用于制造飞机机身的铝‑铜‑锂合金板材 |
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| 申请号 | CN201480020260.3 | 申请日 | 2014-04-01 | 公开(公告)号 | CN105102647B | 公开(公告)日 | 2017-10-13 |
| 申请人 | 伊苏瓦尔肯联铝业; | 发明人 | J·雪佛伊; B·贝斯; F·埃伯尔; J-C·埃斯特罗姆; | ||||
| 摘要 | 本 发明 涉及一种由 铝 基 合金 制成的0.5至8mm厚的板材，其包含2.6至3.0重量％的Cu，0.5至0.8重量％的Li，0.1至0.4重量％的Ag，0.2至0.7重量％的Mg，0.06至0.20重量％的Zr，0.01至0.15重量％的Ti，任选的至少一种选自Mn、V、Cr、Se和Hf的元素，如果已被选择，则该元素的量为0.01至0.8重量％的Mn，0.05至0.2重量％的V，0.05至0.3重量％的Cr，0.02至0.3重量％的Se，0.05至0.5重量％的Hf，小于0.2重量％的量的Zn，各自均小于或等于0.1重量％的量的Fe和Si，以及各自含量均小于或等于0.05重量％且总量小于或等于0.15重量％的不可避免的杂质，所述板材通过包括 铸造 、均质化、 热轧 和任选的 冷轧 、固溶 热处理 、淬火以及时效的方法得到，组成和时效的结合方式为使在纵向方向上的屈服应 力 Rp0.2(L)在395和435MPa之间。根据本发明的板材对于制造飞机 机身 面板是特别有利的。 | ||||||
| 权利要求 | 1.一种由铝基合金制成的0.5至8mm厚的板材，其包含 |
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| 说明书全文 | 用于制造飞机机身的铝-铜-锂合金板材技术领域背景技术[0002] 开发了由铝合金制成的轧制品以制造尤其旨在用于航空和航天工业的机身元件。 [0003] 铝-铜-锂合金用于制造这种类型的产品是特别有益的。 [0005] 美国专利5,455,003记载了用于制造Al-Cu-Li合金的方法，特别由于适当的应变硬化(écrouissage)和时效(revenu)，该合金具有低温下的提高的机械强度和断裂韧性。该专利特别建议的组成为，以重量百分比表示，Cu＝3.0-4.5，Li＝0.7-1.1，Ag＝0-0.6，Mg＝0.3-0.6和Zn＝0-0.75。 [0006] 美国专利7,438,772记载了合金，其包含，以重量百分比表示，Cu:3-5，Mg:0.5-2，Li:0.01-0.9，并且不建议使用较高的锂含量，因为降低了断裂韧性和机械强度之间的平衡。 [0007] 美国专利7,229,509公开了一种合金，其包含(重量％)：(2.5-5.5)Cu，(0.1-2.5)Li，(0.2-1.0)Mg，(0.2-0.8)Ag，(0.2-0.8)Mn，最多0.4的Zr或其他晶粒细化剂如Cr、Ti、Hf、Sc和V。 [0008] 美国专利申请2009/142222 A1记载了合金，其包含(重量％)3.4％至4.2％的Cu，0.9％至1.4％的Li，0.3％至0.7％的Ag，0.1％至0.6％的Mg，0.2％至0.8％的Zn，0.1％至 0.6％的Mn以及0.01％至0.6％的至少一种用于控制晶粒结构的元素。此申请还记载了用于制造挤出的产品的方法。 [0009] 美国专利申请2011/0247730记载了合金，其包含(重量％)2.75至5.0％的Cu，0.1至1.1％的Li，0.3至2.0％的Ag，0.2至0.8％的Mg，0.50至1.5％的Zn以及最高达1.0％的Mn，其中Cu/Mg比值在6.1至17之间，该合金对加工硬化不敏感。 [0010] 专利申请CN101967588记载了合金，其组成(重量％)为Cu 2.8-4.0，Li 0.8-1.9，Mn 0.2-0.6，Zn 0.20-0.80，Zr 0.04-0.20，Mg 0.20-0.80，Ag 0.1-0.7，Si≤0.10，Fe≤0.10，Ti≤0.12。 [0011] 美国专利申请2011/209801涉及锻制品，如挤出、轧制和/或锻造铝合金基产品，其包含，以重量百分比表示，Cu：3.0-3.9，Li：0.8-1.3，Mg：0.6-1.0，Zr：0.05-0.18，Ag：0.0-0.5，Mn：0.0-0.5，Fe+Si<＝0.20，至少一种选自Ti：0.01-0.15；Sc：0.05-0.3；Cr：0.05-0.3； Hf：0.05-0.5的元素，其他元素各自均≤0.05且总和≤0.15，其余为铝，该产品在旨在用于制造航空工业中的结构元件的厚的铝制品的制造中特别有用。 [0012] 旨在用于机身应用的铝板的所需性能被记载于例如专利EP 1 891 247中。尤其期望的是，板材具有高的屈服应力(以抵抗屈曲)，以及平面应变中的高断裂韧性，尤其是表征为断裂处的表观应力强度因子(Kapp)的高的值和长的R曲线。 [0013] 专利EP 1 966 402公开了一种合金，其包含2.1至2.8重量％的Cu，1.1至1.7重量％的Li，0.1至0.8重量％的Ag，0.2至0.6重量％的Mg，0.2至0.6重量％的Mn，各自均小于或等于0.1重量％的量的Fe和Si，以及各自的含量均小于或等于0.05重量％且总量小于或等于0.15重量％的不可避免的杂质，该合金基本不含锆，特别适合用于获得再结晶的薄板材。 [0014] 损伤容限测量在于确定可检测的缺陷的极限尺寸，由此可确保其在限定的时间间隔内不会导致破裂。为了实现该测量，有必要知道在足够的尺寸的面板上经受代表性的负载的裂纹的行为。此外，在评价大的损伤性能(其中假设加强件的未检测到的破裂)的情况下，裂纹的宽度可以是大的并且对于非常长的裂纹而言具有准确的断裂韧性数据是有用的。薄板材的断裂韧性表征通常通过在小于或等于760mm宽的面板上的R曲线测试来进行。R曲线测试是广泛认可的用于表征断裂韧性性能的方法。R曲线表示，对于裂纹生长而言，在增加单调负载的条件下，有效应力强度因子作为有效裂纹扩展的函数的演变。R曲线能够确定与开裂的飞机结构有关的任何构造(configuration)的不稳定断裂的临界负载。应力强度因子和裂纹扩展的值为如标准ASTM E561中所定义的实际值。通常认为，面板的宽度必定不改变R曲线的水平(即对于给定的有效裂纹生长的有效应力强度因子)，而仅改变曲线的有效长度。然而，在本发明的框架内已经变得显而易见的是，此设想并非总是正确的，并且事实上在较宽的面板(如1220mm宽的面板)上进行的表征注意到了某些不能够从在较窄的面板上进行的表征中推导出的特定的材料性能。因此，本领域知识的现状不能够预测哪种合金以及哪种形变热处理(traitement thermomécanique)将能够获得对于宽的宽度的面板的Kapp和R曲线的水平的最有利的性能，即那些影响损伤容限测量的性能。 [0015] 此外，对于某些机身应用，特别重要的是断裂韧性在L-T方向上高。的确，在某些构造中，在机翼轴线周围的机身上的弯曲应力变得关键，尤其是对于机身的上部。板材上的裂纹(对此，纵向方向也是机身的纵向方向)在L-T方向上是张紧的。 [0016] 需要0.5至8mm厚的由铝-铜-锂合金制成的金属板材，其与已知的产品相比呈现改进的性能，特别是在宽的宽度的面板上尤其是在L-T方向所测量的断裂韧性、静态机械强度以和抗腐蚀性方面，同时具有低的密度。 发明内容[0017] 本发明的目的是一种厚度为0.5至8mm的铝基合金板材，其包含 [0018] 2.6至3.0重量％的Cu， [0019] 0.5至0.8重量％的Li， [0020] 0.1至0.4重量％的Ag， [0021] 0.2至0.7重量％的Mg， [0022] 0.06至0.20重量％的Zr， [0023] 0.01至0.15重量％的Ti， [0024] 任选的至少一种选自Mn、V、Cr、Sc和Hf的元素，如果已被选择，则该元素的量为0.01至0.8重量％的Mn，0.05至0.2重量％的V，0.05至0.3重量％的Cr，0.02至0.3重量％的Sc，0.05至0.5重量％的Hf， [0025] 小于0.2重量％的量的Zn，各自均小于或等于0.1重量％的量的Fe和Si，以及各自含量均小于或等于0.05重量％且总量小于或等于0.15重量％的不可避免的杂质，[0026] 所述板材通过以下方法得到，该方法包括铸造、均质化、热轧和任选的冷轧、固溶热处理、淬火以及时效，组成和时效的结合方式为使在纵向方向上的屈服应力Rp0.2(L)在395和435MPa之间。 [0027] 本发明的另一个目的是根据本发明的厚度为0.5至8mm的由铝基合金制成的板材的制造方法，其中依次地 [0028] a)制备熔融金属浴，其包含 [0029] 2.6至3.0重量％的Cu， [0030] 0.5至0.8重量％的Li， [0031] 0.1至0.4重量％的Ag， [0032] 0.2至0.7重量％的Mg， [0033] 0.06至0.20重量％的Zr， [0034] 0.01至0.15重量％的Ti， [0035] 任选的至少一种选自Mn、V、Cr、Sc和Hf的元素，如果已被选择，则该元素的量为0.01至0.8重量％的Mn，0.05至0.2重量％的V，0.05至0.3重量％的Cr，0.02至0.3重量％的Sc，0.05至0.5重量％的Hf， [0036] 小于0.2重量％的量的Zn，各自均小于或等于0.1重量％的量的Fe和Si，以及各自含量均小于或等于0.05重量％且总量小于或等于0.15重量％的不可避免的杂质，[0037] b)由所述熔融金属浴铸造板坯； [0038] c)在450℃至535℃之间的温度下将所述板坯均质化； [0039] d)将所述板坯热轧和任选地冷轧为厚度在0.5mm和8mm之间的板材； [0040] e)在450℃至535℃之间的温度下对所述板材进行固溶热处理并且淬火； [0041] h)使所述板材经受受控拉伸并具有0.5至5％的永久变形，在固溶热处理和淬火之后的总的冷加工小于15％； [0042] i)进行时效，包括加热至130℃和170℃之间的温度，且优选地150℃和160℃之间，持续5至100小时，且优选地10至40小时，将组成和时效结合以使在纵向方向上的屈服应力Rp0.2(L)在395和435MPa之间。 [0044] 图1-在厚度为4至5mm的板材上的760mm和1220mm宽的测试片的L-T方向上得到的R曲线。 [0045] 图2-在厚度为1.5至2.5mm的板材上的760mm和1220mm宽的测试片的L-T方向上得到的R曲线。 [0046] 图3-在经受了各种时效的E#1板材的760mm和1220mm宽的测试片的L-T方向上得到的R曲线。 [0047] 图4-在经受了各种时效的E#2板材的760mm和1220mm宽的测试片的L-T方向上得到的R曲线。 [0048] 图5-在4至5mm厚的板材的1220mm宽的测试样品上所测量的纵向方向上的屈服应力和应力强度因子Kapp L-T之间的关系。 [0049] 图6-在1.5至2.5mm厚的板材的1220mm宽的测试样品上所测量的纵向方向上的屈服应力和应力强度因子Kapp L-T之间的关系。 具体实施方式[0050] 除非另有说明，所有关于合金的化学组成的标示均以基于合金的总重量的重量百分比表示。表述1.4Cu意指以重量百分比表示的铜含量乘以1.4。合金的命名符合铝业协会(The Aluminum Association)的规定，本领域专家对此是知晓的。密度取决于组成并且是通过计算而非通过称重的方法来确定。该值的计算符合铝业协会的程序，该程序被记载于“铝标准与数据(Aluminum Standards and Data)”的第2-12以及2-13页。除非另有说明，使用在欧洲标准EN 515中所列的冶金状态的定义。 [0051] 拉伸下的静态机械性能，也就是极限抗拉强度Rm、在0.2％的伸长率时的常规屈服强度(Rp0.2)和A％断裂时的伸长率，是由根据标准EN ISO6892-1的拉伸测试被确定，且采样和测试方向是由标准EN 485-1定义。在本发明的框架内，机械性能是在整个厚度被测量。 [0052] 在本发明的框架内，基本上未再结晶的晶粒结构是指在1/2厚度处的再结晶率小于30％并优选地小于10％的晶粒结构，而基本上再结晶的晶粒结构是指在1/2厚度处的再结晶率大于70％且优选地大于90％的晶粒结构。再结晶率被定义为在金相截面上被再结晶晶粒所占的面积分数。 [0053] 给出有效应力强度因子作为有效裂纹扩展的函数的曲线，称为R曲线，是根据标准ASTM E 561被确定。临界应力强度因子KC，也就是使裂纹不稳定的强度因子，是由R曲线来计算。还可通过分配在单调负载的开始(临界负载)时的初始裂纹长度来计算应力强度因子KCO。这两个值针对所需形状的测试片被计算。Kapp代表对应于用于进行R曲线测试的测试片的KCO因子。Keff代表对应于用于进行R曲线测试的测试片的KC因子。Δaeff(最大)代表R曲线的最后一个点的裂纹扩展，其根据标准ASTM E561是有效的。最后一个点是在测试片的突然断裂时得到，或者任选地在未开裂的纽带上的应力超过材料的屈服应力时得到。除非另有说明，否则疲劳引起的预裂阶段结束时的裂纹尺寸对于M(T)型测试片为W/3，其中W为如标准ASTM E561中定义的测试片的宽度。 [0054] 除非另有说明，否则应用标准EN 12258的定义。 [0055] 由根据本发明的组成的Al-Cu-Li合金制成的0.5至8mm厚的板材，当其在纵向方向上的屈服应力Rp0.2(L)在395和435MPa之间时，在宽的宽度的面板上的L-T方向上获得特别有利的断裂韧性。 [0056] 本发明人注意到，出人意料地，在1220mm宽的面板上的L-T方向的断裂韧性对于一个精确范围的纵向方向上的屈服应力值Rp0.2(L)而言有改善，而在760mm宽的面板上进行测量时则未观测到此效应。因此，在本发明的框架内，观测到了存在针对于1220mm宽度的最优屈服应力值范围，这不能由基于所述未开裂的纽带的增塑作用的原因进行解释，这说明了标准ASTM E561的局限。本发明人因此得出，在组成和时效的结合方式为使在纵向方向上的屈服应力Rp0.2(L)在395和435MPa之间时，通过以下方法得到的板材具有有利的性能，所述方法包括铸造、均质化、热轧和任选的冷轧、固溶热处理、淬火以及时效。 [0057] 对于根据本发明的某些组成，当时效进行到“峰值”时，板材具有有利的性能。在本发明的框架内并且为简明起见，时效至“峰值”是指这样的时效处理，其中在横向方向上的屈服应力Rp0.2(TL)的值为在155℃下的48小时的等效时间的时效处理而获得的在横向方向上的屈服应力Rp0.2(TL)的至少95％。在本发明的框架内，优选地将时效进行到“峰值”。对于根据本发明的其他组成，为达到期望的屈服应力，欠时效(sous-revenu)可能是必要的。然而，如果欠时效过度，则板材的某些性能，尤其是热稳定性，是不令人满意的。在本发明的框架内，热稳定性是指在暴露于代表在民航中所经历的情况的温度(例如通过在85℃下时效1000小时来模拟)的期间内的机械性能的稳定性。因此，如果必要的话，则进行欠时效，其中在横向方向上的屈服应力Rp0.2(TL)的值为在155℃下的48小时的等效时间的时效而获得的值的88％至94％，优选地至少91％。 [0058] 根据本发明的产品的铜含量介于2.6和3.0重量％之间。在本发明的一个有利的实施方案中，铜含量介于2.8和3.0重量％之间。在本发明的一个有利的实施方案中，铜含量为最高2.95重量％且有利地为最高2.9重量％。当铜含量过高时，屈服应力Rp0.2(L)过高从而在根据本发明的欠时效情况中是不利的。当铜含量过低时，不能实现最小静态机械性能，甚至对于时效至峰值也如此。 [0059] 根据本发明的产品的锂含量介于0.5和0.8重量％之间。有利地，锂含量介于0.55和0.75重量％之间。优选地，锂含量介于0.60重量％和0.73重量％之间。锂的添加可有助于提高机械强度和断裂韧性。锂含量过高或过低均不能获得高数值的断裂韧性和/或足够的屈服应力。 [0060] 根据本发明的产品的镁含量介于0.2和0.7重量％之间，优选地0.25和0.50重量％之间，且最优选地0.30和0.45重量％之间。在本发明的一个有利的实施方案中，镁含量为最高0.4重量％。 [0061] 锆含量介于0.06和0.20重量％之间，且优选地介于0.10和0.18重量％之间。当优选基本上未再结晶的晶粒结构时，锆含量有利地介于0.14和0.17重量％之间。 [0062] 银含量介于0.1和0.4重量％之间。在本发明的一个有利的实施方案中，银含量介于0.2和0.3重量％之间。在本发明的一个实施方案中，银含量介于0.15和0.28重量％之间。 [0063] 钛含量介于0.01至0.15重量％之间。钛的添加有助于控制晶粒结构，特别是在铸造过程中。 [0064] 所述合金可任选地含有至少一种选自Mn、V、Cr、Sc和Hf的元素，如果已被选择，则该元素的量为0.01至0.8重量％的Mn，0.05至0.2重量％的V，0.05至0.3重量％的Cr，0.02至0.3重量％的Sc，0.05至0.5重量％的Hf。这些元素可有助于控制晶粒结构。在本发明的一个实施方案中，不添加Mn、V、Cr或Sc且其含量小于或等于0.05重量％。 [0065] 优选地，铁和硅的含量各自均为最高0.1重量％。在本发明的一个有利实施方案中，铁和硅的含量为最高0.08重量％且优选地为最高0.04重量％。受控制的和限制的铁和硅的含量有助于改进机械强度和损伤容限之间的平衡。 [0066] 锌含量小于0.2重量％且优选地小于0.1重量％。锌含量有利地小于0.04重量％。 [0067] 不可避免的杂质的含量各自均保持在小于或等于0.05重量％且总量小于或等于0.15重量％。 [0068] 根据本发明的板材制造方法包括以下步骤：制备、铸造、轧制、固溶热处理、淬火、受控拉伸以及时效。 [0069] 在第一步中，制备熔融金属浴以得到具有根据本发明的组成的铝合金。 [0070] 然后以轧制板坯的形式铸造熔融金属浴。 [0071] 然后在450℃和535℃之间且优选地在480℃和530℃之间的温度下将轧制板坯均质化。均质化时间优选地为5至60小时。 [0072] 在均质化之后，轧制板坯通常在室温下被冷却，然后被预加热以备用于热加工。预加热的目的是达到优选地400℃和500℃之间的温度，使发生热轧引起的变形。 [0073] 进行热轧和任选的冷轧以得到0.5和8mm的厚度。在某些情况下，在轧制过程中和/或轧制之后可进行中间热处理。然而，优选地，该方法不包括在轧制过程中和/或轧制之后的中间热处理过程。然后通过在450℃和535℃之间的优选地5分钟至8小时的热处理将上述所得的板材进行固溶热处理，然后淬火。本领域技术人员已知的是，必须基于厚度和组成来选择精确的固溶热处理条件，从而将硬化元素置于固溶体中。 [0074] 然后使板材通过受控拉伸而具有0.5至5％且优选地1至3％的永久变形从而经受冷加工。在热处理和淬火之后以及在受控拉伸之前或之后，可任选地进行已知的步骤，如轧制、压平、矫直或定型。然而，固溶热处理和淬火之后的总的冷加工必须保持在15％以下且优选地低于10％。固溶热处理和淬火之后的显著的冷加工会导致穿过若干晶粒的大量的剪切带(bande de cisaillement)的出现；而这些剪切带是不期望的。 [0075] 在130℃至170℃且优选地在150℃至160℃的温度下进行时效5至100小时且优选地10至40小时，从而达到在纵向方向上的在395和435MPa之间的屈服应力Rp0.2(L)。在本发明的一个其中晶粒结构是基本上再结晶的实施方案中，在某些情况下，优选在纵向方向上的在395和415MPa之间的屈服应力Rp0.2(L)。在本发明的另一个其中晶粒结构是基本上未再结晶的实施方案中，在某些情况下，优选在纵向方向上的在415和435MPa之间的屈服应力Rp0.2(L)。 [0076] 有利地，该组成采用在155℃下的小于48h且优选地小于30h的等效时间的达到期望的纵向屈服应力。优选地，最终冶金状态为T8。 [0077] 155℃下的等效时间ti由下式定义： [0078] [0079] 其中T(以开尔文为单位)为金属的瞬时处理温度，其随着时间t(以小时为单位)变化，且Tref为固定在428K的参考温度。ti以小时为单位表示。常数Q/R＝16400K源自Cu扩散的活化能，为此使用值Q＝136100J/mol。本发明人特别注意到，优选范围的镁含量有助于限制时效时间，导致性能的有利的平衡。 [0080] 在本发明的一个实施方案中，在受控拉伸之后和时效之前进行短时的热处理以提高板材的可成型性。因此可通过如在时效之前的拉伸成形的方法形成板坯。 [0081] 最有利的晶粒结构取决于产品的厚度。 [0082] 根据本发明的具有0.5和3.3mm之间的厚度的板材有利地具有以下性能： [0083] -在CCT760类型的测试片(2ao＝253mm)上测得的平面应变中的断裂韧性Kapp在L-T方向上为至少120MPa√m，以及 [0084] -在CCT1220类型的测试片(2ao＝253mm)上测得的平面应变中的断裂韧性Kapp在L-T方向上为至少120MPa√m。 [0085] 本发明人还注意到，对于根据本发明的具有0.5至3.3mm的且优选地1.0至3.0mm的厚度的板材，在L-T方向上的平面应变中的断裂韧性Kapp对于结构为基本上再结晶的板材是较高的。因此，具有0.5至3.3mm的且优选地1.0至3.0mm的厚度的、晶粒结构为基本上再结晶的板材有利地具有以下性能： [0086] -在CCT760类型的测试片(2ao＝253mm)上测得的平面应变中的断裂韧性Kapp在L-T方向上为至少140MPa√m，以及 [0087] -在CCT1220类型的测试片(2ao＝253mm)上测得的平面应变中的断裂韧性Kapp在L-T方向上为至少150MPa√m。 [0088] 根据本发明的具有3.4至6mm厚度的板材有利地具有以下性能： [0089] -在CCT760类型的测试片(2ao＝253mm)上测得的平面应变中的断裂韧性Kapp在L-T方向上为至少150MPa√m，且优选地为至少155MPa√m，以及 [0090] -在CCT1220类型的测试片(2ao＝253mm)上测得的平面应变中的断裂韧性Kapp在L-T方向上为至少170MPa√m，且优选地为至少180MPa√m。 [0091] 有利地，具有3.4至8mm的、优选地4至8mm的厚度的板材的晶粒结构为基本上未再结晶的。 [0093] 根据本发明的板材在飞机机身面板中的应用是有利的。根据本发明的板材在航天应用中也是有利的，例如火箭的制造。 [0094] 实施例 [0095] 实施例1 [0096] 在此实施例中，制备了Al-Cu-Li合金板材。 [0097] 铸造五个板坯，其组成列于表1。组成B、C、D和E为根据本发明。 [0098] 表1.以重量百分比表示的组成 [0099]编号 Cu Li Mg Zr Ag Fe Si Ti A 3.2 0.73 0.68 0.14 0.26 0.03 0.04 0.03 B 3.0 0.70 0.64 0.17 0.27 0.02 0.03 0.03 C 3.0 0.73 0.35 0.15 0.27 0.02 0.03 0.03 [0100]D 2.7 0.75 0.58 0.14 0.28 0.03 0.02 0.03 E 2.9 0.73 0.45 0.14 0.29 0.04 0.02 0.03 [0101] 将板坯在505℃下均质化12小时。将板坯热轧以得到厚度为4.2至6.3mm的板材。然后将某些板材冷轧至厚度为1.5至2.5mm。所得板材的详细信息和时效条件列于表2。 [0102] 表2：所得板材的详细信息和时效条件 [0103] [0104] 在热轧和任选的冷轧之后，板材在505℃下被固溶热处理，然后被平整化，被拉伸至具有2％的永久伸长率并被时效处理。时效条件并非全部相同，因为各合金的屈服应力随着时效时间的增加彼此不同。尝试得到“峰值”处的屈服应力，同时限制时效时间。时效条件列于表2。 [0106] 对于除板材D#2和E#2之外的所有板材，其晶粒结构均为基本上未再结晶的，板材D#2和E#2的晶粒结构为基本上再结晶的。 [0107] 对测试样品进行机械测试以测定其静态机械性能以及其疲劳裂纹扩展抗性。张力下的屈服应力、极限强度和断裂伸长率列于表3。 [0108] 表3：以MPa(Rp0.2，Rm)或以百分比(A％)表示的机械性能 [0109] [0110] 表4总结了在宽度为760mm的CCT测试片上对这些样品的断裂韧性测试结果[0111] 表4：宽度为760mm的测试片的R曲线的结果。 [0112] [0113] 表5总结了在L-T方向上用宽度为1220mm的CCT测试片得到的R曲线的断裂韧性测试结果。 [0114] 表5：宽度为1220mm的测试片的L-T方向上的R曲线的结果。 [0115] [0116] 对于厚度在4mm量级的板材所得的R曲线被示于图1。对于厚度为1.5mm至2.5mm的板材所得的R曲线被示于图2。示出了在根据标准ASTM E561的最后一个有效点之后得到的点。 [0117] 出人意料地发现，对于某些板材的760mm宽的测试片和1220mm宽的测试片，Kapp L-T基本上相同，而对于其他的板材，760mm宽的测试片和1220mm宽的测试片的Kapp L-T较低。 [0118] 实施例2 [0119] 在此实施例中，研究了时效条件对于根据本发明的组成的Al-Cu-Li合金板材的断裂韧性的作用。 [0120] 在经过除时效之外与实施例1相同的处理之后，使由合金E制成的板材在155℃下进行20h的时效处理或在155℃下进行25h的时效处理。 [0121] 这些时效条件并未改变晶粒结构。 [0122] 对测试样品进行机械测试以测定其静态机械性能以及其对疲劳裂纹扩展的抗性。张力下的屈服应力、极限强度和断裂伸长率列于表6。 [0123] 表6：以MPa(Rp0.2，Rm)或以百分比(A％)表示的机械性能 [0124] [0125] 宽度为760mm和1220mm的测试片的在L-T方向上的表征R曲线被示于图3(厚度4.3mm)和图4(厚度2.5mm)以及表7。示出了在根据标准ASTM E561的最后一个有效点之后得到的点。 [0126] 表7：宽度为760mm和1220mm的测试片的在L-T方向上的R曲线的结果。 [0127] [0128] 图5和6总结了全部所得的结果。 |
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