具有改善的断裂韧性的铝镁锂合金
阅读：953发布：2020-05-12
专利汇可以提供具有改善的断裂韧性的铝镁锂合金专利检索，专利查询，专利分析的服务。并且本 发明 涉及一种由 铝 合金 制成的 锻造 产品，其以重量百分比计的组成如下：Mg：4.0‑5.0；Li：1.0‑1.6；Zr：0.05‑0.15；Ti：0.01‑0.15；Fe：0.02‑0.2；Si：0.02‑0.2；Mn：≤0.5；Cr：≤0.5；Ag：≤0.5；Cu：≤0.5；Zn：≤0.5；Sc：＜0.01；其他元素＜0.05；余量为铝，以及其制造方法，该方法连续地包括：制备熔融金属浴以得到如本发明组成的 铝合金 ，将所述合金 铸造 为毛坯，任选地均化由此铸造的产品，热加工和任选地冷加工，任选地在300‑420℃的 温度 范围内以一步或多步进行 热处理 ，对由此加工的产品进行热处理并淬火，任选地对已进行 固溶热处理 和淬火的产品进行冷加工，在低于150℃的温度下人工老化。本发明的产品具有改善的韧性并可用于航空器结构元件的制造，优先地为 机身 蒙皮、机身 框架 或肋。，下面是具有改善的断裂韧性的铝镁锂合金专利的具体信息内容。
1.由铝合金制成的轧制产品，其以重量百分比计的组成为：
Mg：4.0-5.0
Li：1.2-1.4
Zr：0.05-0.15
Ti：0.01-0.15
Fe：0.02-0.2
Si：0.02-0.2
Mn：0.05-0.5
Cr：0.05-0.3
Ag：≤0.5
Cu：≤0.5
Zn：＜0.05
Sc：＜0.01
其他元素＜0.05
余量为铝，
其中所述轧制产品不含有任何加入的Zn和Sc；
所述轧制产品的厚度为0.5-15mm，中间厚度处具有性能(i)至(iii)中的至少一项静态机械强度性能和(iv)至(vi)中的至少一项损伤容限性能
(i)拉伸屈服应力Rp0.2(L)≥310MPa，
(ii)拉伸屈服应力Rp0.2(LT)≥290MPa，
(iii)拉伸屈服应力Rp0.2(45°)≥240MPa，
(iv)宽度W＝760mm的测试样，厚度小于3mm时的断裂韧性Kapp(L-T)≥90MPa√m，厚度为至少3mm时的断裂韧性Kapp(L-T)≥110MPa√m，
(v)宽度W＝760mm的测试样，厚度小于3mm时的断裂韧性Kapp(T-L)≥100MPa√m，厚度为至少3mm时的断裂韧性Kapp(T-L)≥120MPa√m，
(vi)宽度W＝760mm的测试样，厚度小于3mm时的R曲线的末端有效点的裂纹延伸Δaeff(max)(T-L)≥80mm，厚度为至少3mm时的R曲线的末端有效点的裂纹延伸Δaeff(max)(T-L)≥110mm；并且
所述轧制产品具有基本上未重结晶的晶粒结构。
2.权利要求1所述的轧制产品，所述轧制产品中非选自Mn和Cr的元素的含量小于0.05重量％。
3.权利要求1或2所述的轧制产品，所述轧制产品含有至少一种选自Cu和Ag的元素，如选择所述元素则其以重量百分比计的含量如下：
Cu：0.05-0.3
Ag：0.05-0.3
非选自Cu和Ag的元素的含量小于0.05重量％。
4.权利要求1或2所述的轧制产品，其中所述Mg以重量百分比计的含量为
Mg：4.4-4.7。
5.权利要求1或2所述的轧制产品，所述轧制产品的最大Be含量为5ppm和/或最大Na含量为10ppm和/或最大Ca含量为20ppm。
6.权利要求1或2所述的轧制产品，其中以重量百分比计的Fe含量和/或Si含量为：
Fe：0.04-0.15
Si：0.04-0.15。
7.制造权利要求1-6任一项所述轧制产品的方法，所述方法连续地包括：
-制备熔融金属浴以得到如权利要求1-6任一项所定义的组成的铝合金，
-将所述合金铸造为毛坯，
-任选地均化由此铸造的产品，
-热加工和任选地冷加工，
-任选地在300-420℃的温度范围内以一步或多步进行热处理，
-对由此加工的产品进行固溶热处理，并淬火，
-任选地对已进行固溶热处理和淬火的产品进行冷加工，
-在低于150℃的温度下人工老化。
8.权利要求7所述的方法，其中所述淬火在空气中进行。
9.权利要求1-6任一项所述的产品用于制造航空器结构元件的用途。
10.权利要求9所述的用途，其中所述航空器结构元件为机身蒙皮、机身框架、桁条或肋。
具有改善的断裂韧性的铝镁锂合金
技术领域
[0001] 本发明涉及铝镁锂合金产品，且更具体而言涉及所述产品、其制备方法和特别地设计用于航空器和航空航天结构的用途。
背景技术
[0003] 在这一方面，含锂的铝合金（AlLi）引起广泛关注，这是因为每加入1重量%的锂就能够使铝的密度降低3%并使弹性模量增加6%。对于选择用于航空器的这些合金，其性能相比其他常规性能应达到用于常规用途的合金的性能，特别是对于在静态机械强度性能（拉伸屈服应力和压缩屈服应力、极限拉伸强度）和损伤容限性能（断裂韧性、抗疲劳裂纹扩展性）之间的平衡，这些性能通常彼此抗衡。
[0005] 同时含有镁和锂的铝合金能够获得特别低的密度并且因此已被广泛研究。
[0006] 英国专利1,172,736公开了一种含有4-7重量%Mg、1.5-2.6重量%Li、0.2-1重量%Mn和/或0.05-0.3重量%Zr、余量为铝的合金，其可用于需要高机械阻力、良好耐腐蚀性、低密度和高弹性模量的应用中。
[0007] 国际申请WO92/03583记载了一种可用于航空结构的低密度合金，其通式为MgaLibZncAgdAlbal，其中，a在0.5-10%的范围内，b在0.5-3%的范围内，c在0.1-5%的范围内，d在0.1-2%的范围内，bal表示余量为铝。
[0009] 美国专利6,551,424记载了一种由铝-镁-锂合金制成的合金产品的制造方法，所述方法包括等断面冷轧（straight cold rolling）和交叉冷轧（cross cold rolling），所述铝-镁-锂合金的组成（以重量百分比计）为Mg：3.0-6.0、Li：0.4-3.0、Zn最高达2.0、Mn最高达1.0、Ag最高达0.5、Fe最高达0.3、Si最高达0.3、Cu最高达0.3、选自Sc、Hf、Ti、V、Nd、Zr、Cr、Y、Be的元素0.02-0.5。
[0010] 美国专利6,461,566记载了一种组成如下的合金（以重量百分比计）：Li：1.5-1.9、Mg：4.1-6.0、Zn：0.1-1.5、Zr：0.05-0.3、Mn：0.01-0.8、H,0.9×10-5-4.5×10-5和至少一种选自Be：0.001-0.2、Y：0.001-0.5和Sc：0.01-0.3的元素。
[0011] 俄罗斯专利2171308记载了一种组成如下的合金（以重量百分比计）：Li：1.5-3.0、Mg：4.5-7.0、Fe：0.01-0.15、Na：0.001-0.0015、H,1.7×10-5-4.5×10-5和至少一种选自Zr：0.05-0.15、Be：0.005-0.1和Sc：0.05-0.4的元素以及至少一种选自Mn：0.005-0.3、Cr：
0.005-0.2和Ti：0.005-0.2的合金，余量为铝。
0.005-0.2和Ti：0.005-0.2的合金，余量为铝。
[0012] 俄罗斯专利2163938记载了一种含有如下元素的合金（以重量百分比计）：Mg：2.0-5.8、Li:1.3-2.3、Cu：0.01-0.3、Mn：0.03-0.5、Be：0.0001-0.3和至少一种选自Zr和Sc：
0.02-0.25的元素以及至少一种选自Ca和Ba：0.002-0.1的元素，余量为铝。
0.02-0.25的元素以及至少一种选自Ca和Ba：0.002-0.1的元素，余量为铝。
[0013] 专利申请DE1558491具体记载了一种合金，其含有（以重量%计）Mg：4-7、Li：1.5-2.6、Mn：0.2-1.0、Zr：0.05-0.3和/或Ti：0.05-0.15或Cr：0.05-0.3。
[0014] 这些合金无法解决某些问题，特别是它们就损伤容限而言的性能使其无法大规模用在商业航空中。应理解，仍然难以使用这些合金制造锻造产品，并且废品率太高。
[0015] 需要由铝-镁-锂合金制成的锻造产品，所述锻造产品与那些已知产品相比表现出改善的性能，特别是在静态机械强度性能和损伤容限性能之间的平衡方面表现出改善的性能，特别是断裂韧性和耐腐蚀性并同时具有低密度。
[0016] 此外，需要这些产品的可靠且经济的制造方法。
发明内容
[0017] 本发明的第一个主题为由铝合金制成的锻造产品，其以重量百分比计的组成如下：
[0018] Mg：4.0-5.0
[0019] Li：1.0-1.6
[0020] Zr：0.05-0.15
[0021] Ti：0.01-0.15
[0022] Fe：0.02-0.2
[0023] Si：0.02-0.2
[0024] Mn：≤0.5
[0025] Cr：≤0.5
[0026] Ag：≤0.5
[0027] Cu：≤0.5
[0028] Zn：≤0.5
[0029] Sc：＜0.01
[0030] 其他元素＜0.05
[0031] 余量为铝；
[0032] 本发明的另一个主题为制造本发明锻造产品的方法，所述方法包括连续的步骤：
[0033] -制备熔融金属浴以得到如本发明组成的铝合金，
[0034] -将所述合金铸造为毛坯（rough shape），
[0035] -任选地均化由此铸造的产品，
[0036] -热加工和任选地冷加工，
[0039] -任选地对已进行固溶热处理和淬火的产品进行冷加工，
[0040] -在低于150℃的温度下人工老化。
[0042] 图1：L-T方向的R曲线（测试样-CCT760）。
[0043] 图2：T-L方向的R曲线（测试样-CCT760）。
[0044] 图3：合金A、C和D按照拉伸屈服应力Rp0.2(L)的断裂韧性Kapp(L-T)。
具体实施方式
[0045] 除另有说明外，所有关于合金化学组成的说明均以基于合金总重量计的重量百分比表示。表述1.4Cu意指1.4乘以以重量百分比表示的铜含量。合金命名符合本领域技术人员已知的铝业协会（The Aluminium Association）的规定。密度取决于组成并且通过计算确定，而非通过重量测量法确定。数值按照铝业协会的步骤计算，所述步骤记载于“Aluminum Standards and Data”的第2-12页和第2-13页。冶金状态的定义见于欧洲标准EN515。
[0046] 拉伸静态机械性能即极限拉伸强度Rm、在0.2%的伸长率下的常规屈服应力Rp0.2和断裂伸长率A%均根据标准EN ISO6892-1通过拉伸试验测定，取样和试验说明由标准EN485-1定义。
[0047] 根据标准ASTM E561，得到作为有效裂纹延伸的函数的有效应力强度因子的曲线，称作R曲线。由R曲线计算临界应力强度因子KC，即，使裂纹不稳定的强度因子。同样地，通过规定临界负荷下单负荷开始时的初始裂纹长度计算应力强度因子KCO。计算出所需形状的测试样的这两个值。Kapp表示对应于用于进行R曲线测试的测试样的因子KCO。KCeff表示对应于用于进行R曲线测试的测试样的因子KC。Δaeff(max)表示R曲线的末端有效点的裂纹延伸。R曲线的长度——即曲线的最大裂纹延伸——是一个就其自身而言重要的参数，特别是对于机身设计而言。
[0048] 除另有说明外，适用标准EN12258的定义。
[0049] 机械结构的“结构元件”本文中指一种机械部件，对于所述机械部件，静态和/或动态机械性能对于结构的性能特别重要，且通常对其规定或进行结构分析。其通常为这样的元件：其损坏有可能危及所述结构、其使用者或其他方面的安全。对于航空器，这些结构元件包括构成机身（例如机身蒙皮（skin）、桁条（stringer）、舱壁、圆周框架（circumferential frame））、机翼（例如顶部或底部机翼蒙皮、桁条或支柱、肋、梁）和由水平稳定件（stabilizer）或垂直稳定件构成的尾翼单元以及地板梁、座椅滑轨和机门的部件。
[0051] 本发明产品的镁含量介于4.0至5.0重量%之间。在本发明的一个有利的实施方案中，镁含量为至少4.3重量%且优先为4.4重量%。镁的最大含量为4.7重量%或有利地为4.6重量%是优选的。
[0052] 本发明产品的锂含量介于1.0至1.6重量%之间。本发明的发明人注意到，有限的锂含量，在某些其他元素的存在下，能够非常显著地改善断裂韧性和疲劳裂纹扩展速率，这大大补偿了密度的略微增加和静态机械性能的降低。
[0053] 在一个有利的实施方案中，最大锂含量为1.5重量%且优选为1.45重量%或优先为1.4重量%。锂的最小含量为1.1重量%且优选为1.2重量%是有利的，特别是为了改进抗晶间腐蚀性。
[0054] 本发明产品的锆含量介于0.05至0.15重量%之间，且钛的含量介于0.01至0.15重量%之间。这些元素的存在连同有利地使用的加工条件使得能够保持基本上未重结晶的晶粒结构。与自现有技术已知的某些信息相比，本发明的发明人注意到，不必向这些合金中加入钪以得到想要的基本上未重结晶的晶粒结构，并且钪的加入因使合金变得特别脆并且难以冷轧为小于3mm的厚度而甚至可以证明是不利的。因此，钪含量小于0.01重量%。在本发明的一个有利的实施方案中，钛含量介于0.01至0.05重量%之间。还可加入锰和/或铬，这特别有助于控制晶粒结构，其含量保持在最高为0.5重量%。在本发明的一个有利的实施方案中，所述方案特别具有改进的热延性，所述合金含有至少一种选自Mn和Cr的元素，以重量百分比计，Mn：0.05-0.5或0.05-0.3且Cr：0.05-0.3，非选自Mn和Cr的元素的含量小于0.05重量%。热延性的改进特别有助于热加工，这使转变过程中的废品率降低。
[0055] 还可以加入铜和/或银，从而改进本发明锻造产品的性能，其含量保持在最高为0.5重量%。在本发明的一个有利的实施方案中，所述合金含有至少一种选自Ag和Cu的元素，以重量百分比计，Cu：0.05-0.3且Ag：0.05-0.3，非选自Mn和Cr的元素的含量小于0.05重量%。这些元素特别有助于静态机械性能。然而，在改进抗晶间腐蚀性的有利的实施方案中，Ag和/或Cu的含量小于0.05重量%。
[0056] 本发明的锻造产品含有少量的铁和硅，这些元素的含量介于0.02至0.2重量%之间。本发明的发明人认为，这些元素的存在——通过形成金属间的相或通过有助于形成分散体（特别是在锰存在时）——通过避免局部弯曲而可有助于改进损伤容限性能。在本发明的一个有利的实施方案中，Fe含量和/或Si含量以重量百分比计为Fe：0.04-0.15、Si：0.04-0.15。在本发明的一个实施方案中，Fe含量和/或Si含量小于0.15重量%且优选小于0.1重量%。
[0057] Zn含量最大值为0.5重量%。在本发明的一个有利的实施方案中，Zn含量为小于0.2重量%且优选小于0.05重量%。加入Zn是不想要的，这是因为该元素会帮助热延性变差，而不带来任何抗晶间腐蚀方面的有利效果。此外，加入Zn会使合金密度增加，而这是不想要的。
[0058] 其他元素的含量各自小于0.05重量%。
[0059] 某些元素对本发明的合金是不利的，特别是由于合金制造例如毒性和/或加工过程中的破损，并且优选将其限制在非常低的水平。在一个有利的实施方案中，本发明的产品的最高Be含量为5ppm且优选为2ppm Be和/或最高Na含量为10ppm和/或最高Ca含量为20ppm。
[0061] 本发明产品的制造方法包括连续的步骤：制备熔融金属浴以得到如本发明组成的铝合金，将所述合金铸造为毛坯，任选地均化由此铸造的产品，热加工和任选地冷加工，对由此加工的产品进行固溶热处理并进行淬火，任选地对已进行固溶热处理和淬火的产品进行冷加工，和在低于150℃的温度下人工老化。
[0062] 在第一个步骤中，制备熔融金属浴以得到如本发明组成的铝合金。
[0063] 然后，通常将所述熔融金属浴铸造为毛坯，通常为轧制板坯、挤压坯料或锻坯。
[0064] 然后，任选地均化毛坯以在5至60小时的时间长度内达到450℃至550°且优选480℃至520℃的温度范围。所述均化处理可以一步或多步进行。然而，本发明的发明人未注意到任何因均化而带来的明显优势，并且在本发明的一个优选实施方案中，毛坯在简单的二次加热后直接进入热加工，而不进行任何均化。
[0065] 通常通过挤压、轧制和/或锻造进行的热加工优选地在高于400℃且有利地高于430℃或甚至450℃的入口温度下进行。
[0066] 在通过轧制制造片材的情况下，有必要对厚度小于3mm的产品进行冷轧。经证实，在冷轧之前或进行过程中进行一次或多次中间热处理操作是有利的。这些中间热处理操作通常在300-420℃之间的温度下以一步或多步进行。
[0067] 本发明的发明人注意到，即使通过实施这些中间热处理操作，他们也无法将参照钢板工业上冷轧至2mm的厚度，然而，经证实，这一步骤对于本发明的合金片材而言是可行的。本发明的片材具有至少0.5mm且优选至少0.8mm或1mm的优选厚度。
[0068] 在热加工和任选的冷加工之后，对产品进行固溶热处理并进行淬火。在进行固溶热处理之前，在300-420℃之间的温度范围内以一步或多步实施热处理是有利的，这样做是为了改善对基本上未重结晶的晶粒结构的控制。根据产品的组成，在370-500℃的温度范围内进行固溶热处理。淬火在水和/或空气中进行。进行空气淬火是有利的，这是因为晶间腐蚀性能得到改善。
[0069] 可任选地对经固溶热处理并随后淬火的产品再进行一次冷加工。矫平或矫直操作通常在这一步骤中进行，但还可以实施更充分的加工，从而更进一步改进机械性能。
[0070] 对于轧制产品，所实现的冶金状态有利地为T6状态或T6X状态或T8状态或T8X状态，且对于挤压产品，在模压淬火时有利地为T5状态或T5X状态或者T6状态或T6X状态或T8状态或T8X状态。
[0071] 产品最终在低于150℃的温度下进行人工老化。有利的，人工老化分三步进行：第一步在70-100℃的温度范围内，第二步在100-140℃的温度范围内和第三步在90-110℃的温度范围内，这三步的持续时间通常为5-50h。
[0072] 有利地，所选组成（特别是锆和钛的含量）和转变参数（特别是热加工温度以及必要情况下在固溶热处理前进行的热处理）的结合能够有利地得到基本上未重结晶的晶粒结构。“基本上未重结晶的晶粒结构”意为未重结晶的晶粒结构的在中间厚度处的含量大于70%且优选地大于85%。
[0073] 本发明的轧制产品具有特别有利的特性。所述轧制产品优选具有0.5mm至15mm的厚度范围，但厚度大于15mm、最高达50mm或甚至100mm或更厚的产品可具有有利的性能。
[0074] 由本发明的方法得到的轧制产品，对于0.5-15mm之间的厚度，在中间厚度处，具有性能(i)至(iii)中的至少一项静态机械强度性能和(iv)至(vi)中的至少一项损伤容限性能
[0075] (i)拉伸屈服应力Rp0.2(L)≥280MPa且优选Rp0.2(L)≥310MPa，
[0076] (ii)拉伸屈服应力Rp0.2(LT)≥260MPa且优选Rp0.2(LT)≥290MPa，
[0077] (iii)拉伸屈服应力Rp0.2(45°)≥200MPa且优选Rp0.2(45°)≥240MPa，
[0078] (iv)宽度W=760mm的测试样，厚度小于3mm时的断裂韧性Kapp(L-T)≥90MPa√m，厚度为至少3mm时的断裂韧性Kapp(L-T)≥110MPa√m，
[0079] (v)宽度W=760mm的测试样，厚度小于3mm时的断裂韧性Kapp(T-L)≥100MPa√m，厚度为至少3mm时的断裂韧性Kapp(T-L)≥120MPa√m，，
[0080] (vi)宽度W=760mm的测试样，厚度小于3mm时的R曲线的末端有效点的裂纹延伸Δaeff(max)(T-L)≥80mm，厚度为至少3mm时的R曲线的端有效点的裂纹延伸Δaeff(max)(T-L)≥110mm。
[0081] 本发明的轧制产品具有改善的机械性能特别是断裂韧性的各项同性。因此，本发明的轧制产品，对于宽度W=760mm的测试样，Kapp(L-T)和Kapp(T-L)之间的差异有利地小于20%和/或Δaeff(max)(T-L)和Δaeff(max)(L-T)之间的差异有利地小于20%且优选小于15%。
[0082] 此外，经空气淬火的本发明的轧制产品在晶间腐蚀试验NAMLT（“硝酸质量损失试2
验（Nitric Acid Mass Loss Test）”ASTM-G67）后的重量损失小于20mg/cm 且优选小于
15mg/cm2。
验（Nitric Acid Mass Loss Test）”ASTM-G67）后的重量损失小于20mg/cm 且优选小于
15mg/cm2。
[0083] 本发明的锻造产品有利地用于制造用于航空器特别是飞机的结构元件。优选的航空器结构元件具体为，有利地以本发明厚度为0.5-12mm的片材得到的机身蒙皮，有利地以本发明的型材得到的机身框架和桁条，或肋。
[0084] 这些方面以及本发明的其他方面将借助以下示例性而非限制性的实施例进行更加详细的解释。
[0085] 实施例
[0086] 实施例1
[0087] 在该实施例中，铸造了几种Al-Mg-Li合金板材，其组成列于表1。合金D具有本发明的组成；合金A至C为参照合金。
[0088] 表1：所用Al-Mg-Li合金以重量百分比计的组成和密度
[0089]
[0090] 将板材加热并热轧至约4mm的厚度。冷轧至2mm的试验在热处理后进行，所述热处理由两个连续的步骤组成：在340℃下处理1小时，接着在400℃下处理1小时。只有本发明的合金片材才能够顺利地冷轧至最终厚度，参照合金在到达2.6mm的厚度时破碎。热轧和可能的冷轧之后，将所述片材在480℃固溶热处理20min，这一处理通过由两个连续步骤组成的热处理过程进行：在340℃下处理1小时，接着在400℃下处理1小时。固溶热处理之后，对所述片材进行空气淬火和矫平。人工老化在85℃下进行10小时，接着在120℃下进行16小时，接着在100℃下进行10小时。
[0091] 所有样品的晶粒结构均为基本上未重结晶的，中间厚度处的重结晶率小于10%。
[0092] 对样品进行测试，以测定其静态机械性能（拉伸屈服应力Rp0.2、极限拉伸强度Rm和断裂伸长率A）。
[0093] 得到的结果列表于下表2中。
[0094] 表2：所得片材的机械性能
[0095]
[0096] 片材的断裂韧性以按照标准ASTM E561进行的R曲线试验表征。所述试验以全厚度测试样CCT（W=760mm，2a0=253mm）进行。所有的结果均列于表3和表4中并示于图1和图2的图中。
[0097] 表3：R曲线的数据汇总
[0098]
[0099]
[0100] 表4：断裂韧性的测试结果
[0101]
[0102] 图3表明屈服应力和断裂韧性之间折中性能的改进。
[0103] 特别地，与合金C的片材相比，Kapp(L-T)的提高超过25%，而屈服应力的减少小于15%。R-曲线的长度也得到显著改进，因此Δaeff(max)(T-L)增加了超过30%。
[0104] 按照标准E647测试宽度为160mm的CCT测试样的裂纹扩展速率。
[0105] 表5：裂纹扩展速率（σmax=80MPa或σmax=120MPa(**),R=0.1至全厚度）[0106]
[0107]
[0108] 各种片材的晶间腐蚀试验NAMLT（“硝酸Farmhouse损失试验（Nitric Acid Farmhouse Loss Test）”ASTM-G67）的结果汇总于表6中。在实验室中，对某些片材进行了固溶热处理并用水淬火。
[0109] 表6：NAMLT晶间腐蚀试验
[0110]
[0111] 本发明的空气淬火的合金片材，4mm厚时对晶间腐蚀具有低敏感性，2mm厚时对晶间腐蚀不敏感。
[0112] 实施例2
[0113] 在该实施例中，铸造小钢锭以评价不同合金的热延性和晶间腐蚀性能。所述钢锭加工后的尺寸为255×180×28mm。
[0114] 合金的组成列于表7。
[0115] 表7：所用Al-Mg-Li合金以重量百分比计的组成和密度
[0116]
[0117] 由所述小钢锭加工出的试样在505℃均化12h后评价其热延性。利用由提供的液压伺服设备在1s-1的变形速率下测试厚度为20mm的特定试样的热
延性。所述测试基于对包括两个孔的样品进行压缩而进行。由于压缩，两个孔之间的材料以可控的变形速率膨胀。测试条件记载于A.Deschamps et al.发表于期刊Materials Science and Engineering A319-321(2001)583–586的文章中。断裂区域的面积的减少（ΔA/A0）的归一化测试能够评价所考虑温度下的热延性。于450℃和475℃下得到的结果列于表8。
延性。所述测试基于对包括两个孔的样品进行压缩而进行。由于压缩，两个孔之间的材料以可控的变形速率膨胀。测试条件记载于A.Deschamps et al.发表于期刊Materials Science and Engineering A319-321(2001)583–586的文章中。断裂区域的面积的减少（ΔA/A0）的归一化测试能够评价所考虑温度下的热延性。于450℃和475℃下得到的结果列于表8。
[0118] 表8：热延性（ΔA/A0）（%）
[0119]
[0120] 含有Mn和Cr的合金E和合金F具有有利的热延性，而含有0.6重量%Zn的参照合金I的热延性在测试合金中是最低的。
[0121] 将小钢锭热轧至4mm的厚度。将由此得到的片材在480℃下固溶热处理，该处理通过由两个连续步骤组成的热处理进行：在345℃下处理1小时，接着在400℃下处理1小时。固溶热处理之后，所述片材进行空气淬火并通过可控的拉伸（永久变定为2%）矫平。人工老化在85℃下进行10小时，接着在120℃下进行16小时，接着在100℃进行10小时。
[0122] 晶间腐蚀试验NAMLT（“硝酸Farmhouse损失试验”ASTM-G67）的结果列于表9。
[0123] 表9：表面测定的NAMLT晶间腐蚀试验
[0124]合金 重量损失(mg/cm2)
E 11
F 11
G 8
H 16
I 8
E 11
F 11
G 8
H 16
I 8
[0125] 合金G——特别地，其因极低的铜含量而不同于合金D——表现出非常低的重量损失。在耐晶间腐蚀性方面，含有Zn的合金I与合金G没有不同。合金H——其锂含量低于其他测试合金——表现出较高的重量损失。
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