
Mg
Cu
Si
Fe
Zr
1
7,5
1/4
1,7
0,02
0,03
0,11
2 (изобр.)
7,6
1,5
1,7
0,23
0,03
0,11
Таблица 2
Механические свойства сплавов, испытанные в 3 ориентациях
Сплав
Направление L
Направление LT
Направление ST
TYS (МПа)
UTS (МПа)
El. (%)
TYS (МПа)
UTS (МПа)
El. (%)
TYS (МПа)
UTS (МПа)
El. (%)
1
492
525
15
485
520
15
485
522
4
2
512
537
12
505
535
11
491
535
4
Пример 2
При опытном масштабе испытаний DC-методом был отлит биллет с диаметром 250 мм и длиной свыше 850 мм. Состав сплава перечислен в Таблице 3, и при этом отмечается, что сплав 3 обладает содержанием Fe немного большим, чем в настоящее время является обычным для авиационно-космических марок прокатанных продуктов. Сплав 3 мог бы представлять собой типичный пример сплава серии АА7085. Из биллета обработкой резанием были изготовлены два блока под прокатку, обладающие размерами 150×150×300 мм. Следуя этому технологическому маршруту, получали блоки с идентичным химическим составом, что делало в некоторой степени более легким оценку влияния на свойства термообработок на более поздней стадии. Все блоки были гомогенизированы при применении одинаковых циклов в 19 часов при 470°С, при этом использовали промышленные скорости нагрева и скорости охлаждения. В зависимости от блока использовали дополнительную обработку гомогенизацией в соответствии с изобретением, при этом дополнительно повышали температуру в печи и после этого применяли вторую термообработку или обработку гомогенизацией в течение 10 часов при 525°С. Вслед за гомогенизацией блоки охлаждали до комнатной температуры. После этого все блоки подогревали в течение 5 часов при 450°С в одной партии и прокатывали горячими от 150 до 60 мм. Температуры на входе (поверхностные измерения) были в интервале от 430 до 440°С и температуры на выходе из прокатного стана варьировались в интервале от 380 до 390°С. После горячей прокатки плиты подвергали термообработке на твердый раствор в одну или две стадии с последующей закалкой холодной водой. После задержки в 72 часа плиты подвергали старению до такого же состояния Т76, применяя 3-стадийную технологию старения, а именно 6 часов при 120°С, затем 12 часов при 154°С и далее 24 часа при 120°С. Перед старением пластины не растягивали. Все термообработки суммированы в Таблице 4.
Средние механические свойства в соответствии со стандартом ASTM-B557 на 2 образцах 60-миллиметровых плит, полученных с помощью различных термообработок, перечислены в Таблице 5, в которой "TYS" обозначает предел текучести при растяжении в МПа, "UTS" обозначает предел прочности при растяжении в МПа, "El" обозначает удлинение при разрушении в %, a "Kq" обозначает качественную вязкость разрушения в МПа√м. Вязкость разрушения была измерена в соответствии с ASTM B645. L, LT, L-T и T-L испытания проводили при 1/4Т, в то время как испытание на растяжение в направлении ST и на вязкость разрушения в направлении S-L проводили при 1/2Т.
Таблица 3
Сплав
Состав сплавов, в мас.%, остаток Al и обычные примеси
Si
Fe
Cu
Mn
Mg
Cr
Zn
Ti
Zr
3
0,18
0,09
1,6
<0,01
1,4
<0,01
7,5
0,04
0,12
Таблица 4
Коды образцов в зависимости от различных маршрутов термообработок
Образец
Гомогенизация
Подогрев
ТТР
Старение Т76
3А1
19 ч и 470°С
5 ч и 450°С
2 ч и 475°С
3 стадии
3А2
19 ч и 470°С
5 ч и 450°С
2 ч и 475°С + 1 ч и 525°С
3 стадии
3В1
19 ч и 470°С + 10 ч и 525°С
5 ч и 450°С
2 ч и 475°С
3 стадии
3В2
19 ч и 470°С + 10 ч и 525°С
5 ч и 450°С
2 ч и 475°С + 1 ч и 525°С
3 стадии
Таблица 5
Механические свойства различных 60-миллиметровых плит
Образец
L
LT
ST
Kq
TYS
UTS
E1
TYS
UTS
E1
TYS
UTS
E1
L-T
T-L
S-L
3А1
414
436
15,1
426
456
10,8
414
449
4,0
37
31
24
3А2
442
465
13,2
452
480
8,5
434
468
3,7
40
38
29
3В1
415
440
16,5
425
458
11,0
400
444
4
-
-
-
3В2
443
460
13,5
453
483
11,8
439
476
7,0
45
37
35
Из результатов Таблицы 5 относительно механических свойств можно увидеть следующее:
По сравнению со стандартной обработкой (Образец 3А1) варианты с двухстадийной обработкой в соответствии с изобретением (Образцы 3А2 и 3В2) показывают значительное увеличение вязкости разрушения, особенно в S-L ориентации. Оказывается, что комбинированная двухстадийная обработка гомогенизацией (Образец 3В2) плюс двухстадийная ТТР в соответствии с этим изобретением обеспечивают наилучшие результаты по вязкости разрушения.
Увеличение TVS и UTS наблюдается для плит, которые получили двухстадийную ТТР (Образцы 3А2 и 3В2). Однако двухстадийная гомогенизация в комбинации с одностадийной ТТР (образец 3В1) не дает улучшения. На данный момент это не совсем понятно, но можно предположить, что закалка после ТТР от более высокой температуры оказывает положительный эффект на старение соответственно Cu-содержащим сплавам серии АА7000. Тем не менее, полученное увеличение прочности в 20-30 МПа считается важным преимуществом двухстадийной ТТР в соответствии с этим изобретением.
Также при применении способа в соответствии с этим изобретением значительно улучшается удлинение, в частности в ST направлении.
Дополнительное улучшение вязкости разрушения можно получить посредством понижения содержания Fe до стандартных для авиационно-космических сплавов уровней.
Образец 3В2 был испытан также на его коррозионную стойкость в испытании ЕХСО согласно ASTM G34 и обладал хорошей характеристикой "ЕА".
Пример 3
По похожему принципу, как и в случае Примера 2, были получены два не содержащие Сu сплава серии 7ххх, их химические составы перечислены в Таблице 6. Составы сплавов подпадают под композиционный интервал АА7021. Эти сплавы были обработаны по похожему принципу, как и в случае Примера 2, и термическая предыстория перечислена в Таблице 7. Обработка старением состояла из 24 часов при 120°С и закалки. Перед старением плиты не растягивали. Средние измеренные механические свойства перечислены в Таблице 8.
Таблица 6
Состав сплавов, мас.%, остаток Al и обычные примеси
Сплав
Si
Fe
Cu
Mn
Mg
Cr
Zn
Ti
Zr
4
0,04
0,07
<0,01
<0,01
1,21
<0,01
5,1
0,04
0,12
5
0,20
0,08
<0,01
<0,01
1,27
<0,01
5,2
0,04
0,12
Таблица 7
Коды образцов в зависимости от различных маршрутов термообработок
Образец
Гомогенизация
Подогрев
ТТР
Старение
4А1
8 ч и 470°С
5 ч и 450°С
2 ч и 475°С
24 ч и 120°С
5А1
8 ч и 470°С
5 ч и 450°С
2 ч и 475°С
24 ч и 120°С
5А2
8 ч и 470°С
5 ч и 450°С
2 ч и 475 + 1 ч и 525°С
24 ч и 120°С
5В1
8 ч и 470°С + 9 ч и 525°С
5 ч и 450°С
2 ч и 475°С
24 ч и 120°С
5В2
8 ч и 470°С + 9 ч и 525°С
5 ч и 450°С
2 ч и 475°С + 1 ч и 525°С
24 ч и 120°С
Таблица 8
Механические свойства различных 60-миллиметровых плит
Образец
L
LT
ST
Kq
TYS
UTS
Е1
TYS
UTS
Е1
TYS
UTS
Е1
L-T
T-L
S-L
4А1
319
360
22,0
322
374
16,9
310
348
2,9
55
51
28
5А1
310
354
20,5
310
362
15,4
300
347
5,3
46
30
25
5А2
308
357
19,4
309
366
16,2
303
348
6,3
49
35
30
5В1
308
354
21,1
309
363
17,0
300
350
5,7
48
35
27
5В2
304
356
21,9
309
366
18,5
304
355
7,7
49
39
33
Из результатов Таблицы 8 относительно механических свойств можно увидеть следующее:
По сравнению со стандартной обработкой (Образец 5А1) варианты с двухстадийной обработкой в соответствии с изобретением (Образцы 5А2, 5В1 и 5В2) показывают значительное увеличение вязкости разрушения, особенно в S-L ориентации. Оказывается, что комбинированная двухстадийная обработка гомогенизацией (Образец 5В2) плюс двухстадийная ТТР в соответствии с этим изобретением обеспечивают наилучшие результаты по вязкости разрушения.
Прочность для всех вариантов (с 5А1 по 5В2) является примерно одинаковой. Увеличение в пределе прочности и пределе текучести не наблюдается, в противоположность результатам Примера 2 для Cu-содержащих сплавов серии АА7ххх. Этот результат нельзя легко объяснить.
2
Сравнивая вариант с высоким содержанием Si (Образец 5А1) и вариант с низким содержанием Si (Образец 4А1), значения первоначальной вязкости разрушения являются заметно более высокими для состава сплава с низким содержанием Si. Однако после двухстадийной термообработки в соответствии с этим изобретением эти значения для сплава с высоким содержанием Si становятся близкими к значениям для сплава с низким содержанием Si. Значения вязкости разрушения образца 5В2 все еще в некоторой степени ниже, но это происходит, вероятно, из-за того, что 525°С для второй ТТР могут быть просто слишком низкими для растворения всего MgSi. Использование более высокой температуры на двух стадиях в соответствии с изобретением дополнительно улучшило бы вязкость разрушения вариантов Сплава 5.
Также при применении способа в соответствии с этим изобретением значительно улучшается удлинение, в частности в ST направлении.
Полагают, что вязкость разрушения можно дополнительно улучшить посредством понижения содержания Fe в алюминиевом сплаве.
Обладая теперь полностью описанным изобретением, для обычного специалиста в данной области техники будет очевидно, что можно сделать много изменений и модификаций без отклонения от сущности или объема изобретения, как описано здесь.