CN105734469A - 一种提高Al-Cu-Mg合金抗损伤容限性能的方法 - Google Patents

一种提高Al-Cu-Mg合金抗损伤容限性能的方法 Download PDF

Info

Publication number
CN105734469A
CN105734469A CN201610099088.6A CN201610099088A CN105734469A CN 105734469 A CN105734469 A CN 105734469A CN 201610099088 A CN201610099088 A CN 201610099088A CN 105734469 A CN105734469 A CN 105734469A
Authority
CN
China
Prior art keywords
alloy
damage tolerance
tolerance limit
limit performance
sheet material
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Pending
Application number
CN201610099088.6A
Other languages
English (en)
Inventor
刘志义
赵齐
刘梦
黄田田
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Central South University
Original Assignee
Central South University
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Central South University filed Critical Central South University
Priority to CN201610099088.6A priority Critical patent/CN105734469A/zh
Publication of CN105734469A publication Critical patent/CN105734469A/zh
Pending legal-status Critical Current

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
    • C22F1/057—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys with copper as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/12—Alloys based on aluminium with copper as the next major constituent
    • C22C21/14—Alloys based on aluminium with copper as the next major constituent with silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/12—Alloys based on aluminium with copper as the next major constituent
    • C22C21/16—Alloys based on aluminium with copper as the next major constituent with magnesium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/12—Alloys based on aluminium with copper as the next major constituent
    • C22C21/18—Alloys based on aluminium with copper as the next major constituent with zinc

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Materials For Medical Uses (AREA)

Abstract

一种提高Al?Cu?Mg合金耐损伤容限性能的方法，是将Al?Cu?Mg合金板材进行固溶+水淬处理后，进行变形量6～15％的冷轧预变形处理，然后进行时效处理。本发明工艺简单合理，通过固溶淬火后的小变形量冷轧，使板材表面产生一定的压应力层，有效抑制裂纹在疲劳应力作用下的形成和扩展。采用自然时效处理，表层由于冷轧预变形产生了较大密度的位错，使得合金在自然时效过程中析出大尺寸的Cu?Mg原子团簇，并提高团簇的Cu/Mg质量比，从而使板材表层产生较大的有序强化效应和模量强化效应；采用人工时效处理，可使板材整体析出细小弥散第二相，同时表层较高密度的位错可以在板材表层形成更加细小弥散的第二相，从而阻碍疲劳裂纹在表层区域的形成和扩展，提高板材的抗疲劳损伤容限性能。这种表硬心韧的结构会有效提高板材抗损伤容限性能，适于工业化应用。

Description

一种提高Al-Cu-Mg合金抗损伤容限性能的方法
技术领域
本发明公开了一种提高Al-Cu-Mg合金抗损伤容限性能的方法；具体涉及一种提高Al-Cu-Mg合金疲劳断裂时应力场强度因子的方法，属于有色金属材料加工领域。
背景技术
Al-Cu-Mg合金由于具有中等强度，良好的韧性和优异的抗疲劳性能，是航空航天中广泛应用的沉淀硬化型铝合金，尤其常作为飞机蒙皮和舱壁材料应用，占飞机材料重量的50％左右，在航空领域具有极其重要的地位。但随着航空科技的发展，对于飞机结构材料不仅要求其具有较高的静强度，还应具有较好的抗损伤容限性能，抗损伤容限性能不仅仅是指疲劳裂纹扩展的速率低，更重要的是指在较高的应力场强度因子(ΔK)作用时，裂纹仍然处于稳定扩展阶段，而未发生失稳，此时的合金还可以继续服役，或者说合金在断裂时对应的应力场强度因子高。此外航空用铝合金遭遇到复合材料的强力挑战，因此研制出具有更高抗损伤容限性能的铝合金是在这一竞争中胜出的关键。
在工业化生产板材时必须施加一定的预变形处理，预变形的目的主要是因为：合金在淬火过程中通常会由于淬火应力的作用，导致板材出现翘曲及板型不规整等现象。通过施加一定量的预变形，可有效矫正合金的板型，使板材平整；其次，合金在淬火过程中，表面会产生不均匀的残余应力，对疲劳性能十分不利，因此施加一定的预变形有利于消除合金表面的残余应力。目前预变形的方案一般采用预拉伸变形，如公开号为CN101037752A、CN101037747A、CN101037748A、CN103952652A、CN103498119A、CN101705403A、CN101701308A等专利所采用的技术方案，其预拉伸变形的目的主要是对板材进行矫直变形和去除残余应力，但是拉伸变形不仅降低了板材的断裂韧性而且也降低了合金板材的抗疲劳损伤性能，对抗损伤容限性能极为不利；此外过大的拉伸变形量会使板材断裂。
发明人之前申请并授权的专利(CN103614597A)公开了采用轧制预变形及配套的热处理工艺，可以有效提高合金强度；发明人的另外一项专利(CN103469037A)采用大挤压比变形破碎第二相粒子，以及配合采用拉伸预变形和欠时效处理获得具有一定变形能力的时效粒子，实现有效提高合金的耐热性能和疲劳强度的目的。但合金的强度、耐热性能、疲劳强度等性能指标与合金的抗疲劳损伤容限性能是完全不同性能体系，特别是合金强度的提高还会导致合金的抗疲劳损伤容限性能的降低。因此，现有铝合金的预变形方案，都没从预变形方式及变形量对板材抗损伤容限性能的提高给出有效的技术方案和启示。
美国专利报道了通过先轧制后拉伸综合预变形处理可降低铝合金的疲劳裂纹扩展速率(US2004079455)。但是抗损伤容限设计理论除了考虑降低疲劳裂纹扩展速率外，更重要的是指板材在断裂时对应的应力场强度因子高。目前提高板材抗损伤容限性能的主要方法是从合金成分配比及控制杂质含量角度来实现，如专利技术：CN1829812A、CN101124346A、CN101410540A、CN101580910A、CN101705399A、CN103045921A、CN102251159A所公开的技术方案。这些专利技术并不是针对疲劳裂纹失稳扩展对应的最大ΔK值(最大损伤容限)而开发的。由于抗损伤容限性能是现代飞行器抗损伤容限设计的核心性能，所以这些专利技术对于现代飞行器抗损伤容限设计没有直接的指导意义和价值。
至今为止，未见采用预变形及热处理工艺以提高铝合金板材抗损伤容限性能的公开报道。因此，研制提高Al-Cu-Mg合金疲劳断裂时对应的应力场强度因子范围，即：提高合金抗损伤容限性能的方法，对于提升该合金在航空领域的应用水平具有重要意义。
发明内容
本发明的目的在于克服现有技术之不足而提供一种提高Al-Cu-Mg合金抗损伤容限性能的方法，本发明通过采用合理的预变形处理工艺与时效工艺的配合，有效提高Al-Cu-Mg合金疲劳断裂时应力场强度因子。
本发明一种提高Al-Cu-Mg合金耐损伤容限性能的方法，采用以下方案实现
是将Al-Cu-Mg合金板材经过固溶+淬火处理后，进行变形量≤15％的冷轧预变形处理，然后，进行自然时效或人工时效处理。
本发明一种提高Al-Cu-Mg合金耐损伤容限性能的方法，合金板材的固溶工艺制度为490-520℃/10-60min。
本发明一种提高Al-Cu-Mg合金耐损伤容限性能的方法，合金板材的自然时效制度为在室温时效至少96h；人工时效制度为120-160℃/0.5-50h。
本发明一种提高Al-Cu-Mg合金耐损伤容限性能的方法，所述冷轧预变形的变形量为6～15％。
本发明一种提高Al-Cu-Mg合金耐损伤容限性能的方法，所述Al-Cu-Mg合金包括下述组分，按质量百分比组成：
Cu 3.9-4.5％，
Mg 1.1-1.8％，
Mn 0.2-0.9％，
Fe<0.12％，Si<0.06％，Zn<0.09％，Ti<0.10％，余量为铝；固溶淬火及冷轧预变形后进行自然时效。
本发明Al-Cu-Mg合金耐损伤容限性能的方法，所述Al-Cu-Mg合金包括下述组分，按质量百分比组成：
Fe<0.12％，Si<0.06％，Zn<0.09％，Ti<0.10％，余量为铝；固溶淬火及冷轧预变形后进行自然时效。
本发明一种提高Al-Cu-Mg合金耐损伤容限性能的方法，所述Al-Cu-Mg合金包括下述组分，按质量百分比组成：Cu 3.4-4.5％，
Fe<0.07％，Si<0.07％，Ti<0.10％，余量为铝；固溶淬火及冷轧预变形后进行人工时效。
本发明Al-Cu-Mg合金耐损伤容限性能的方法，所述Al-Cu-Mg合金包括下述组分，按质量百分比组成：
Fe<0.10％，Si<0.06％，Ti<0.11％，余量为铝；固溶淬火及冷轧预变形后进行人工时效。
发明原理及优势
本发明采用上述加工方法，通过固溶淬火后的小变形量冷轧预变形处理，使板材表面形成一定的压应力层，有效抑制了裂纹在疲劳应力作用下的形成和扩展。对于冷轧预变形后采用自然时效处理的合金板材，表层由于冷轧预变形产生了较大密度的位错，而析出大尺寸的Cu-Mg原子团簇，并且提高团簇的Cu/Mg质量比，从而使得板材表层相对心部产生更大的有序强化效应和模量强化效应。对于冷轧预变形后采用人工时效处理的合金板材，可使板材整体析出细小弥散的第二相，同时表层较高密度的位错可以在板材表层形成更加细小弥散的第二相和更高的强化效应。从而阻碍疲劳裂纹在表层区域的形成和扩展，提高板材的抗疲劳损伤容限。这种表硬心韧的结构会有效提高板材抗损伤容限性能。经本发明预变形处理的板材，在应力比为0.1，板材断裂时的应力场强度因子ΔK在37.90～41.01MPa*m1/2之间，断裂时的疲劳裂纹扩展速率da/dN在1.55×10-3～4.75×10-2之间，本发明处理后的Al-Cu-Mg合金板材与现有技术处理后的板材相比：断裂时，疲劳裂纹扩展速率da/dN维持在适中水平时，应力场强度因子ΔK可提高大约7.8～22.2％。这使得板材具有优异的耐损伤容限性能，适于工业化应用。
具体实施方式
本发明实施例及对比例最终时效态板材在应力比为0.1时，板材疲劳断裂时的ΔK及断裂时的疲劳裂纹扩展速率da/dN值见表1。
实施例1
合金的成分为Cu3.9％，Mg1.1％，Mn0.2％，Fe0.08％，Si0.04％，Zn0.08％，Ti0.06％,余量为Al的板材，进行490℃/10min固溶淬火，继而进行变形量为6％冷轧预变形处理，最后自然时效至少96h所得板材的拉伸性能为：抗拉强度为443.29MPa，屈服强度为371.21MPa，延伸率为23.39％,耐损伤容限性能为：疲劳断裂时对应的ΔK＝38.75MPam1/2；断裂时对应的疲劳裂纹扩展速率da/dN＝1.55×10-3mm/cycle。
实施例2
合金的成分为Cu4.2％，Mg1.4％，Mn0.5％，Fe0.09％，Si0.03％，Zn0.06％，Ti0.05％，余量为Al的板材，进行498℃/30min固溶淬火，继而进行变形量为7.9％冷轧预变形处理，最后自然时效至少96h所得板材的拉伸性能为：抗拉强度为445.24MPa，屈服强度为376.11MPa，延伸率为22.05％,耐损伤容限性能为：疲劳断裂时对应的ΔK＝38.26MPam1/2；断裂时对应的疲劳裂纹扩展速率da/dN＝1.69×10-3mm/cycle。
实施例3
合金的成分为Cu4.5％，Mg1.8％，Mn0.9％，Fe0.05％，Si0.05％，Zn0.06％，Ti0.07％,余量为Al的板材，进行520℃/60min固溶淬火，继而进行变形量为12.1％冷轧预变形处理，最后自然时效至少96h所得板材的拉伸性能为：抗拉强度为449.35MPa，屈服强度为382.52MPa，延伸率为19.22％,耐损伤容限性能为：疲劳断裂时对应的ΔK＝39.47MPam1 /2；断裂时对应的疲劳裂纹扩展速率da/dN＝8.60×10-3mm/cycle。
实施例4
合金的成分为Cu4.1％，Mg1.1％，Mn0.9％，Zr0.12％,Fe0.05％，Si0.04％，Zn0.05％，Ti0.08％,余量为Al的板材，进行490℃/10min固溶淬火，继而进行变形量为6％冷轧预变形处理，最后自然时效至少96h所得板材的拉伸性能为：抗拉强度为452.18MPa，屈服强度为391.03MPa，延伸率为16.50％,耐损伤容限性能为：疲劳断裂时对应的ΔK＝37.90MPam1/2；断裂时对应的疲劳裂纹扩展速率da/dN＝8.26×10-3mm/cycle。
实施例5
合金的成分为Cu4.4％，Mg1.4％，Mn0.5％，Zr0.1％,Fe0.08％，Si0.03％，Zn0.06％，Ti0.06,余量为Al的板材，进行498℃/40min固溶淬火，继而进行变形量为8.2％冷轧预变形处理，最后自然时效至少96h所得板材的拉伸性能为：抗拉强度为449.35MPa，屈服强度为382.52MPa，延伸率为19.22％,耐损伤容限性能为：疲劳断裂时对应的ΔK＝40.49MPam1/2；断裂时对应的疲劳裂纹扩展速率da/dN＝1.26×10-2mm/cycle。
实施例6
合金的成分为Cu3.9％，Mg1.8％，Mn0.2％，Zr0.15％,Fe0.06％，Si0.04％，Zn0.07％，Ti0.05％，余量为Al的板材，进行498℃/60min固溶淬火，继而进行12.9％冷轧预变形处理，最后自然时效至少96h所得板材的拉伸性能为：抗拉强度为453.24MPa，屈服强度为395.21MPa，延伸率为15.89％,耐损伤容限性能为：疲劳断裂时对应的ΔK＝39.70MPam1 /2；断裂时对应的疲劳裂纹扩展速率da/dN＝1.81×10-2mm/cycle。
实施例7
合金的成分为Cu4.1％，Mg1.5％，Mn0.5％，Zr0.12％,Fe0.07％，Si0.04％，Zn0.06％，Ti0.07％,余量为Al的板材，进行508℃/50min固溶淬火，继而进行14.4％冷轧预变形处理，最后自然时效至少96h所得板材的拉伸性能为：抗拉强度为455.96MPa，屈服强度为410.25MPa，延伸率为11.57％,耐损伤容限性能为：疲劳断裂时对应的ΔK＝39.41MPam1 /2；断裂时对应的疲劳裂纹扩展速率da/dN＝3.23×10-2mm/cycle。
实施例8
合金的成分为Cu4.5％，Mg1.4％，Mn0.5％，Zr0.1％,Fe0.04％，Si0.04％，Zn0.08％，Ti0.05％,余量为Al的板材，进行520℃/20min固溶淬火，继而进行15％冷轧预变形处理，最后自然时效至少96h所得板材的拉伸性能为：抗拉强度为459.35MPa，屈服强度为426.85MPa，延伸率为9.91％,耐损伤容限性能为：疲劳断裂时对应的ΔK＝41.01MPam1/2；断裂时对应的疲劳裂纹扩展速率da/dN＝4.75×10-2mm/cycle。
实施例9
合金的成分为Cu3.4％，Mg0.6％，Zn0.3％，Mn0.1％，Li0.6％，Zr0.05％，Ag0.05％，Fe0.03％，Si0.04％，Ti0.04％,余量为Al的板材，进行490℃/10min固溶淬火，继而进行6％冷轧预变形处理，最后进行120℃/0.5h人工时效处理所得板材的拉伸性能为：抗拉强度为548.7MPa，屈服强度为479.2MPa，延伸率为13.7％,耐损伤容限性能为：疲劳断裂时对应的ΔK＝38.89MPam1/2；断裂时对应的疲劳裂纹扩展速率da/dN＝3.14×10-3mm/cycle。
实施例10
合金的成分为Cu4.1％，Mg1.0％，Zn0.4％，Mn0.3％，Li0.8％，Zr0.09％，Ag0.25％，Fe0.04％，Si0.03％，Ti0.05％,余量为Al的板材，进行498℃/20min固溶淬火，继而进行8％冷轧预变形处理，最后进行140℃/30h人工时效处理所得板材的拉伸性能为：抗拉强度为551.9MPa，屈服强度为487.85MPa，延伸率为12.91％,耐损伤容限性能为：疲劳断裂时对应的ΔK＝39.03MPam1/2；断裂时对应的疲劳裂纹扩展速率da/dN＝1.05×10-2mm/cycle。
实施例11
合金的成分为Cu4.5％，Mg1.1％，Zn0.5％，Mn0.5％，Li0.9％，Zr0.15％，Ag0.5％，Fe0.03％，Si0.04％，Ti0.07％,余量为Al的板材，进行520℃/60min固溶淬火，继而进行15％冷轧预变形处理，最后进行160℃/50h人工时效处理所得板材的拉伸性能为：抗拉强度为559.35MPa，屈服强度为496.2MPa，延伸率为10.01％,耐损伤容限性能为：疲劳断裂时对应的ΔK＝40.96MPam1/2；断裂时对应的疲劳裂纹扩展速率da/dN＝1.68×10-2mm/cycle。
实施例12
合金的成分为Cu4.5％，Mg0.4％，Mn0.2％，Ag1.2％，Zr0.13％，Fe0.07％，Si0.04％，Ti0.05％,余量为Al的板材，进行490℃/10min固溶淬火，继而进行6％冷轧预变形处理，最后进行120℃/0.5h人工时效处理所得板材的拉伸性能为：抗拉强度为525.18MPa，屈服强度为495.9MPa，延伸率为7.8％,耐损伤容限性能为：疲劳断裂时对应的ΔK＝38.15MPam1/2；断裂时对应的疲劳裂纹扩展速率da/dN＝4.09×10-3mm/cycle。
实施例13
合金的成分为Cu5.2％，Mg0.6％，Mn0.5％，Ag1.4％，Zr0.15％，Fe0.08％，Si0.03％，Ti0.07％,余量为Al的板材，进行500℃/30min固溶淬火，继而进行9.2％冷轧预变形处理，最后进行140℃/40h人工时效处理所得板材的拉伸性能为：抗拉强度为538.35MPa，屈服强度为498.5MPa，延伸率为7.1％,耐损伤容限性能为：疲劳断裂时对应的ΔK＝39.28MPam1/2；断裂时对应的疲劳裂纹扩展速率da/dN＝1.27×10-2mm/cycle。
实施例14
合金的成分为Cu6.2％，Mg0.7％，Mn0.6％，Ag1.6％，Zr0.16％，Fe0.05％，Si0.04％，Ti0.09％,余量为Al的板材，进行520℃/60min固溶淬火，继而进行15％冷轧预变形处理，最后进行160℃/50h人工时效处理所得板材的拉伸性能为：抗拉强度为549.35MPa，屈服强度为501.3MPa，延伸率为6.8％,耐损伤容限性能为：疲劳断裂时对应的ΔK＝40.36MPam1/2；断裂时对应的疲劳裂纹扩展速率da/dN＝1.79×10-2mm/cycle。
对比例1
合金的成分为Cu4.1％，Mg1.4％，Mn0.4％，Fe0.08％，Si0.04％，Zn0.06％，Ti0.06％，余量为Al的板材，进行498℃/20min固溶淬火，继而直接自然时效至少96h所得板材的拉伸性能为：抗拉强度为445.03MPa，屈服强度为291.27MPa，延伸率为25％；耐损伤容限性能为：疲劳断裂时对应的ΔK＝31.89MPam1/2；断裂时对应的疲劳裂纹扩展速率da/dN＝1.29×10-3mm/cycle。
对比例2
合金的成分为Cu4.2％，Mg1.3％，Mn0.5％，Zr0.12％,Fe0.08％，Si0.05％，Zn0.07％，Ti0.04％，余量为Al的板材，进行498℃/20min固溶淬火，继而进行1％冷拉预变形处理，最后自然时效至少96h所得板材的拉伸性能为：抗拉强度为451.35MPa，屈服强度为296.23MPa，延伸率为23.83％；耐损伤容限性能为：疲劳断裂时对应的ΔK＝33.46MPam1/2；断裂时对应的疲劳裂纹扩展速率da/dN＝1.48×10-3mm/cycle。
对比例3
合金的成分为Cu4.1％，Mg1.4％，Mn0.7％，Zr0.1％,Fe0.08％，Si0.04％，Zn0.06％，Ti0.06,余量为Al的板材，进行498℃/20min固溶淬火，继而进行22.7％冷轧预变形处理，最后自然时效至少96h所得板材的拉伸性能为：抗拉强度为453.76MPa，屈服强度为422.83MPa，延伸率为8.50％；耐损伤容限性能为：疲劳断裂时对应的ΔK＝36.41MPam1/2；断裂时对应的疲劳裂纹扩展速率da/dN＝1.67×10-1mm/cycle。
对比例4
合金的成分为Cu4.3％，Mg1.6％，Mn0.5％，Zr0.1％,Fe0.08％，Si0.03％，Zn0.08％，Ti0.05％,余量为Al的板材，进行498℃/20min固溶淬火，继而进行22.7％冷轧+1％冷拉预变形处理，最后自然时效至少96h所得板材的拉伸性能为：抗拉强度为445.29MPa，屈服强度为429.27MPa，延伸率为8.01％；耐损伤容限性能为：疲劳断裂时对应的ΔK＝37.81MPam1/2；断裂时对应的疲劳裂纹扩展速率da/dN＝1.01×10-1mm/cycle。
对比例5
合金的成分为Cu4.4％，Mg1.0％，Zn0.35％，Mn0.4％，Li0.8％，Zr0.09％，Ag0.25％，Fe0.03％，Si0.04％，Ti0.03％,余量为Al板材进行498℃/20min固溶淬火，最后进行160℃/40h人工时效处理所得板材的拉伸性能为：抗拉强度为546.12MPa，屈服强度为477.21MPa，延伸率为14.29％，耐损伤容限性能为：疲劳断裂时对应的ΔK＝34.16MPam1/2；断裂时对应的疲劳裂纹扩展速率da/dN＝1.54×10-3mm/cycle。
对比例6
合金的成分为Cu5.1％，Mg0.6％，Mn0.5％，Ag1.5％，Zr0.15％，Fe0.04％，Si0.03％，Ti0.08％，余量为Al的板材，进行510℃/50min固溶淬火后，继而进行150℃/40h人工时效处理所得板材的拉伸性能为：抗拉强度为519.25MPa，屈服强度为491.57MPa，延伸率为8.1％，耐损伤容限性能为：疲劳断裂时对应的ΔK＝33.25MPam1/2；断裂时对应的疲劳裂纹扩展速率da/dN＝1.26×10-3mm/cycle。
表1
表1为各实施例与对比例最终时效态板材在应力比为0.1时，板材疲劳断裂时的ΔK及断裂时的疲劳裂纹扩展速率da/dN。以成分相近为参照进行比较，即将实施例1-8与对比例1-4，实施例9-11与对比例5，实施例12-14与对比例6进行对比：
从表1的数据可以看出：
经本发明加工工艺处理，虽然实施例1-8板材疲劳断裂时裂纹扩展速率比对比例1-2要稍高，但是板材疲劳断裂时的ΔK大幅度提高，表现出优异的抗损伤容限性能；实施例1-8板材疲劳断裂时裂纹扩展速率不仅比对比例3-4要低，而且疲劳断裂时的ΔK都比对比例1-4要大，表现出优异的抗损伤容限性能。
实施例9-11板材疲劳断裂时裂纹扩展速率比对比例5稍大，但是板材疲劳断裂时的ΔK都比对比例5大幅度提高，表现出优异的抗损伤容限性能。
实施例12-14板材疲劳断裂时裂纹扩展速率比对比例6稍大，但是板材疲劳断裂时的ΔK都比对比例6大幅度提高，也表现出优异的抗损伤容限性能。

Claims (10)

1.一种提高Al-Cu-Mg合金耐损伤容限性能的方法，其特征在于：
将Al-Cu-Mg合金板材经过固溶+淬火处理后，进行变形量≤15％的冷轧预变形处理，然后进行时效处理。
2.根据权利要求1所述的一种提高Al-Cu-Mg合金耐损伤容限性能的方法，其特征在于：
合金板材的固溶工艺制度为490-520℃/10-60min。
3.根据权利要求2所述的一种提高Al-Cu-Mg合金耐损伤容限性能的方法，其特征在于：
所述冷轧预变形的变形量为6～15％。
4.根据权利要求3所述的一种提高Al-Cu-Mg合金耐损伤容限性能的方法，其特征在于：
所述时效处理选自自然时效或人工时效；
所述自然时效制度为在室温时效至少96h；
所述人工时效制度为120-160℃/0.5-50h。
5.根据权利要求4所述的一种提高Al-Cu-Mg合金耐损伤容限性能的方法，所述Al-Cu-Mg合金包括下述组分，按质量百分比组成：
Cu 3.9-4.5％，
Mg 1.1-1.8％，
Mn 0.2-0.9％，
Fe<0.12％，Si<0.06％，Zn<0.09％，Ti<0.10％，余量为铝。
6.根据权利要求4所述的一种提高Al-Cu-Mg合金耐损伤容限性能的方法，所述Al-Cu-Mg合金包括下述组分，按质量百分比组成：
Fe<0.12％，Si<0.06％，Zn<0.09％，Ti<0.10％，余量为铝。
7.根据权利要求5或6所述的一种提高Al-Cu-Mg合金耐损伤容限性能的方法，其特征在于：固溶淬火及冷轧预变形后进行自然时效。
8.根据权利要求4所述的一种提高Al-Cu-Mg合金耐损伤容限性能的方法，所述Al-Cu-Mg合金包括下述组分，按质量百分比组成：
Fe<0.07％，Si<0.07％，Ti<0.10％，余量为铝。
9.根据权利要求4所述的一种提高Al-Cu-Mg合金耐损伤容限性能的方法，所述Al-Cu-Mg合金包括下述组分，按质量百分比组成：
Fe<0.10％，Si<0.06％，Ti<0.11％，余量为铝。
10.根据权利要求8或9所述的一种提高Al-Cu-Mg合金耐损伤容限性能的方法，其特征在于：固溶淬火及冷轧预变形后进行人工时效。
CN201610099088.6A 2016-02-23 2016-02-23 一种提高Al-Cu-Mg合金抗损伤容限性能的方法 Pending CN105734469A (zh)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201610099088.6A CN105734469A (zh) 2016-02-23 2016-02-23 一种提高Al-Cu-Mg合金抗损伤容限性能的方法

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201610099088.6A CN105734469A (zh) 2016-02-23 2016-02-23 一种提高Al-Cu-Mg合金抗损伤容限性能的方法

Publications (1)

Publication Number Publication Date
CN105734469A true CN105734469A (zh) 2016-07-06

Family

ID=56248191

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201610099088.6A Pending CN105734469A (zh) 2016-02-23 2016-02-23 一种提高Al-Cu-Mg合金抗损伤容限性能的方法

Country Status (1)

Country Link
CN (1) CN105734469A (zh)

Cited By (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN108103373A (zh) * 2017-12-28 2018-06-01 中南大学 一种含银Al-Cu-Mg合金及获得高强度P织构的热处理方法
CN108504915A (zh) * 2018-05-02 2018-09-07 中南大学 一种具有高强度Goss+P织构和优异抗疲劳性能的Al-Cu-Mg合金及工艺
CN108754364A (zh) * 2018-09-04 2018-11-06 钦州学院 一种Ω相在Al-Cu-Mg合金中时效析出的方法
CN110527808A (zh) * 2019-08-26 2019-12-03 武汉科技大学 热轧高强度带钢的低温残余应力调控方法
CN114737144A (zh) * 2022-03-23 2022-07-12 天津忠旺铝业有限公司 一种2324铝合金及其均匀化热处理方法
CN115896654A (zh) * 2022-12-19 2023-04-04 湖南中创空天新材料股份有限公司 一种快速获得铝合金自然时效力学性能的热处理方法

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101967615A (zh) * 2010-10-27 2011-02-09 中国航空工业集团公司北京航空材料研究院 一种提高2000系铝合金板材损伤容限性能的方法
CN103725998A (zh) * 2013-12-20 2014-04-16 合肥工业大学 一种提高Al-Cu-Mg合金强度的方法
CN104334760A (zh) * 2012-05-09 2015-02-04 美铝公司 2xxx系列铝锂合金

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101967615A (zh) * 2010-10-27 2011-02-09 中国航空工业集团公司北京航空材料研究院 一种提高2000系铝合金板材损伤容限性能的方法
CN104334760A (zh) * 2012-05-09 2015-02-04 美铝公司 2xxx系列铝锂合金
CN103725998A (zh) * 2013-12-20 2014-04-16 合肥工业大学 一种提高Al-Cu-Mg合金强度的方法

Cited By (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN108103373A (zh) * 2017-12-28 2018-06-01 中南大学 一种含银Al-Cu-Mg合金及获得高强度P织构的热处理方法
CN108103373B (zh) * 2017-12-28 2019-11-19 中南大学 一种含银Al-Cu-Mg合金及获得高强度P织构的热处理方法
CN108504915A (zh) * 2018-05-02 2018-09-07 中南大学 一种具有高强度Goss+P织构和优异抗疲劳性能的Al-Cu-Mg合金及工艺
CN108504915B (zh) * 2018-05-02 2020-02-11 中南大学 一种具有高强度Goss+P织构和优异抗疲劳性能的Al-Cu-Mg合金及工艺
CN108754364A (zh) * 2018-09-04 2018-11-06 钦州学院 一种Ω相在Al-Cu-Mg合金中时效析出的方法
CN110527808A (zh) * 2019-08-26 2019-12-03 武汉科技大学 热轧高强度带钢的低温残余应力调控方法
CN114737144A (zh) * 2022-03-23 2022-07-12 天津忠旺铝业有限公司 一种2324铝合金及其均匀化热处理方法
CN115896654A (zh) * 2022-12-19 2023-04-04 湖南中创空天新材料股份有限公司 一种快速获得铝合金自然时效力学性能的热处理方法

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN105734469A (zh) 一种提高Al-Cu-Mg合金抗损伤容限性能的方法
CN104694860B (zh) 一种低纯度Al-Zn-Mg-Cu合金时效热处理方法
Chino et al. Texture and stretch formability of Mg-1.5 mass% Zn-0.2 mass% Ce alloy rolled at different rolling temperatures
CN108504915B (zh) 一种具有高强度Goss+P织构和优异抗疲劳性能的Al-Cu-Mg合金及工艺
CN105908026A (zh) 汽车车身用5xxx系铝合金板材及其制造方法
CN108149172B (zh) 一种细晶立方织构抗腐蚀疲劳铝合金板材的加工方法
CN110592508B (zh) 一种低成本、高性能钛合金短流程锻造工艺
CN112676503A (zh) 一种tc32钛合金大规格棒材锻造加工方法
CN111373861B (zh) 一种铝铜镁银合金及其热处理方法
CN107119246A (zh) 一种改善Mg‑Al‑Zn系镁合金热成形及服役性能的方法
CN105755410A (zh) 一种超轻双相镁锂合金板材的制备工艺
Zhuo et al. Recent progress of Mg–Sn based alloys: the relationship between aging response and mechanical performance
CN103589977A (zh) 一种提高Al-Cu-Mg合金抗疲劳性能的方法
CN110093543B (zh) 一种断裂韧性优异的Goss+Cube或P+Cube织构铝合金及其制备方法
CN113122760A (zh) 一种细晶Goss铝合金板材及其制备方法
CN104532090B (zh) 一种 580MPa 级铝合金钻杆用管体及其制造方法
CN103834885B (zh) 一种提高铝合金板材塑性的热处理方法
CN115194069A (zh) 一种Ti175合金大尺寸整体叶盘锻件的制备方法
CN110129695A (zh) 一种制备高性能镁合金板材的方法
CN113182476A (zh) 一种高强tc11钛合金锻件的制备方法
CN108570583A (zh) 不含稀土低合金超高强韧镁合金及其制备方法
CN104060138B (zh) 一种低成本高性能非稀土镁合金板材及其制备方法
CN111575618B (zh) 一种降低大形变量轧制Al-Zn合金开裂倾向的处理方法
CN112646997B (zh) 一种航空航天用含钪超高强铝合金及其制造方法
CN108796324A (zh) 一种室温高塑性镁-锡-钇-锆合金及其制备方法

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
RJ01 Rejection of invention patent application after publication
RJ01 Rejection of invention patent application after publication

Application publication date: 20160706