已知的是,在生产用于制造飞机的半成品和结构构件过程中,所需 的各种性能不可能全部同时、相互独立地达到最优化。当改变了
合金的 化学组成或制品生产方法的参数时,若干重要性能甚至可能以相矛盾的 趋势变化。尤其是一方面包含在“静态机械性能”术语中的性能(特别 是极限强度Rm和屈服应
力Rp0.2)和另一方面包括在“损坏容限”术语中 的性能(特别是强度和抗疲劳裂纹扩展)。此外,一些工作性能如抗疲 劳强度、耐
腐蚀性、可成形性和失效伸长率是以复杂且经常不可预测的 方式与机械性能相联系的。因此,用于机械构造--例如在航空领域- -的材料的所有性能的优化常常取决于几个关健参数之间的妥协。
例如,Al-Si-Mg-Cu型合金可用于宽体民航机机身的结构构件。这 些构件首先必须具有高机械强度,其次具有高韧性及高抗疲劳强度。在 不降低其它性能的情况下改进这些性能之一的任何新的可能性将是受 欢迎的。
迄今,主要致力于优化合金的化学成分以及优化板材的转换条件, 也就是轧制或
热处理程序。
因而,众所周知,在2xxx和7xxx系列合金中减少
铁和
硅杂质,增 加了韧性(参见ASTM Special Technical Publication出版的 “Properties Related to Fracture Toughness”一书中65,1976, 第71-103页,J.T.Staley的文章“Microstructure and Toughness of High-Strength Aluminium Alloys”)。有时候,这样还有助于增加 抗疲劳强度。
很少有研究涉及液态金属的精炼条件和铸态成形体(formes brutes)(如坯和板材)的
铸造条件对由铸态成形体得到的产品的韧性 的影响。
专利申请EP 1 205 567 A(Alcoa Inc.)教导,向可锻合金(alliage de corroyage)中添加0.003至0.010%的Ti和B或C将导致铸件晶粒 (grains de fonderie)尺寸为200μm或更小。
专利申请EP 1 158 068A(Pechiney Rhenalu)教导,对于结构强化 的
铝合金厚板材,在其仅轻微再结晶的
冶金态(états mé tallurgiques)时,也就是其再结晶的晶粒分数少于35%时,其韧性受 铸件微观结构(microstructure de coulée)的影响:大的铸造晶粒 尺寸在某些情况下比小的晶粒尺寸产生更好的韧性。此结果特别是通过 小心控制
钛和
硼的含量获得,以TiB2形式加入的这些元素在
固化过程 中精炼金属晶粒。
美国专利NO 5 104 616(Baeckerud)特别关注在饮料罐及薄
铝片工 业中由于硬
硼化物颗粒引发的问题,并教导,含
碳的精炼剂替代含硼的 精炼剂可能是有利的。然而,在铝
包装工业中出现的例如针孔的问题, 不能和在航空工业中出现的问题相提并论。
本发明的目的是提出一种新方法,用于制备高度再结晶的可锻制品 (produits corroyés),优选轧制品,特别是具有高机械强度、具有 优异的韧性和抗疲劳强度的6xxx系列合金的薄板。
a)定义
如无相反说明,则所有关于合金化学成分的说明均以
质量百分比表 示。当浓度用ppm(百万分之几)表示时,该说明也指质量浓度。
合金牌号按照铝业协会(The Aluminium Association)的规则。冶 金态在欧洲标准EN 515中定义。铝合金的标准化学成分例如在标准EN 573-3和铝业协会的出版物中定义。这些规则、标准和出版物为本领域 技术人员熟知。在本发明中,“6xxx系列合金”或“Al-Mg-Si型合金” 意指这样的铝合金:(i)其化学成分满足6xxx系列合金标准牌号的一 种,或者(ii)通过添加或除去一种或数种除硅或镁以外的化学元素,和 /或通过使一种或数种化学元素(包括硅和镁)超出(高于或低于)标 准浓度范围,而由满足标准牌号的合金获得的铝合金,应当领会到的是: 在情况(i)和(ii)中,标准牌号规则的应用使变性的(modifié)合金 属于6xxx系列。
如无相反说明,则静态机械性能,也就是极限抗张强度Rm、屈服 拉伸强度RP0.2和断裂延伸率A,均根据标准EN 10002-1的拉伸试验确 定,取样
位置和方向在标准EN 485-1中规定。抗疲劳强度通过标准ASTM E 466规定的试验确定,疲劳裂纹传播速率(被称为da/dn试验)根据 ASTM E 647的试验确定,临界
应力强度因子Kc、Kco、Kapp根据ASTM E 561 确定。术语“挤压制品”包括“拉伸”制品,也就是通过挤压随后拉伸 制备的制品。
如无相反说明,则欧洲标准EN 12258-1的定义均适用。
在本发明中,机械构造的“结构构件”或“结构的构件”意指一个 机械部件,如果缺少它,可能危及所述构造、其使用者、乘客及其它人 的安全。对于飞机,这些结构构件特别是包括组成机身的构件(如机身 蒙皮、机身加强件或桁条、舱壁、机身
框架、翼(如机翼蒙皮)、桁条 或加强件、肋及翼梁、基本由
水平和垂直稳定器组成的
尾翼、以及横梁、 座椅调节轮和
门。
b)发明详述
本发明可运用于1xxx、2xxx、3xxx、4xxx、5xxx、6xxx、7xxx和 8xxx系列可锻合金,尤其是2xxx、6xxx和7xxx系列合金,更特别地 是6xxx系列合金。本发明基于此发现:用一种以适当比例加入的、包 含AlTiC型相的精炼剂精炼铝合金,能够获得非常特殊的铸造的铸态成 形体(forme brute coulée)的微观结构,特别是通过50倍放大倍率 的光学
显微镜观察,晶粒尺寸大于500μm,且金属间相均匀分布。用 已知方法热转换后,并且可能地继之于冷转换和热处理,特别是对于强 再结晶制品,获得的可锻制品与利用已知方法通过铸态成形体制备的制 品相比,意外地具有显著改善的韧性,并且具有更低的裂纹扩展速率。 强再结晶制品是其中在最终制品的四分之一厚度与中间厚度之间测量 的再结晶晶粒分数按体积计高于70%的制品。在本发明的一个有利实施 方案中,从步骤(f)中得到的是强再结晶制品。对于轻微再结晶制品, 已知铸件微观结构能够对转换的制品(例如
热轧的、
冷轧的和热处理过 的)的性能产生影响,但在这种情况下,这种意外现象的机理仍不能根 据结构冶金学解释。由于存在AlTiC型相,本发明方法制备的制品不同 于
现有技术的制品。“AlTiC型相”意指在铝基体中的任何Al-Ti-C三 元相和任何Ti-C二元相;这个术语特别包括AlTiC2和TiC相。这些相 典型地添加于精炼剂线(fil d’affinant)中。尽管这些相的数量少,但 它们对铸件微观结构的影响是非常清楚的。由于可以用含AlTiC型相的 线替代常用的含硼(例如AT5B)的线进行精炼,因此,本发明方法制 备的铸态成形体能够包含少于0.0001%的硼。
本发明方法获得的铸件微观结构通过两个参数来表征:P*(量纲[μ m]和S*(量纲[μm-1])。具体地,这些参数表征微观偏析的细度和均匀 性。参数P*表征在固化结构中沉淀物之间的平均间距,以及无沉淀物 区的平均尺寸。参数S*表征这些间距的分布均匀性。这两种参数的精 确定义及确定它们的方法描述于Ph.Jarry,M.Boehm和S.Antoine 发表于Proceedings of the Light Metals 2001 Conference,Ed.J. L.Anjier,TMS,第903-909页的标题为“Quantification of Spatial Distribution of as-cast Microstructural Features”的文章中。 通过多个实验室按照欧洲VIRCAST项目的内容进行的实验确定P’参数, 参见Ph.Jarry和A.Johansen发表于solidification of Alloys,ed. M.G.Chu,D.A.Granger and Q.Han,TMS 2004的文章 “Characterisation by the P* method of eutectic aggregates spatial distribution in 5xxx and 3xxx aluminium alloys cast in wedge moulds and comparison with SDAS measurements”。
参数P*和S*基于铸态成形体
抛光部分的
光学显微镜分析,典型地以 50倍放大倍率或其它在研究显微结构的典型样品与必要的分辩率之间 可良好兼顾的任何其它放大倍率。典型地利用连接到图象分析计算机的 CCD(电荷
耦合器件)型彩色
照相机获得图象。在Ph.Jarry,M.Boehm 和S.Antoine的上述文章中详细描述了分析程序,其包括如下步骤:
a.图象采集,
b.黑相的
阈值处理(seuillage)及具有灰度梯度的图象的二元分 析,
c.删除非常小的相(对于50倍放大倍率,将小于5个
像素的群当 作
电子噪音),
d.利用逼近
算法数字分析图象。
图象的数字分析包括由具有递增
螺距的图象的
迭代逼近 (fermeture itérative)算法。逼近图象Ci的阶i由同一物体的图 象的i次连续放大(dilatation)(一次放大包括每一像素用图象中所 有邻近像素的最大值替代)定义,随后,图象d中同一物体的图象i 次连续腐蚀(érosion)(一次腐蚀包括每一像素用图象中所有邻近像 素的最小值替代)(注意,腐蚀和放大操作不能颠倒)。代表每个物体 表面积的分数的表面率A对逼近间矩i的数作图。得到反曲式曲线 (courbe sigmo dale),然后通过反曲函数(fonction sigmo dale) 调整反曲式曲线,以便推断出特征参数P*和S*,已知P*是拐点的横坐 标,以长度单位表示,并且S*是反曲式曲线在拐点的斜率。
由此参数P*通过下述等式定义:
其中:
A表示转换后物体表面积的分数,
Amin表示阈值处理后,金属间粒子的最初表面积的分数,
Amax表示与常规填充对应的表面积分数(实践中为90%),此时 算法正常停止以避免填充末端的慢收敛性问题,
i表示计算阶数,以及
α是反曲斜率的调整因子。
参数P*表示存在于基体中的粒子之间的平均间距。
另一参数S*通过下述等式定义:
已显示出1/S*与到首个邻近粒子的距离分布的标准偏差成比例。因 此,参数S*是基体中相分布规律性的尺度。
因而,铸件结构的描述运用参数S*和P*说明了微观偏析的细度和 均匀性。
申请人观察到,S*对于描述粒子分布的均匀性具有更大意义, 而P*对于描述它们的空间分布的细度具有更大意义。在本发明的一个 优选实施方案中,用本发明的方法制备轧制板材,以便获得大于0.92 μm-1的S*值,优选大于0.94μm-1。同时优选获得相应P*值小于107μm。
根据本发明,将铸造后获得的铸态成形体,例如挤压锭、锻锭或轧 制板材热转换或任选冷转换到其最终厚度。然后,对最终厚度的制品进 行固溶热处理和淬火处理,随后通过永久伸长率在0.5和5%之间的控 制拉伸而松驰,并且继之于可能地退火。如果在控制拉伸的松驰期间获 得的永久伸长率小于0.5%,那么制品无法变得足够平整。如果在控制 拉伸的松驰期间获得的永久伸长率超过5%,可能影响制品的损伤容限 性能。
本发明的方法特别适合制备6xxx系列合金,特别是AA6056、AA6156 或类似合金的可锻制品。对于这两类合金,优选将铁含量限制为0.15%, 甚至为0.13%,以减小铸造过程中微观偏析的趋势。一个用于可热处理 合金的有利实施方案包括通
过热轧将轧制板材转换成厚度在3至12mm 之间的板材,并热处理直至T6状态。如果本方法用于AA6056或AA6156 合金,则获得损伤容限KR等于至少115MPa√m,优选至少116MPa√m的 板材,KR按如下确定:由ASTM E561测得的R曲线出发,对于等于20mm 的裂缝长度Δαeff,沿T-L方向确定。
还可以采用已知的操作方法,在修整或可能地在首次热轧程序之 后,单面或双面包覆所述轧制板材;例如这对AA2024、AA6056以及 AA6156合金可能是有利的。
根据本发明方法制备的AA6056或AA6156合金板材,处于T6状态、 厚度在3至12mm之间时,损伤容限KR等于至少175MPa√m,其确定如 下:由ASTM E561测得的R曲线出发,对于等于60mm的裂缝长度Δαeff, 沿T-L方向确定。
此外,根据ASTM E561在具有宽度w=400的面板上,对于Δk=50MPa √m且R=0.1测得的沿T-L方向裂纹传播速率da/dn小于2×10-2mm/周。
在工业实践中,对于给定的条件,利用本发明的方法实现的参数 KR的改进提高了此参数的最小保证值,已知与表征冶金制品的所有参数 一样,这个参数总是表现出一个统计离差(dispersion statistique) 量。
下面的
实施例包含本发明有利实施方案的描述。这些实施例不是限 制性的。
实施例
实施例1
在55mm/分钟的速率及680℃
温度下,将AA6056合金铸造成两种 工业级尺寸的轧制板材,特别是具有446mm厚度。化学成分包括(以重 量%):
Si 0.81 Mg 0.70 Cu 0.93 Mn 0.49 Fe 0.09
表1显示了精炼方法(AlT3C0.15或AT5B线。牌号AlT3C0.15对 应于成分为Al-3%Ti-0.15%C。牌号AT5B对应于成分为Al-5%Ti- 1%B;此制品还以商品名“AlTiB5:1”被熟知),Ti含量(以质量ppm 计)、接种速率以及参数S*和P*的平均值如上述定义。参数S*和P* 用在轧制板材距表层约140mm和在1/3宽处截取的样品确定。
表1
参考号 Ti [ppm] 接种速率 [Kg/t] 精炼剂 S* P* 4032A 180 0.7 AT5B 0.88 110 4032B 180 0.5 AlT3C0.15 0.99 101
用相同的转换程序,包括均质化、热轧、固溶热处理、淬火、控制拉伸 松驰以及退火,将这些轧制板材用于加工具有5mm最终厚度处于T6状 态的板材。在控制拉伸松驰过程中获得的永久伸长率是1.5%。在成品 的1/4厚度与中间厚度之间测得的再结晶晶粒分数接近100%。
确定这些薄片的静态机械性能和损伤容限性能。结果在表2中给 出。参数KR(20)与等于20mm的裂纹扩张值Δαeff有关。
根据ASTM E647还确定了宽度w=400mm的板材沿T-L方向的裂纹 传播速率da/dn,比率R=0.1。
表2
参考号/参数 4032A 4032B Rm(L)[MPa] 369 373 Rp0.2(L)[MPa] 353 355 A(L)[%] 15.0 14.2 Rm(TL)[MPa] 372 375 Rp0.2(TL)[MPa] 340 342 A(TL)[%] 13.0 12.5 KR(20)(T-L)[MPa√m] 113 119 KR(40)(T-L)[MPa√m] 148 153 KR(60)(T-L)[MPa√m] 172 178 da/dn对于Δk=10MPa√m[mm/周] 1.10×10-4 1.50×10-4 da/dn对于Δk=30MPa√m[mm/周] 3.62×10-3 2.90×10-3 da/dn对于Δk=50MPa√m[mm/周] 2.62×10-2 1.85×10-2
可以看出两个板材的静态机械性能无显著不同。另一方面,当用含 AlTiC型相的线精炼液态金属时,由KR参数表示的损伤容限显著增加。 当应力强度因子为约30MPa√m时,后一制品的裂纹传播速率更低。
实施例2
利用本发明的方法,铸造AA6056的其它轧制板材。精炼参数和铸 件微观结构概括在表3中。
表3
参考号 Ti[ppm] 接种速率[Kg/t] 精炼剂 S* P* 4031A 50 0.5 AlT3C0.15 0.95 106 4031B 50 1 AlT3C0.15 0.98 101 4033A 430 0.5 AlT3C0.15 1.00 99 4033B 430 2 AlT3C0.15 1.04 87 4034A 630 0.5 AlT3C0.15 0.98 97 4034B 630 2 AlT3C0.15 1.01 94 4035A 80 0.5 AlT3C0.15 0.99 95 4035B 80 0.5 AlT3C0.15 0.98 96
图1基于表1和3的数据和结果,显示了随Ti含量及精炼剂类型 变化的铸件微观结构的细度(参数P*)的比较。类似地,图2包含铸 件微观结构(参数S*)的均匀性比较。
实施例1和2的说明
实施例1和2的合金中Ti的总含量,以及铸件晶粒的尺寸概括在 表4中。
表4
参考号 精炼剂 Ti [ppm] Fe (%) 晶粒尺寸 类型 Kg/t 平均 [μm] 标准偏差 IC 4031A AlTiC 0.5 50 0.09 902 214 153 4031B AlTiC 1 50 0.09 655 101 72 4032A AT5B 0.7 180 0.08 388 38 27 4032B AlTiC 0.5 180 0.08 713 112 80 4033A AlTiC 0.5 430 0.07 757 143 102 4033B AlTiC 2 430 0.07 664 200 143 4034A AlTiC 0.5 630 0.2 833 201 144 4034B AlTiC 2 630 0.2 644 113 81 4035A AlTiC 0.5 80 0.2 771 171 122 4035B AlTiC 0.5 80 0.2 822 118 84
通过精炼线添加的Ti和C含量可以通过接种速率以及线的成分计 算。
0.7kg/t ATB5的传统精炼引入约7ppm的B。同样用于这些试验, 用1kg/t的AT3C0.15型线进行精炼引入约1.5ppm的C。0.5kg/t同样 的线精炼引入此量约一半的C,也就是约0.75ppm,而2kg/t的精炼引 入此量的约两倍,也就是约3ppm。对于钛,1kg/t AT3C0.15的精炼引 入约30ppm,0.5kg/t的精炼引入此量的一半(约15ppm),并且2kg/t 的精炼引入此量的两倍(约60ppm)。