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CN116568851B - 具有最佳耐腐蚀性的2xxx合金锻造产品及其制备方法 - Google Patents

具有最佳耐腐蚀性的2xxx合金锻造产品及其制备方法

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CN116568851B
CN116568851B CN202180083196.3A CN202180083196A CN116568851B CN 116568851 B CN116568851 B CN 116568851B CN 202180083196 A CN202180083196 A CN 202180083196A CN 116568851 B CN116568851 B CN 116568851B
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thermomechanical treatment
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Abstract

由2000系列铝合金制成的锻造产品的热机械处理方法，所述铝合金包含以重量％计的Cu 3.5‑5.8；Mg 0.2‑1.5；Mn≤0.9；Fe≤0.15；Si≤0.15；Zr≤0.25；Ag≤0.8；Zn≤0.8；Ti 0.02‑0.15；不可避免的杂质各自≤0.05且总计≤0.15；其余为铝，能够提高耐应力腐蚀性。所述方法包括由两个工序组成的回火。第一工序通过130℃至180℃的最高温度T1max以及在130℃至180℃的温度下的保持时间来定义，所述保持时间等于在160℃下计算的10h至80h的等效时间(式i)。第二工序通过低于T1max的温度T2℃(t)以及在100℃至130℃的温度下的保持时间t2来定义，所述保持时间t2等于在160℃下计算的等效时间(式ii)，使得(式ii)为计算的第一工序的等效时间(式iv)的0.3％至15％。式i：式ii：式iii：式iv：

Description

具有最佳耐腐蚀性的2xxx合金锻造产品及其制备方法
技术领域
本发明涉及具有改进的应力腐蚀性能的由2XXX合金制成的锻造产品，以及由2XXX系列铝合金制成的锻造产品的热机械处理方法，旨在提高其在应力下的耐腐蚀性，同时保持屈服强度、延展性和损伤容限(特别是韧性)之间的良好折衷。
背景技术
航空应用通常需要非常特殊的一系列性能。一般而言，需要具有高机械强度的合金，但根据预期用途，通常还需要其他性能，例如高断裂强度或延展性，以及良好的耐腐蚀性，特别是耐应力腐蚀性。
根据标准ASTM G47-98(2019)，在交替浸没-浮出试验后评估2000合金的耐应力腐蚀性。一般而言，根据标准ASTM G49-85(2019)，拉伸试验超过30mm的产品。根据所选装置，测试在恒定变形或恒定载荷下进行。选择取决于预期应用和选择标准。如标准ASTM G49-85(2019)中所提及的，恒定载荷拉伸应力下的腐蚀测试比恒定应变拉伸应力下的腐蚀测试更为严苛。因此，通过恒定载荷拉伸应力下的腐蚀测试确定的可接受的最大应力通常小于或等于通过恒定应变拉伸应力下的腐蚀测试确定的可接受的最大应力。该差值与下列事实有关：在恒定应变下，特别是当出现裂纹时，存在应力的消除。然后，产品经受比初始载荷更低的载荷，这使得测试不那么严苛。还可以提及N.Magaji等人的文章“Comparison of testmethods used to analyze the stress corrosion cracking of differently tempered7xxx alloys”-Materials and Corrosion2019–第70卷–第1192-1204页。
2000合金是现有技术中已知的。在本文中，可以交替使用术语2000或2xxx来指代主要元素为元素Cu的铝合金。
WO2004/106566公开了具有改进的强度和延展性的铝合金，其包含Cu 3.5至5.8重量％、Mg 0.1至1.8重量％、Mn 0.1-0.8重量％、Ag 0.2-0.8重量％、Ti 0.02-0.12重量％和可能的一种或更多种选自以下的元素：包括Cr 0.1-0.8重量％、Hf 0.1-1.0重量％、Sc0.03-0.6重量％和V 0.05-0.15重量％，其余为铝，并且其中所述合金基本上不含锆。
WO2020/123096公开了一种2XXX合金，其包含的钛含量为0.08至0.20重量％，其具有至少两个特性如机械强度、韧性、伸长率和耐腐蚀性的优异折衷。该申请公开了在恒定应变下实施的应力腐蚀测试。
这些合金在热轧后的最终热机械处理的标准实践包括固溶，尽可能快地淬火，至少2％的冷应变和以单一等温阶段回火。
发明人已经注意到，当根据WO2004/106566的产品是根据标准的热机械处理实践获得时，这些产品在200MPa恒定载荷拉伸应力下的腐蚀测试后不能获得超过10天的寿命。
FR2435535公开了一种由2000系列铝合金制成的锻造产品的热处理方法，所述2000系列铝合金包含(以重量％计)3.5至5％铜、0.2至0.1％镁、0.25至1.2％硅，其中Si/Mg比率大于0.8，其特征在于回火包括至少两个步骤：在高于225℃且低于285℃的温度下进行主回火，持续时间为6秒至60分钟；以及在120℃至175℃的温度下进行补充回火，持续时间为4至192小时。FR2435535与本发明的区别在于，它适用于硅含量大于0.25重量％的产品，并且第一回火步骤在高于225℃的温度下进行。
US 3,305,410公开了一种用于提高铝合金耐腐蚀性的两阶段回火热处理。这种回火称为“自顶向下(top-down)”回火。第一阶段是在高温下进行，通常在190℃至218℃下，以便开始均匀析出并使晶粒边界处的析出减少至最低程度。第二阶段在较低温度下进行，通常在135℃至163℃下，以便完全析出。根据本发明，重要的是在第二阶段期间硬化析出不发生显著变化。这可以通过选择所述发明的回火条件来实现。
本发明涉及一种适用于2XXX合金的热机械处理方法，所述2XXX合金的组成为以重量％计Cu 3.5–5.8；Mg 0.2–1.5；Mn≤0.9；Fe≤0.15；Si≤0.15；Zr≤0.25；Ag≤0.8；Zn≤0.8；Ti 0.02-0.15，不可避免的杂质各自≤0.05且总计≤0.15；其余为铝，从而允许提高耐应力腐蚀性，同时允许在屈服强度、延展性和损伤容限(特别是韧性)之间获得优异折衷。特别地，所述方法允许提高恒定载荷拉伸应力下的耐腐蚀性。
发明内容
本发明涉及一种由2000系列铝合金制成的锻造产品的热机械处理方法，所述铝合金包含以重量％计的Cu 3.5–5.8；Mg 0.2–1.5；Mn≤0.9；Fe≤0.15；Si≤0.15；Zr≤0.25；Ag≤0.8；Zn≤0.8；Ti 0.02-0.15，不可避免的杂质各自≤0.05且总计≤0.15；其余为铝。这种热机械处理包括固溶、淬火、加工硬化和回火。回火的特征在于其包括至少两个工序：
-第一工序，以℃表示的温度通过依赖于时间t的函数T1℃(t)来描述，使得达到的最高温度T1max为130℃至180℃，并且在130℃至180℃的温度下的保持时间t1使得等效持续时间为10h至80h，等效持续时间根据下式在160℃的温度下计算
[数学运算1]
-第二工序，以℃表示的温度的通过依赖于时间t的函数T2℃(t)来描述，其温度使得T2℃(t)低于T1max，并且其在100℃至130℃的温度下以小时表示的保持时间t2使得根据下式在160℃的温度下计算的等效持续时间为计算的第一工序的等效持续时间的0.3％至15％，
[数学运算2]
在一个优选的实施方案中，第二工序的温度T2℃(t)低于130℃。
在一个优选的实施方案中，第二工序在105℃至130℃、优选105℃至125℃或110℃至130℃或110℃至125℃下的保持时间t2对应于等效持续时间，其为计算的第一工序的等效持续时间的0.3％至15％。
优选地，等效持续时间长于或等于计算的第一工序的等效持续时间的0.4％，仍更优选地等效持续时间长于或等于在160℃下计算的等效持续时间的0.5％或1％或2％或3％。
在一个优选的实施方案中，等效持续时间短于或等于计算的第一工序的等效持续时间的10％，仍更优选等效持续时间短于或等于计算的第一工序的等效持续时间的5％或3.5％。
优选地，第一工序包括一个单一等温阶段。
优选地，锻造产品为薄金属板或厚金属板或型材或锻造零件。在一个优选的实施方案中，锻造产品为厚度大于或等于30mm、优选50mm、仍更优选大于或等于90mm的厚金属板或型材或锻造零件。
在一个优选的实施方案中，锻造产品为厚金属板，其在回火之前已经经受高能液压成形的成形步骤，优选通过激增液压成形(explosion hydroforming)而成形。
优选地，由2000系列铝合金制成的锻造产品选自型号AA2139、AA2039、AA2040、AA2124、AA2024、AA2027、AA2022、AA2042。
优选地，由2000系列铝合金制成的锻造产品包含以重量％计的Cu3.9-5.2；Mg0.2-0.9；Mn 0.1-0.6；Fe≤0.15；Si≤0.5；Zr≤0.15；Ag≤0.6；Zn≤0.8；Ti 0.02-0.15，不可避免的杂质各自≤0.05且总计≤0.15；其余为铝。
优选地，由2000系列铝合金制成的锻造产品包含以重量％计的Cu4.5-5.0；Mg0.40-0.90；Mn 0.20-0.50；Fe≤0.15；Si≤0.15；Zr≤0.05；Ag 0.10-0.50；Zn≤0.5；Ti0.02-0.15，不可避免的杂质各自≤0.05且总计≤0.15；其余为铝。
优选地，通过DSC测量的第二工序之后的在约200℃至300℃下的溶解峰的表面积值与第一工序之后测量的溶解峰的表面积值基本相等，对于基本相等，应理解为差值小于或等于5％，有利地小于或等于2％。
此外，本发明涉及厚度大于或等于30mm的由2000系列铝合金制成的锻造产品，其包含以重量％计的Cu 3.5-5.8；Mg 0.2-1.5；Mn≤0.9；Fe≤0.15；Si≤0.15；Zr≤0.25；Ag≤0.8；Zn≤0.8；Ti 0.02-0.15，不可避免的杂质各自≤0.05且总计≤0.15；其余为铝；可通过本发明的热机械处理方法获得。该产品的特征在于，在短横向TC上施加的小于或等于200MPa应力的腐蚀下，每种情况下三个试样的平均使用寿命超过10天，测试根据ASTM G47-98(2019)的条件使用根据ASTM G49-85(2019)的恒定载荷张紧装置进行。
优选地，厚度大于或等于30mm的由2000系列铝合金制成的锻造产品，使得在ASTMG47-98(2019)的条件下使用根据ASTM G49-85(2019)的恒定载荷张紧装置，在短横向TC上在应力小于或等于200MPa下测试的所有试样的寿命均长于或等于10天。
优选地，厚度大于或等于30mm的由2000系列铝合金制成的锻造产品在长横向TL上的屈服强度大于或等于400MPa。
优选地，厚度大于或等于30mm的由2000系列铝合金制成的锻造产品包含以重量％计的Cu 3.9-5.2；Mg 0.2-0.9；Mn 0.1-0.6；Fe≤0.15；Si≤0.15；Zr≤0.15；Ag≤0.6；Zn≤0.8；Ti 0.02-0.15，不可避免的杂质各自≤0.05且总计≤0.15；其余为铝。
优选地，厚度大于或等于30mm的由2000系列铝合金制成的锻造产品包含以重量％计的Cu 4.5-5.0；Mg 0.40-0.90；Mn 0.20-0.50；Fe≤0.15；Si≤0.15；Zr≤0.05；Ag 0.10-0.50；Zn≤0.5；Ti 0.02-0.15，不可避免的杂质各自≤0.05且总计≤0.15；其余为铝。
有利地，根据本发明的产品或根据本方法获得的产品用于整体结构例如机身、肋部或翼梁元件的航空应用。
附图说明
[图1]图1为本发明一个实施方案的回火的示意图，其中两个工序依次进行，没有任何室温步骤。
[图2]图2显示了本发明一个实施方案的回火的示意图，其中两个工序通过一个室温步骤依次进行。
[图3]图3显示了本发明一个实施方案的回火的示意图，其中第一工序为单阶段。
[图4]图4显示了实施例6的样品A13和A14通过差示扫描量热法或DSC测量后获得的热谱图。
[图5]图5说明了DSC测量后溶解峰的表面积值的测定。
具体实施方式
除非另有说明，与合金的化学组成相关的所有说明均表示为基于合金的总重量计的重量百分比。表述1.4Cu意指以重量％表示的铜含量乘以1.4。合金命名符合本领域技术人员已知的铝业协会(Aluminum Association)规定。密度取决于组成，并通过计算而不是重量测量方法来确定。这些数值根据《铝标准和数据》(“Aluminum Standards and Data”)的第2-12和2-13页所述的铝业协会的方法计算。
除非另有说明，适用欧洲标准EN 515(1993)中所示的冶金状态的定义。
除非另有说明，静态机械特性，换言之，断裂强度Rm、在0.2％伸长率下的常规屈服强度Rp0.2(“屈服强度”)和断裂伸长率A％，根据标准EN 10002-1通过拉伸试验测定，取样和测试方向由标准EN 485-1定义。
除非另有说明，应力强度因子(KQ)根据标准ASTM E 399测定。标准ASTM E 399给出了确定KQ是否为K1C有效值的标准。对于给定的试样几何形状，只要材料的屈服强度具有相同的数量级，所获得的不同材料的KQ值彼此就具有可比性。
试样的中厚度中心的应力腐蚀测试已经根据标准ASTM G47-98(2019)和ASTMG49-85(2019)在短横向TC上实施。除非另有说明，应力腐蚀测试使用拉伸试样进行。通常，拉伸试样为圆柱形，直径为3.17±0.01mm。尽管如此，还可以使用扁平试样。根据ASTM G49-85(2019)的建议使用确保恒定载荷的装置在给定应力下对这些试样进行测试。对于每种情况测试至少三个试样。
除非另有说明，用于铝和铝合金产品的术语由标准NF EN 12258-1定义。特别地，除非另有说明，薄金属板为具有矩形横截面的轧制产品，其均匀厚度为0.20mm至6mm。厚度大于6mm的轧制产品称为厚金属板。
在短横向(即TC)下耐应力腐蚀的锻造产品意指该产品在短横向上施加的200MPa应力下测试的10天前没有任何破裂，所述测试根据ASTM G49-85(2019)的建议使用确保恒定载荷的装置进行。本发明的产品在短横向下具有耐应力腐蚀性。在优选模式中，产品具有这样的平均寿命和标准偏差，使得平均寿命与标准偏差之间的差值大于10天。
除非另有说明，回火是一种热处理，旨在通过从过饱和溶液中析出金属间相来改变产品的性能。根据现有技术，它可以由一个或多个步骤组成。对于“步骤”，应理解为升温阶段或等温阶段或冷却阶段。升温阶段和/或冷却阶段可以是线性的，并由升温速率或冷却速率定义。
根据本发明，“工序”由一个或多个步骤组成。工序可以由作为时间T℃(t)的函数的温度曲线来定义。
对于一个步骤或工序，可以计算出等价于参考温度Tref的保持时间。
根据本发明，本申请所提及的回火温度的精确度优选为+/-5℃，仍更优选+/-3℃。
由T℃(t)定义的工序在t’至t”的时间间隔内的保持时间等于在参考温度Tref下进行的工序的持续时间
由下式定义：
[数学运算3]
其中T℃(t)为工序随时间t(以小时计)变化的瞬时温度(以℃计)，并且Tref为参考温度。以小时表示。常数Q对应于扩散的活化能。根据本发明，常数Q被认为等于136,000J/mol，其对应于铜Cu在铝中的扩散活化能。理想气体常数R等于8.314J/K/mol。
由2000系列铝合金制成的锻造产品包含以重量％计的Cu 3.5–5.8；Mg 0.2–1.5；Mn≤0.9；Fe≤0.15；Si≤0.15；Zr≤0.25；Ag≤0.8；Zn≤0.8；Ti 0.02-0.15，不可避免的杂质各自≤0.05且总计≤0.15；其余为铝。
铜含量为至少3.5重量％，优选至少3.9重量％，有利地至少4.1重量％，且仍更优选至少4.4重量％，以便获得足够的屈服强度。铜含量为至多5.8重量％，优选至多5.2重量％，有利地至多5.0重量％。在一个实施方案中，锻造产品的铜含量为3.9至5.2重量％，有利地4.5至5.0重量％。铜含量值过低会导致机械强度和屈服强度过低。铜含量值过高会导致韧性不足。
Mg含量为至少0.2重量％，优选至少0.20重量％，有利地至少0.40重量％。Mg含量为至多1.5重量％，优选至多0.9重量％，仍更优选0.90重量％。在一个实施方案中，锻造产品的Mg含量为0.2至0.9重量％，有利地0.40至0.90重量％。镁含量值过低会导致机械强度和屈服强度过低。镁含量值过高会导致韧性不足。
优选地，Mn含量为至少0.05重量％，仍更优选至少0.1重量％，且仍更优选至少0.20重量％。Mn含量为至多0.9重量％，优选至多0.6重量％，仍更优选至多0.50重量％。在一个实施方案中，Mn含量为0.1至0.6重量％，优选0.20至0.50重量％。添加锰允许控制重结晶晶粒的生长，从而允许提高产品的机械强度及其屈服强度，但含量过高会导致韧性下降。
Zr含量为至多0.25重量％，优选至多0.15重量％，仍更优选至多0.05重量％。在一个实施方案中，Zr含量小于或等于0.04重量％，有利地，Zr含量小于或等于0.01重量％。发明人注意到，Zr含量小于或等于0.05重量％允许改善产品的可成形性。在另一个优选的实施方案中，Zr含量为0.05至0.15重量％。
Ag含量为至多0.8重量％，优选至多0.6重量％。在一个优选的实施方案中，Ag含量为0.10至0.50重量％。
Zn含量为至多0.8重量％。在一个实施方案中，Zn含量小于0.5％，有利地小于0.25％。
Ti含量为0.02重量％至0.15重量％。在一个实施方案中，Ti含量为0.02至0.10重量％，有利地0.02至0.09重量％，仍更有利地0.02至0.05重量％。钛具有控制铸件微观结构、特别是细化晶粒尺寸的作用。
其他元素的含量为各自至多0.05重量％，且总计至多0.15重量％。它们由不可避免的杂质组成，其余为铝。
这些实施方案中的每一个实施方案都可以全部或部分地组合。
有利地，由2000系列铝合金制成的锻造产品选自型号AA2139、AA2039、AA2040、AA2124、AA2024、AA2027、AA2022、AA2042。
有利地，由2000系列铝合金制成的锻造产品为薄金属板、厚金属板、型材或锻造零件。在一个优选的实施方案中，锻造产品为具有至少30mm、优选大于或等于50mm、仍更优选大于或等于90mm厚度的金属板。
由2000系列铝合金制成的锻造产品通过标准制备方法获得。原始形式是由液态金属熔池铸造而成的，所述液态金属的组成为以重量％计Cu3.5–5.8；Mg 0.2–1.5；Mn≤0.9；Fe≤0.15；Si≤0.15；Zr≤0.25；Ag≤0.8；Zn≤0.8；Ti 0.02-0.15，不可避免的杂质各自≤0.05且总计≤0.15；其余为铝。
有利地，原始形式为板材，或铸坯。然后，将原始形式均质化，然后热成型，以获得由2000系列铝合金制成的锻造产品。有利地，在490℃至530℃的温度下进行均质化，持续时间为10h至50h。有利地，在板材的情况下，将板材均质化，然后热轧以获得由2000系列铝合金制成的锻造产品。有利地，由2000系列铝合金制成的锻造产品为厚度大于或等于30mm、优选大于或等于50mm、仍更优选大于或等于90mm的金属板。有利地，由2000系列铝合金制成的锻造产品为厚度小于或等于180mm、优选小于或等于150mm的金属板。
由2000系列铝合金制成的锻造产品经受热机械处理，所述热机械处理包括固溶、淬火、加工硬化和回火，所述2000系列铝合金包含以重量％计的Cu 3.5–5.8；Mg 0.2–1.5；Mn≤0.9；Fe≤0.15；Si≤0.15；Zr≤0.25；Ag≤0.8；Zn≤0.8；Ti 0.02-0.15，不可避免的杂质各自≤0.05且总计≤0.15；其余为铝。
有利地，锻造产品在490℃至530℃的温度下进行固溶，持续时间为5h至20h。有利地，淬火通过将固溶产品在室温下(通常约22℃(+/-10℃))浸没于水中而实施，或通过使用喷雾喷淋产品而实施。
然后，实施加工硬化。有利地，该加工硬化在冷态下进行。它可以通过拉伸或压缩来进行。有利地，永久应变率为1％至9％，优选3％至5％。
任选地，可以在回火之前实施其他成形步骤。该成形步骤可以通过高能液压成形方法来实施。优选地，该方法在厚金属板上进行，所述厚金属板通常厚度大于或等于30mm，优选大于或等于50mm，且仍更优选大于或等于90mm。该方法可为激增液压成形方法。这种类型的方法记载于出版物D.J.Mynor等人的“Applications and capabilities ofexplosive forming”Journal of Materials Processing Technology 125-126(2002)第1-25页中。
根据本发明，锻造产品经受包括至少两个工序的回火。优选地，锻造产品经受包括两个工序的回火。
根据本申请，当提及温度区间为“130℃至180℃”时，这意指包括温度边界值。因此，应当理解，当提及“130℃至180℃”时，应理解为“从130℃至180℃”。
第一工序
第一工序旨在获得产品的最终机械性能。特别地，第一工序使得其允许获得最佳的韧性-屈服强度折衷。根据本发明，第一工序由一个或更多个加热和/或等温保持和/或冷却步骤组成。在第一工序期间温度的变化可以通过依赖于时间t的函数T1℃(t)来描述。在第一工序期间，温度达到130℃至180℃的最高温度T1max。优选地，在等温阶段期间达到最高温度T1max。第一工序的持续时间使得在130℃至180℃的温度下的保持时间等于10h至80h的等效持续时间，其中等效持续时间在160℃的参考温度下根据下式计算：
[数学运算1]
在以℃表示的温度为130℃至180℃的时间段内对函数进行积分。这意指在以上升方式第一次通过130℃的温度和以下降方式第一次通过130℃的温度所对应的时间段内对函数进行积分。在时间段不连续的情况下，应根据温度为130℃至180℃的每个时间段对函数进行积分。
优选地，在第一工序期间在130℃至180℃的温度下的保持时间等于至少15h、20h、24h或30h的等效持续时间，以便获得足够的机械强度。实际上，如果等效持续时间过短，则不可能达到足够的弹性极限，通常不可能在TL(长横向)方向上达到至少400MPa的屈服强度。优选地，在第一工序期间在130℃至180℃的温度下的保持时间使得等效持续时间短于70h，有利地短于60h，或50h，或40h，以便获得足够的延展性和韧性。实际上，如果等效持续时间过长，则延展性和韧性下降。
可以在第一工序之前在室温下进行熟化步骤。熟化步骤的持续时间可以在几分钟、几小时或几天之间变化。优选地，熟化持续时间为10分钟至10小时，优选至多4小时。
在本发明的一个优选的实施方案中，第一工序为单阶段(参见图3)。对于“单阶段”，应理解为包括一个单一等温阶段的工序。通常，第一个单阶段工序包括升温步骤、130℃至180℃的等温保持和冷却步骤。
第二工序
第二工序旨在提高耐应力腐蚀性。
根据本发明，第二工序在机械性能例如屈服强度、断裂强度或韧性方面引起可忽略不计的变化。屈服强度、断裂强度或韧性在第一工序的结束和第二工序的结束之间的变化小于10％，有利地小于5％，仍更有利地小于3％或2％。优选地，屈服强度变化小于3％，优选小于2％。优选地，韧性变化小于3％，优选小于2％。
发明人已经注意到，第二工序没有显著改变第一工序完成时所形成的析出物的量。
DSC，表示差示扫描量热法，是一种热分析技术。它测量待分析样品与参考样品(在这种情况下为氧化铝)之间热交换的差异。该DSC技术基于这样的事实，即在物理转变(例如相变)过程中，一定量的热与样品进行交换以使其保持与参考样品相同的温度。样品与设备之间的这种热交换的方向取决于转换过程的吸热或放热性质。因此，例如，如果产品包含析出物，当它被加热时，这些析出物在热的作用下可以在一定温度范围内溶解。然后，产品将吸收更多的热，以便能够以与参考样品相同的速率升高其温度。由于析出物的溶解吸热，因此其为吸热相变。此外，当样品将热传递给系统时，样品可能经历放热过程，例如析出。
通过测量样品和参考样品之间的热通量差异，差示扫描量热仪可以测量转变过程中吸收或释放的热量。
使用这种技术，可以通过计算吸热峰或溶解峰的表面积从热谱图中估算溶解相的量，以J/g表示。根据本发明，该溶解峰在约200℃至300℃之间。对于“约200℃至300℃”，应理解为溶解峰可以在相对于200℃-300℃的范围+/-50℃的范围内延伸。
发明人已经注意到，两个工序之间溶解峰的表面积变化小于5％。实际上，发明人已经注意到，通过DSC测量的第二工序之后的溶解峰的表面积值(其中溶解峰在约200℃至300℃之间)基本等于第一工序之后测量的溶解峰的表面积值。对于基本等于，应理解为差值小于或等于5％，有利地小于或等于2％。
根据本发明，第二工序由一个或更多个加热和/或等温保持和/或冷却步骤组成。
第二工序期间的温度变化可以通过依赖时间的函数T2℃(t)来描述。第二工序在低于第一工序的最高温度T1max的温度T2下进行。这意指在第二工序期间，函数T2℃(t)低于最高温度T1max。
优选地，第二工序在低于130℃、仍更优选低于125℃的温度T2下进行。
第二工序的特征在于在100℃至130℃的温度下的保持时间t2。在100℃至130℃的温度下的该保持时间t2可以由在160℃的温度下根据下式计算的等效持续时间来定义，
[数学运算2]
温度T2℃(t)以℃表示。
在产品在第一工序之后在100℃至130℃下保持的时域内对函数进行积分。根据本发明，由此计算的等效持续时间短于或等于计算的第一工序的等效持续时间的15％。
优选地，第二工序的特征在于在105℃至130℃、或105℃至125℃、或110℃至130℃、或110℃至125℃的温度下的保持时间t2，使得在160℃下计算的等效持续时间短于或等于在160℃下计算的第一工序的等效持续时间的15％。
在低于100℃、优选低于105℃、仍更优选110℃的温度下保持更长的时间，不能提高短横向上的耐腐蚀性。
在160℃的温度下计算的等效持续时间对应于在100℃至130℃，或105℃至130℃，或105℃至125℃，或110℃至130℃，或110℃至125℃的温度下的保持时间t2，短于或等于计算的第一工序等效持续时间的15％。
优选地，对应于在100℃至130℃、或105℃至130℃、或105℃至125℃、或110℃至130℃、或110℃至125℃的温度下的保持时间t2的等效持续时间短于或等于在160℃下计算的第一工序的等效持续时间的10％、5％或3.5％。
发明人已经注意到，如果第二工序使得能够实施在100℃至130℃下的足够的持续时间，则锻造产品在应力下的腐蚀性得到改善。在160℃下计算的等效持续时间长于或等于0.3％。等效持续时间短于0.3％不能使产品应力腐蚀脱敏。仍更优选地，等效持续时间长于或等于在160℃下计算的第一工序等效持续时间的0.4％、0.5％、1％、2％或3％。
在本发明的一个实施方案中，在第一工序和第二工序依次进行，其间没有经过室温。在这种情况下，第二工序的开始在温度T1℃(t)低于130℃时的时间进行，如图1所示。
在本发明的另一个实施方案中，第一工序和第二工序依次进行，其间在室温下保持。在这种情况下，第二工序的开始在温度T1℃(t)低于130℃时的时间进行，如图2所示，保持时间t2等于工序在100℃至130℃的温度范围内的累计保持时间。
根据本发明获得的锻造产品适用于航空应用，特别是用于作为整体结构制成的部件。整体结构是由外壳和加强筋以连体方式(in one-piece)组成的整体式结构。有利地，根据本发明获得的锻造产品用于整体结构，例如机身、肋部或翼梁元件。
发明人已经注意到，根据本发明的热机械处理允许获得更好的耐应力腐蚀性。在一个优选的实施方案中，热机械处理对期望在短横向TC上耐应力腐蚀性的锻造产品特别有益，所述锻造产品厚度大于或等于30mm、优选大于或等于50mm或90mm，如厚金属板、型材或锻造零件。厚度大于或等于30mm的由2000系列铝合金制成的锻造产品包含以重量％计的Cu3.5–5.8；Mg 0.2–1.5；Mn≤0.9；Fe≤0.15；Si≤0.15；Zr≤0.25；Ag≤0.8；Zn≤0.8；Ti0.02-0.15，不可避免的杂质各自≤0.05且总计≤0.15；其余为铝；其可通过本发明的热机械处理方法获得，其允许在短横向TC上施加小于或等于200MPa的应力下的腐蚀平均寿命超过10天。测试根据ASTM G47-98(2019)的条件使用根据ASTM G49-85(2019)的恒定载荷张紧装置进行。特别地，在一个优选的实施方案中，在测试期间测量的平均寿命和标准偏差之间的差值大于10天，测试根据ASTM G47-98(2019)的条件使用根据ASTM G49-85(2019)的恒定载荷张紧装置进行。
该产品的长横向TL上的屈服强度大于或等于400MPa。
本发明的产品用于整体结构例如机身、肋部、翼梁元件的航空应用。
实施例
实施例1
AA2139合金，其组成如表1所示，在490℃至530℃的温度下均质化并且持续时间为10h至50h之后，经受热轧以获得120mm的最终厚度。然后，将板材在490℃至530℃下固溶，持续时间为5h至20h，然后通过受控拉伸进行淬火和应力消除，从而获得2％至4％的永久变形。然后，在如表2所示的不同回火后测试金属板的应力腐蚀。
如本发明所定义的，等效时间是在考虑等温阶段以及升温和降温阶段的情况下计算的。
仅包括一个工序的回火在以40℃/h的升温速率升至150℃，然后以20℃/h升至160℃的情况下实施。冷却速率为30℃/h。
包括两个工序的回火以相同的升温速率和冷却速率实施。这两个阶段相继地完成，没有经过在室温下保持的阶段。
[表1]
Si Fe Cu Mn Mg Ti Ag Zr
合金A 0.04 0.08 4.8 0.3 0.5 0.05 0.33 <0.05
[表2]
在ASTM G47-98(2019)的条件下，使用施加200MPa应力的拉伸试样在金属板的短横向上进行了应力腐蚀测试(SCT)。根据ASTM G44-99(2013)的条件，将试样在3.5％ NaCl盐溶液中进行浸没浮出循环。根据标准ASTM G49-85(2019)的建议在恒定载荷下进行测试。直径为3.17mm的拉伸试样在金属板的中厚度处取样。结果如表3所示。
对所述板材进行测试以确定其静态机械性能及其韧性。在TL方向上的屈服强度Rp0.2、断裂强度Rm和断裂伸长率A记录于表4中。拉伸试样在中厚度处取样，并且所使用的韧性试样是在四分之一厚度处取样的CT20W40(根据标准ASTM E399的命名，厚度B＝20mm，宽度W＝40mm)。除了根据标准ASTM E399获得的Kq值外，还使用Kapp值作为测试结果。这包括获得的测试试样的应力强度因子，使用测试期间记录的最大载荷作为载荷，以及疲劳预裂后的裂纹初始长度作为裂纹长度；它与用于计算Kq的长度相同。
[表3]
与单阶段回火后获得的产品相比，测试的本发明产品A6和A8具有更长的的平均寿命。所有测试试样的寿命均不短于10天。测试的本发明产品A6和A8具有这样的平均寿命和标准偏差，使得平均值与标准偏差之间的差值大于10天。
[表4]
实施例2
根据表5所示的其他回火条件对与实施例1相同的金属板进行了测试。在与实施例1相同的条件下进行了应力腐蚀测试。结果如表6所示。
[表5]
[表6]
测试的本发明产品A12具有比产品A11显著更长的平均寿命，产品A11在包括两个工序的回火后获得，但其在100℃至130℃的温度下的保持时间t2等于等效持续时间该等效持续时间比计算的第一工序等效持续时间的0.3％更短。测试的编号A12的所有试样的寿命均不短于10天。测试的本发明产品A12具有这样的平均寿命和标准偏差，使得平均值与标准偏差之间的差值大于10天。
实施例3
AA2139合金，其组成如表7所示，在490℃至530℃下均质化并且持续时间为10h至50h后，经受热轧以获得120mm的最终厚度。然后，将金属板在490℃至530℃下固溶，持续时间为5h至20h，然后通过受控拉伸进行淬火和应力消除，从而获得2％至4％的永久变形。然后，在如表8和表9所示的不同回火后测试金属板的应力腐蚀。
[表7]
Si Fe Cu Mn Mg Ti Ag Zr
合金B 0.05 0.09 4.9 0.3 0.5 0.09 0.32 <0.05
在与实施例1相同的条件下进行应力腐蚀测试。
[表8]
[表9]
根据本发明的包括两个工序的回火显著提高耐应力腐蚀性。
实施例4
在与实施例1相同的由AA2139制成的金属板上进行应力腐蚀试验，该金属板已经在160℃下经受36h的单阶段回火。在施加200MPa应力的恒定载荷下和施加276MPa应力的恒定应变下，在短横向上对金属板进行了测试。结果如表10所示。
[表10]
应该观察到，尽管施加了更高的应力，但在恒定应变下的测试产生的平均寿命比在恒定载荷下获得的平均寿命更长。该实施例证实，与在恒定载荷下进行的那些相比，在恒定应变下的测试不那么严苛。
实施例5
对与实施例1所述的金属板相同的金属板进行应力下的海水腐蚀暴露测试。测试包括将拉伸试样在施加200MPa应力的载荷下(恒定载荷下)置于海水氛围中。这与实施例1中使用的那些应力条件相同。它们符合ASTM G49-85(2019)的条件。
在两种回火条件下对金属板在应力下的耐海水腐蚀暴露进行了测试，这两种回火条件与实施例1中公开的那些相同，并且对应于在160℃下进行36h的单阶段回火和在160℃36h+120℃20h下的本发明的回火。
结果记录于表11中。
[表11]
经受本发明的回火的金属板在海水氛围中具有更好的耐应力腐蚀性。经过18个月(约540天)的暴露后，所有试样均未损坏。
实施例6
对与实施例1相同的由AA2139制成的金属板实施了应力腐蚀测试，该金属板已经经受本发明的单阶段回火和两阶段回火。单阶段回火仅包括一个工序，并且在以40℃/h的升温速率升至150℃、然后以20℃/h升至168℃的情况下进行。冷却速率为30℃/h。根据本发明的包括两个工序的回火的第一工序经历与仅包括一个单一工序的回火相同的升温速率或冷却速率。在第一工序之后进行第二工序，无需经过环境温度。在第二工序完成时，将金属板以30℃/h冷却。
[表12]
在施加200MPa应力的恒定载荷下在短横向上对产品进行了测试。结果如表13所示。
[表13]
对A13和A14两个产品进行了差示扫描量热法测量，也称为DSC(差示扫描量热法)测量。图4示出了获得的热谱图。技术人员可以注意到这两个热谱图相似。
在这两种情况下，都观察到位于200℃至300℃之间的溶解峰(10，10’)(图4)。存在的析出物在加热过程中溶解，这伴随着测量焓的下降。回火后存在的析出物的量通过对曲线基线下包含的峰的表面积进行积分来估算。如果样品没有经历任何物理转变，则基线代表焓随温度的变化。该基线可以通过使用在所考虑的温度范围内不经历任何物理转变的参考样品的基线而获得。还可以通过外推所测量的曲线进行估算(参见图5)。在该实施例的情况下，测量的样品A13的溶解峰表面积为4.98J/g，以及样品A14的溶解峰表面积为4.90J/g。两者的差值为1.6％。
对于所考虑的两种热处理，回火后形成的析出物的量相似。然而，对于已经经受本发明回火的样品A14，实际上观察到耐腐蚀性提高。

Claims (24)

1.由2000系列铝合金制成的锻造产品的热机械处理方法，所述铝合金包含以重量％计的
Cu 3.5-5.8；
Mg 0.2-1.5；
Mn≤0.9；
Fe≤0.15；
Si≤0.15；
Zr≤0.25；
Ag≤0.8；
Zn≤0.8；
Ti 0.02-0.15；
不可避免的杂质各自≤0.05且总计≤0.15；其余为铝，
所述热机械处理包括固溶、淬火、加工硬化和回火，其特征在于，所述回火包括至少两个工序，
第一工序，其中以℃表示的温度通过依赖于时间t的函数T1℃(t)来描述，使得达到的最高温度T1max为130℃至180℃，并且在130℃至180℃的温度下的保持时间t1使得等效持续时间为10h至80h，其中等效持续时间根据下式在160℃的温度下计算，
[数学运算1]
以及第二工序，其中以℃表示的温度通过依赖于时间t的函数T2℃(t)来描述，其温度使得T2℃(t)<T1max，并且其在100℃至130℃的温度下的保持时间t2使得根据下式在160℃的温度下计算的等效持续时间为计算的第一工序的等效持续时间的0.3％至15％，
[数学运算2]
2.根据权利要求1所述的热机械处理方法，其中所述第二工序的温度T2℃(t)低于130℃。
3.根据权利要求1或2所述的热机械处理方法，其特征在于，所述第二工序在105℃至130℃下的保持时间t2对应于等效持续时间所述等效持续时间为计算的第一工序等效持续时间的0.3％至15％。
4.根据权利要求1或2所述的热机械处理方法，其特征在于，所述等效持续时间长于或等于计算的第一工序等效持续时间的0.5％。
5.根据权利要求4所述的热机械处理方法，其特征在于，所述等效持续时间长于或等于计算的第一工序等效持续时间的1％。
6.根据权利要求1或2所述的热机械处理方法，其特征在于，所述等效持续时间短于或等于计算的第一工序等效持续时间的10％。
7.根据权利要求6所述的热机械处理方法，其特征在于，所述等效持续时间短于或等于计算的第一工序等效持续时间的5％。
8.根据权利要求1或2所述的热机械处理方法，其特征在于，所述第一工序包括单一等温阶段。
9.根据权利要求1或2所述的热机械处理方法，其特征在于，所述锻造产品为锻造零件。
10.根据权利要求1或2所述的热机械处理方法，其特征在于，所述锻造产品为型材。
11.根据权利要求1或2所述的热机械处理方法，其特征在于，所述锻造产品为薄金属板或厚金属板。
12.根据权利要求1或2所述的热机械处理方法，其特征在于，所述锻造产品为厚金属板，其在回火之前已经经受高能液压成形的成形步骤。
13.根据权利要求1或2所述的热机械处理方法，其特征在于，所述由2000系列铝合金制成的锻造产品选自AA2139、AA2039、AA2040、AA2124、AA2024、AA2027、AA2022、AA2042。
14.根据权利要求1或2所述的热机械处理方法，其特征在于，所述由2000系列铝合金制成的锻造产品包含以重量％计的
Cu 3.9-5.2；
Mg 0.2-0.9；
Mn 0.1-0.6；
Fe≤0.15；
Si≤0.15；
Zr≤0.15；
Ag≤0.6；
Zn≤0.8；
Ti 0.02-0.15；
不可避免的杂质各自≤0.05且总计≤0.15；其余为铝。
15.根据权利要求1或2所述的热机械处理方法，其特征在于，所述由2000系列铝合金制成的锻造产品包含以重量％计的
Cu 4.5-5.0；
Mg 0.40-0.90；
Mn 0.20-0.50；
Fe≤0.15；
Si≤0.15；
Zr≤0.05；
Ag 0.10-0.50；
Zn≤0.5；
Ti 0.02-0.15；
不可避免的杂质各自≤0.05且总计≤0.15；其余为铝。
16.根据权利要求1或2所述的热机械处理方法，其特征在于，通过DSC测量的第二工序之后的在约200℃至300℃下的溶解峰的表面积值与第一工序之后测量的溶解峰的表面积值基本相等，对于基本相等，应理解为差值小于或等于5％，对于“约200℃至300℃”，应理解为溶解峰在相对于200℃-300℃的范围+/-50℃的范围内延伸。
17.根据权利要求16所述的热机械处理方法，其特征在于，对于基本相等，应理解为差值小于或等于2％。
18.厚度大于或等于30mm的由2000系列铝合金制成的锻造产品，其包含以重量％计的
Cu 3.5-5.8；
Mg 0.2-1.5；
Mn≤0.9；
Fe≤0.15；
Si≤0.15；
Zr≤0.25；
Ag≤0.8；
Zn≤0.8；
Ti 0.02-0.15；
不可避免的杂质各自≤0.05且总计≤0.15；其余为铝；
通过权利要求1至12中一项所述的热机械处理方法获得，其特征在于，在短横向TC上施加的小于或等于200MPa应力的腐蚀下，每种情况下三个试样的平均使用寿命超过10天，测试根据ASTM G47-98(2019)的条件使用根据ASTM G49-85(2019)的恒定载荷张紧装置进行。
19.根据权利要求18所述的厚度大于或等于30mm的由2000系列铝合金制成的锻造产品，其所有试样的寿命均长于或等于10天。
20.根据权利要求18或19所述的厚度大于或等于30mm的由2000系列铝合金制成的锻造产品，其在长横向TL上的屈服强度大于或等于400MPa。
21.根据权利要求18或19所述的厚度大于或等于30mm的由2000系列铝合金制成的锻造产品，其包含以重量％计的
Cu 3.9-5.2；
Mg 0.2-0.9；
Mn 0.1-0.6；
Fe≤0.15；
Si≤0.15；
Zr≤0.15；
Ag≤0.6；
Zn≤0.8；
Ti 0.02-0.15；
不可避免的杂质各自≤0.05且总计≤0.15；其余为铝。
22.根据权利要求18或19所述的厚度大于或等于30mm的由2000系列铝合金制成的锻造产品，其包含以重量％计的
Cu 4.5-5.0；
Mg 0.40-0.90；
Mn 0.20-0.50；
Fe≤0.15；
Si≤0.15；
Zr≤0.05；
Ag 0.10-0.50；
Zn≤0.5；
Ti 0.02-0.15；
不可避免的杂质各自≤0.05且总计≤0.15；其余为铝。
23.根据权利要求18至22中任一项所述的锻造产品或根据权利要求1至17中任一项获得的锻造产品用于整体结构的航空应用的用途。
24.根据权利要求23所述的锻造产品用于机身、肋部或翼梁元件的航空应用的用途。
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Families Citing this family (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN117881809A (zh) * 2021-08-24 2024-04-12 奥科宁克技术有限责任公司 生产2xxx铝合金的方法
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Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2020123096A2 (en) * 2018-11-16 2020-06-18 Arconic Inc. 2xxx aluminum alloys

Family Cites Families (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US2159010A (en) * 1937-04-30 1939-05-23 Aluminum Co Of America Thermal treatment of aluminum base alloys
US3305410A (en) * 1964-04-24 1967-02-21 Reynolds Metals Co Heat treatment of aluminum
FR2435535A1 (fr) 1978-09-08 1980-04-04 Cegedur Procede de traitement thermique des alliages aluminium, cuivre, magnesium, silicium
FR2561260B1 (fr) * 1984-03-15 1992-07-17 Cegedur Alliages al-cu-li-mg a tres haute resistance mecanique specifique
WO2004106566A2 (en) 2003-05-28 2004-12-09 Pechiney Rolled Products Al-cu-mg-ag-mn alloy for structural applications requiring high strength and high ductility
DE602008002822D1 (de) * 2007-03-14 2010-11-11 Aleris Aluminum Koblenz Gmbh Al-cu-legierungsprodukt, das für die luft- und raumfahrtanwendung geeignet ist
US8333853B2 (en) * 2009-01-16 2012-12-18 Alcoa Inc. Aging of aluminum alloys for improved combination of fatigue performance and strength
CN101985706A (zh) * 2010-11-18 2011-03-16 江苏万里活塞轴瓦有限公司 热精锻连杆用铝合金材料及其制备方法
FR3040403B1 (fr) 2015-08-28 2017-08-11 Seb Sa Appareil electromenager comportant une plaque chauffante alimentee par un thermostat equipe d'un coupe-circuit thermique
FR3040711B1 (fr) * 2015-09-03 2017-08-11 Constellium Issoire Produit extrude en alliage al-cu-mg a compromis ameliore entre resistance mecanique et tenacite
FR3087206B1 (fr) 2018-10-10 2022-02-11 Constellium Issoire Tôle en alliage 2XXX à haute performance pour fuselage d’avion

Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2020123096A2 (en) * 2018-11-16 2020-06-18 Arconic Inc. 2xxx aluminum alloys

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