Aa2000系列鋁合金產品及其制造方法

專利名稱：：Aa2000系列鋁合金產品及其制造方法
技術領域：
：本發明涉及AA2000系列鋁合金，其含有2%-5.5%的Cu、0.5°/。-2%的Mg、最多1%的Mn、小于0.25%的Fe和大于0.10%(>0.10%)至0.35%的Si,還涉及制造這些鋁合金產品的方法。確切地說，本發明涉及相對厚的如約30-300毫米厚的鋁壓力加工產品。盡管本發明一^L以軋纟反形式實施，但本發明也可以與擠壓件型材或鍛件型材的制造連用。由合金產品構成的代表性結構零件包括整體梁等，它們由包括軋板在內的厚壓力加工型材機械加工制成。本發明尤其適用于制造高強度的擠壓和鍛造的航空器零部件。這樣的航空器包括商務噴氣式客機、貨運飛機和某些軍用飛機。此外，可以根據本發明制造非航天航空零部件如各種厚的模具板或工裝板。
背景技術：
：如從以下將理解的，除非另作說明，合金牌號和狀態標號是指于2006年由鋁業協會頒布的"鋁標準和數據及登記備案，，中的鋁業協會號。關于任何對合金成分或優選合金成分的說明，提到百分比時都是指重量百分比，除非另作說明。過去，在航天航空領域，不同類型的鋁合金被用于制造各種各樣的結構應用產品。航天航空領域的設計師和制造商在不斷嘗試提高燃料效率和產品性能，并且一直試圖降低生產成本和維修成本。用于實現這種提高及成本降低的優選方法是單一合金(uni-alloy)概念，即，一種在相關的產品形狀下能具有改善的性能均衡性的鋁合金。當前的技術狀況是用于機身板的高損傷容限的AA2x24(即AA2524)或AA6xl3或AA7x75、用于下機翼的AA2324或AA7x75、用于上機翼的AA7055或AA7449、和用于翼梁和肋條或其它由厚板機加工制成的型材的AA7050或AA7010或AA7040或AA7140。針對每種不同應用采用不同合金的主要原因是為獲得整個構件的最佳特性而性能均衡有差異。對機身蒙皮而言，拉伸載荷下的損傷容限性能被認為是非常重要的，即它是疲勞裂紋擴展速率(FCGR)、平面應力斷裂韌性和抗腐蝕性的綜合反映。依據這些性能要求，高損傷容限的AA2x24-T351(例如參見US5,213,639或EP1026270A1)或者含Cu的AA6xxx-T6(例如參見US4,589，932、US5,888，320、US2002/0039664A1或EP1143027A1)將會是民用飛機制造商的優先選擇。對下機翼蒙皮來說，期望有相似的性能均tf,^_有時允許犧牲軔性以求獲得更高的抗拉強度。為此，處于T39或T8x狀態的AA2x24被認為是合理的選擇(例如參見US5,865,914、US5,593，516或EP114877A1)。對此時的壓縮載荷比拉伸載荷更重要的上機翼而言，抗壓強度、耐疲勞性(SN疲勞或使用壽命或FCGR)和斷裂韌性是最重要的性能。目前，優先的選擇將是AA7150、AA7055、AA7449或AA7x75(例如參見US5,221,377、US5，865,911、US5,560,789或US5,312,498)。這些合金具有高的抗壓屈服強度，同時具有可接受的抗腐蝕性和斷裂韌性，盡管航天器設計師會歡迎對這些性能組合做出改善。對厚度超過3英寸的厚型材或由這樣的型材機械加工制成的零部件來說，在整個厚度范圍內存在可靠一致的性能均衡是重要的。目前，AA7050或AA7010或AA7040(參見US6，027,582)或AA7085(例如參見美國專利申請公開號2002/0121319Al)被用在這些類型的應用中。來自航天器制造商的主要希望是淬火敏感性降低，即伴隨較低的淬火速率或較厚產品而在厚度范圍內出現性能下降。尤其在ST方向上的性能是構件的設計師和制造商的主要關注點。航天器的更好特性，即更低的生產成本和運營成本，可以通過改善構件所采用的鋁合金的性能均衡和通過優選只使用一種合金以降低合金成本并降低鋁邊腳廢料的回收成本來獲得。因此，據信需要一種在幾乎任何相關產品形狀下都能得到改善的適當性能均衡的鋁合金。
發明內容本發明的一個目的是提供一種性能均衡得到改善的AA2000系列鋁合金。本發明的另一個目的是提供一種AA2000系列鋁合金壓力加工產品，其含有2%-5.5%的Cu、0.5%-2%的Mg、最多1%的Mn、小于0.25%的Fe、和大于0.10%至0.35%的Si,并具有改善的性能尤其是改善的斷裂韌性。本發明的又一目的是提供一種性能均衡得到改善的AA2x24系列鋁合金。本發明的另一目的是提供一種制造這種AA2000系列鋁合金產品的方法。用于制造AA2000系列鋁合金壓力加工產品的本發明方法滿足或超越了這些和其它的目的和進一步的優點，該方法包括以下步驟a.鑄造AA2000系列鋁合金錠塊，其化學成分按照重量百分比含有2%-5.5%的Cu，0.5%-2%的Mg,最多1%的Mn,小于0.25。/o的Fe，和大于0.10%至0.35%的Si;b.將鑄錠預熱和/或擴散退火均勻化；c.通過選自軋制、擠壓和鍛造中的至少一種方法來熱加工坯塊；d.可選擇地冷加工經過熱加工的坯塊；e.按照足以使鋁合金中的可溶成分溶解在固溶體中的溫度和時間，對經過熱加工和可選擇i也經過冷加工的坯塊進《亍固溶熱處理(SHT);f.冷卻SHT坯塊，優選通過以下方式之一噴灑淬火或在水或其它淬火介質中浸沒淬火；g.可選擇地拉伸或壓縮被冷卻的SHT坯塊或以其它方式冷加工被冷卻的SHT坯塊，以消除應力，例如矯直或拉拔或冷軋^皮冷卻的SHT坯塊；h.對經過冷卻和可選擇地經過拉伸或壓縮或其它方式冷加工的SHT坯塊進行時效處理，以獲得期望的狀態。根據本發明，在高于55(TC但低于該鋁合金的固相線溫度的范圍內的溫度進行至少一次熱處理，其中該熱處理按以下方式進行i)在擴散退火均勻化之后但在熱加工之前；或者ii)在固溶熱處理之后；或者iii)既在擴散退火均勻化之后但在熱加工之前，又在固溶熱處理之后。鋁合金能以錠、小方坯或大方坯的形式通過鑄造產品
技術領域：
中常見的鑄造技術如DC鑄造、EMC鑄造、EMS鑄造被提供，以便制成適當的壓力加工產品。也可以使用由連鑄如帶式連鑄機或輥式連鑄機獲得的連鑄錠，如果生產較薄的最終產品，則連鑄錠尤其是有利的。也可以象在現有技術中眾所周知的那樣使用晶粒細化劑，例如含有鈦和硼或含有鈥和碳的晶粒細化劑。在鑄造出合金錠塊后，錠塊通常被剝皮修整，以除去錠塊鑄造表面附近的偏析區。在現有技術中眾所周知的是，擴散退火均勻化的意圖有以下目的i)盡量溶解在凝固過程中形成的粗大可溶相，和ii)減小濃度梯度以Y足進溶解步驟進行。預熱處理也達到了其中的某些目的。一種用于AA2x24系列鋁合金的典型的預熱處理是在420。C至500。C的溫度進行3至50小時、更典型的是3至20小時的保溫處理。首先，合金坯塊中的可溶共晶相如S相利用常規工業做法被溶解。這一般通過將坯塊加熱至低于500。C的溫度來完成，這是因為S相的共晶相(Al2MgCu相)在AA2x24系列鋁合金中具有約507。C的熔化溫度。在AA2x24系列鋁合金中，也存在具有約510。C的熔化溫度的e相。如眾所周知，這可以通過在所述溫度范圍內的擴散退火均勻化和允許坯塊被冷卻至熱加工溫度來完成，或者坯塊在擴散退火均勻化后^皮冷卻并且被重新加熱至熱加工溫度。常規的擴散退火均勻化也可以根據需要分為至少兩步來進行，對AA2x24系列鋁合金而言，所述至少兩步通常在430。C-500。C的溫度范圍內進行。例如在兩步處理作業中，第一步介于457°C-463°C,第二步介于470°C-493°C,以便根據準確的合金成分來優化各相的〉容解過程。如本領域技術人員所熟知的，按照工業習慣做法在擴散退火溫度下的保溫時間取決于合金，通常為約1至50小時。可采用的加熱速率為本領域中常見的加熱速率。根據現有技術的擴散退火均勻化作業到此就結束了。但是，本發明的一個重要方面就是，在此時合金成分允許凝固形成的可溶相(共晶)完全溶解的常規擴散退火均勻化后，可以在高于500。C但低于該合金的固相線溫度的溫度進行至少一次繼續熱處理。對于按照本發明一皮處理的AA2000系列鋁合金來說，優選溫度介于高于505。C至550°C,優選為505。C至540°C，最好為510。C至535°C，最佳為至少515°C。對于此系列，繼續熱處理中的保溫時間為約1小時至約50小時。更常見的保溫時間不超過約30小時，最好不超過約15小時。在太高溫度下保溫太長時間會導致不期望有的彌散體粗化，不利地影響到最終合金產品的機械性能。技術人員將馬上認識到，在獲得相同技術效果的情況下，至少可以采用以下備選的擴散退火均勻化做法(a)按照工業習慣做法的常規擴散退火均勻化，其中溫度隨后被進一步升高，以便實施按照本發明的附加步驟，之后是冷卻至熱加工溫度例如8470。C;(b)與可選方案(a)—樣，但在這里，在按照本發明的附加步驟之后，坯塊#皮卩令卻至例如室溫，隨后一皮重新加熱至熱力o工溫度；(c)與可選方案(a)—樣，但在這里，在按照常規工業做法的熱處理和按照本發明的繼續熱處理之間，坯塊正被冷卻至例如低于150。C或者被冷卻至室溫；(d)在此做法中，坯塊在各步驟(常規做法，按照本發明的熱處理，加熱至熱加工溫度)之間被冷卻至例如低于150。C或者被冷卻至室溫，此后被重新加熱到相關溫度。在坯塊在按照本發明的熱處理后先被冷卻至例如室溫并隨后被重新加熱以便熱加工的這些備選方案中，最好采用快速冷卻來防止或至少盡量抑制各第二相如Al2CuMg或Al2Cu的失控沉淀析出。在按照本發明的預熱和/或擴散退火均勻化作業之后，坯塊可以通過選自以下組中的至少一種方法被熱加工，該組包括軋制、擠壓和^酸造，最好采用常規工業做法。本發明優選熱軋。可以進行熱加工尤其是熱軋，以獲得最終厚度為例如3毫米以下或厚的產品。或者，可以進行熱加工步驟以提供中厚坯，一般是薄片或薄板。隨后，中厚坯可以被冷加工如冷軋至最終厚度，根據合金成分和冷加工量，可以在冷加工作業之前或之中采用中間退火。在按照本發明的方法的一個實施方案中，在用于該鋁合金產品的常規SHT作業和快速冷卻后，坯塊在高于常M^々一次固i^熱處理(一次SHT)的溫度下接受按照本發明的繼續熱處理，這可被稱為二次固溶熱處理(二次SHT),在這里，坯塊隨后被快速冷卻，以避免不期望有的各相析出。在一次SHT和二次SHT之間，坯塊可以按照常規做法被快速冷卻，或者坯塊的溫度可以從一次SHT上升至二次SHT,在保溫達充足的時間之后，坯塊隨后被快速冷卻。二次SHT是為了進一步提高合金產品的性能，其最好在與按照本說明書所述的本發明擴散退火均勻化的溫度范圍和時間范圍相同的溫度和時間范圍內完成，本說明書還給出了優選的更窄范圍。不過，短暫的保溫時間據信也可能是非常有用的，例如大約2分鐘至180分鐘的保溫時間范圍。繼續熱處理可以實際盡量多地溶解任何Mg2Si相，所述Mg2Si相可能在擴散退火均勻化后的冷卻過程中或在熱加工作業或任何其它的中間熱處理當中析出。固溶熱處理一^:在分批式爐中進行，但也可以按照連續的方式完成。重要的是，在固溶熱處理后，鋁合金被冷卻至175°C或更低溫度，優選至室溫，以防止或盡量抑制第二相如Al2CuMg或Al2Cu的失控沉淀析出。另一方面，冷卻速率最好不要太高，以允許產品足夠平坦和產品中的殘余應力水平低。適當的冷卻速率可以利用水來獲得，例如浸沒于水中或噴水。而在本發明的另一個實施方案中，利用常規的擴散退火均勻化和/或預熱來處理所規定的AA2000系列鋁合金產品，在這里，產品隨后利用如上所述的優選的SHT被處理，隨后在常規SHT之后是按照規定的溫度范圍和時間范圍的二次固溶熱處理，伴隨優選的更窄范圍。這將會導致同樣的產品性能優勢。可以實施常規的一次SHT,隨后是快速冷卻和重新加熱至二次SHT的保溫溫度，或者使溫度從一次SHT上升至二次SHT，在保溫達充足的時間后，坯塊被快速冷卻。坯塊可以被進一步冷加工，例如通過4姿照約為其原長度的0.5%-10%的程度拉伸，以消除坯塊中殘余應力并改善產品的平直度。拉伸率最好在約0.5%-6%、優選在約0.5%-50/0的范圍內。坯塊例如也可以被冷軋，壓下率例如為8%-13%。在冷卻后，坯塊被時效處理，通常在室溫下，和/或作為備選方式，坯塊可以被人工時效處理。人工時效處理可能對較厚的產品非常有用。根據合金系的不同，時效處理可以通過自然時效處理來進行，通常在室溫下，或者作為備選方式，通過人工時效處理。所有現有技術中已知的時效處理做法以及將來可能研發出的時效處理做法都可以被應用于按照本發明方法獲得的AA2000系列鋁合金產品，以產生所期望的強度和其它工程性能。典型的狀態例如^1夸是T4、T3、T351、T39、T6、T651、T8、T851和T89。隨后，將這些經過熱處理且在大多數情況下經過人工時效處理的板型材機加工至所期望的結構形狀，例如整體式翼梁。在通過擠壓和/或鍛造加工步驟制成的厚型材的制造過程中，固溶熱處理、淬火、備用的應力消除作業和人工時效處理也可以跟隨在后。按照本發明的熱處理的效果是，與也具有高Si含量但沒有按照本發明的做法被處理的相同的鋁合金相比，合金產品的損傷容限性能得到改善。尤其是以下性能中的至少一種被發現得到改善斷裂韌性，S-L取向的斷裂韌性，S-T取向的斷裂韌性，斷裂伸長率，ST取向的斷裂伸長率，耐疲勞性能尤其是耐FCGR、S-N疲勞或軸向疲勞，抗腐蝕性尤其是耐剝蝕性，或者SCC或IGC。事實已經表明機械性能達到高達15%的顯著^是高。此外，與具有普通的低Si含量且按照常規工業啦1法被處理的相同合金成分相比，利用按照本發明的且最好按照本發明被處理的鋁合金產品獲得了或至少沒有不利地影響相似的更高性能。這將允許制造具有與低硅合金相似或等同的性能的鋁合金產品，但更經濟劃算，這是因為Si含量低的原材料更昂貴。以下，對本發明的壓力加工產品性能令人吃驚地得以改善做出解釋，但要說明的是這只是表述一種看法，而不是目前已得到充分的試驗支持。現有技術提到Mg2Si構成相，其不溶于AA2000系列鋁合金，這些粒子是已知的疲勞萌生位點。尤其對航天航空應用來說，現有技術指出，Fe和Si的含量需要被控制在非常低的水平，以便給產品提供更高的損傷容限性能，例如抗疲勞裂紋擴展性(FCGR)和斷裂韌性。從不同的現有技術文獻中知道，Si含量被認為是雜質并且應保持盡量合理低的水平。例如，作為參考被納入本文的US2002/0121319A1討論了這些雜質在AA7000系列鋁合金眾對合金化添加物的影響，并說明了Si將與一些Mg結合，由此留下可用于固溶體的"有用Mg"含量，其建議對此可通過額外添加Mg來做出補救，由此補償與Mg2Si結合的Mg,參見US2002/0121319A1的0030段。但未曾建議，Mg2Si可以通過可控的熱處理作業被重新置于固溶體中。關于擴散退火均勻化，提到了擴散退火均勻化可以分多個可控步驟來完成，但最后說明，可溶成分和不可溶成分的優選的綜合總體積百分比應保持在低水平，優選低于1體積％,參見US2002/0121319A1的0102段。在多個例子中給出了熱處理的溫度和時間，但所提到的溫度和時間根本不足以試圖溶解Mg2Si構成粒子，即，擴散退火的溫度高達900。F(482。C)，固溶處理的溫度高達900。F(482。C)。此外，作為參考被納入本文的US6,444,058針對AA2x24系列鋁合金討論了以下內容，為了改善平面應變和平面應力斷裂韌性或抗疲勞裂紋擴展性，源于Fe和Si而得到的第二相粒子和源于Cu和/或Mg而得到的第二相粒子通過成分控制和熱處理被基本除去。為達到此效果，Si含量不應超過0.05%,熱處理溫度應該^皮控制在盡量高的溫度，但仍然安全地低于合金的最低初熔溫度，最低初熔溫度約為935。F(502。C)，參見例如第2欄第35行至第52行。但本發明已經發現，對各種不同的AA2000系列鋁合金來說，總體看ii待的構成相Mg2Si可通過精心控制的熱處理而溶解，如果它們無法全部溶解，則它們的形態可以被球化，從而耐疲勞性能和/或斷裂韌性得到改善。一旦處于固溶體中，大部分的Si和/或Mg將可^t用于隨后的時效處理，時效處理可以進一步提高機械性能和抗腐蝕性。通過4姿照本發明精確提高合金中的Si含量，大部分的Si可被用于隨后的時效處理，但在最終產品中沒有有害的粗大Mg2Si相。通過有意識添加Si而得到的改善也可能因使合金成分含更少的Mg和/或Cu而損失一定程度，但由此改善了合金產品的韌性。因此，總體被認為是有害的雜質元素Si現在被轉變成具有不同的有利技術效果的、有意識添加的合金元素。對AA2000系列鋁合金來說，Si含量的上限約為0.35%,優選約為0.25%,因為過高的Si含量可能導致過粗大的Mg2Si相的形成，這種Mg2Si相無法被完全固溶體吸收，由此不利地影響到所獲得的性能改善程度。Si含量的下限為大于0.10%。更優選的Si含量下限約為0.15%,最好約為0.17%。可按照本發明被有利處理的AA2000系列鋁合金壓力加工產品按照重量％含有Cu,約2%-5.5%;Mg,約0.5%-2%;Mn,最多1%;Zn,小于1.3%;Fe,小于0.25%,優選小于0.15%;Si,大于0.10%至0.35%,優選大于0.10%至0.25%,最好為約0.15%至0.25%;及可選擇地含有選自以下組中的至少一種元素，該組包括約0.02%-0.4%且優選為0.04%-0.25%的Zr、約0.01%-0.2%的Ti、約0.01%-0.5°/。的V、約0.01%-0.4%的Hf、約0.01%-0.25%的Cr、最多1%的Ag、和0.01%-0.5°/。的Sc,余量為Al、不可避免的元素和雜質。這樣的雜質通常分別少于0.05%而總量少于0.15%。與現有技術相比，根據本發明的合金在合金成分中具有高Si含量，其中Si含量大于0.10%,最高為0.35%。Si含量增大尤其具有改善合金鑄造性的優點。在按照本發明被處理的AA2000系列鋁合金的一個實施例中，Cu含量具有約為3.6%、最好約為3.8%的優選下限。優選的上限為大約4.5%,最好為4%。在按照本發明被處理的AA2000系列鋁合金的一個實施例中，Mg含量具有1.5。Z。的優選上限。在一個更優選的實施例中，Mg含量為U%-1.3°/0。在按照本發明的合金中的Mn含量優選介于0.1%-0.9%的范圍，最好介于0.2%-0.8%的范圍。在按照本發明被處理的AA2000系列鋁合金的一個實施例中，Zn作為雜質元素存在，其含量最高為約0.3%且最好最高為約0.20°/。時是可允許的。在按照本發明被處理的AA2000系列鋁合金的另一個實施例中，有目的地添加Zn，以提高合金產品的損傷容限性能。在此實施例中，Zn—般按照約0.3%-1.3%、最好是0.45%-1.1°/。的范圍存在。如果添加了Ag的話，Ag的添加量則不應超過1.0%,優選的下限為0.05%,最好約為0.1%。Ag添加量的優選范圍為約0.20%-0.8%。更適當的Ag添加量范圍是約0.20%-0.60%,最好為約0.25%-0.50°/。，最佳為約0.3%-0.48%。在未有意識添加Ag的實施例中，最好將Ag保持在優選小于0.02%且最好小于0.01%的水平。可以添加Zr作為彌散體形成元素，優選按照0.02%-0.4%、最好按照0.04%-0.25%的范圍添加Zr。在本發明的另一個優選實施例中，合金沒有作為彌散體形成元素地含有精細添加的Cr和Zr。實際上，這將會意p未著Cr和Zr都處于小于0.05%的常規雜質水平，優選小于0.03%，合金最好實質上不含或者基本上不含Cr和Zr。"基本上不含"和"實質上不含，，是指沒有在化合物中有意識添加該合金元素，但由于雜質和/或因接觸制造設備而浸析，^:量的所述元素總之會進入到最終的合金產品中。尤其對厚產品(如厚于3毫米)而言，Cr與一些Mg結合形成Al12Mg2Cr粒子，其不利影響到合金壓力加工產品的淬火敏感性，并且可能在晶界形成粗大粒子，由此不利影響損傷容限性能。作為彌散體形成元素，已經發現Zr在AA2x24類鋁合金中不像Mn那樣有效。用于合金的Fe含量應該小于0.25%。如果按照本發明被處理的合金產品被用于航天航空應用場合，則優選該范圍的下端，例如小于約0.10%,最好小于約0.08%,以便尤其使韌性保持在足夠高的水平。如果合金產品被用于工裝板應用場合，則可以容許更高的Fe含量。不過，據信對于航天航空應用場合來說，可以釆用中等Fe含量，例如約0.09%-0.13%,甚至約0.10%-0.15%。盡管技術人員會相信這對產品韌性有不利影響，但當采用本發明的方法時，該性能的一些損失(而不是全部)被挽救回來。結果將獲得這樣的合金產品，盡管具有中等Fe含量水平，但在按照本發明被處理時，該合金產品的性能等同于其除了含有4交少如0.05%-0.07%的Fe外都相同的但按照常規做法被處理的合金產品的性能。于是，在Fe含量水平較高的情況下獲得相似的性能，而高鐵含量具有顯著的成本優勢，這是因為具有很低的鐵含量的原材料是昂貴的。在本發明的另一個優選實施例中，可以按照本發明％的AA2000系列鋁合金按照重量％含有Cu,3.6%-4.4%,最好3.8%-4.4%;Mg,1.2%-1.8%;Mn,0.3%-0.8%;Cr，最多0.10%,優選最多0.05%;Zr，最多0.05%，優選最多0.03%;Zn,最多0.25%;Fe,最多0.12%，優選最多0.08%;Si,大于0.10%至0.35%,優選大于0.10%至0.25%;Ti,最多0.15%，優選最多0.10%;余量為Al和不可避免的元素和雜質。這樣的雜質通常分別小于0.05%,總量小于0.15%。該合金成分包含AA2324合金(1978年記錄在案)。在本發明的另一個優選實施例中，可以按照本發明被有利處理的AA2000系列鋁合金具有由AA2524合金(1995年記錄在案)構成的成分，但條件是Si介于大于0.10%至0,35%,或者在上述的本發明更窄范圍內。AA2524合金的成分范圍4姿重量百分比為Cu,4.0%-4.5%;Mn,0.45%-0.7%;Mg,1.2%-1.6%;Cr,最多0.05%;Zn,最多0.15%;Ti，最多0.1%;Si，最多0.06%;Fe,最多0.12%;以及分別小于0.05%且總量小于0.15%的不可避免的元素和雜質，以及余量為Al。按照本發明制造的AA2000系列鋁合金產品可以具有包覆層。這樣的包覆產品釆用了由本發明鋁系合金構成的芯層和通常較高純度的包覆層，包覆層尤其防止芯層生銹。包覆層包括但不限于實質上未合金化的鋁或含有不超過0.1%或1%的所有其它元素的鋁。在此標為AAlxxx系列的鋁合金包括所有鋁業協會(AA)合金，包括1000系、1100系、1200系和1300系的子類。于是，芯層上的包覆層可以從各種不同的鋁業協會合金例如1060、1045、1050、1100、1200、1230、1135、1235、1435、1145、1345、1250、1350、1170、1175、1180、1185、1285、1188或1199中選擇。此外，AA7000系列鋁合金中的合金例如含有0.8%-1.3%的Zn或含有約0.35%-0.7%的Zn的7072能作為包覆層，AA6000系列鋁合金中的合金例如一般含有大于1%的合金添加劑的6003或6253可以作為包覆層。其它合金也可以作為包覆層，只要它們尤其給芯層合金提供充分的整體抗腐蝕保護。至少一個包覆層通常比芯薄，每一包覆層構成復合體總厚度的約1%-15%或20%或者可能約25%。一個包覆層大多構成復合體總厚度的約1%國120/0。按照本發明被處理的AA2000系列鋁合金產品尤其可以在最多0.5英寸(12.5mm)的厚度范圍內使用，性能對于機身板而言將是出色的。在0.7-3英寸(17.7-76mm)的薄板厚度范圍的情況下，性能對翼板例如下翼板而言是出色的。薄板厚度范圍也可以被用于縱梁或被用于形成將用在航天器機翼結構中的整體翼面板和縱梁。如果被制成大于2.5英寸(63mm)至11英寸(280mm)的較厚規格，則對由板機械加工制成的、或用于形成用在航天器機翼結構中的整體梁的、或成用在航天器機翼結構中的肋條的形式的整體零件而言，已經獲得了出色的性能。較厚的產品也可以被用作工裝板如用于制造成型塑料產品的模具，例如經過模鑄或壓鑄。也可以按照要用在航天器結構中的分步擠壓或擠制的梁的形式提供按照本發明被處理的合金產品，或按照用在航天器機翼結構中的鍛造梁的形式提供上述合金產品。以下，將通過后面的非限定例子來解釋本發明。例子按照中試規模，DC鑄造出鑄錠，其直徑為250毫米，長度超過850毫米。合金成分列于表1中，在此注意到，合金3的Fe含量略微高于目前定制用于航天航空級軋制產品的Fe含量。合金3將是AA2324系列鋁合金的典型例子，除了Si和Fe的含量較高外。合金成分也將落在已知的AA2524范圍內，除了Si含量較高外。由鑄錠加工出兩個軋制坯，它們的尺寸為150x150x300毫米。當按此路線走時，獲得了兩個具有相同的化學成分和化學性質的坯塊，由此更容易公正評價隨后階段中的熱處理對性能的影響。利用相同的在490。C的25小時周期，坯塊被完全擴散退火均勻化，此時采用工業的加熱速率和冷卻速率。根據坯塊情況，采取根據本發明的、繼續擴散退火均勻化，此時爐溫被升高，隨后施加在515。C的5小時二次熱處理或擴散退火均勻化。在擴散退火均勻化之后，坯塊被冷卻至室溫。隨后，所有坯塊在460。C在一批當中被預熱5小時，并且從150毫米凈皮熱軋至40毫米。入口側溫度(表面測量)介于450°C-460°C,離開軋機溫度在390。C-400。C范圍內變化。在熱軋后，軋板接受一步或兩步固溶熱處理，隨后是冷水淬火。利用更常見的495。C下的4小時SHT作業來處理另一比較例(例1A3)。所有纟反材一皮自然時效處理5天至T4狀態。板材在時效處理之前未凈皮#>伸。所有熱處理一皮歸納于表2中。按照ASTM-B557標準的、關于按照不同熱處理方法生產的兩個40毫米厚板材樣品的平均機械性能被列于表3中，其中TYS代表拉伸屈服強度，單位MPa,UTS表示極限抗拉強度，單位MPa,Kq表示定性的斷裂韌性,單位MPa.々m。斷裂韌性按照ASTMB645被測定。所有試驗在1/2T進行。表l合金成分，按重量％,余量為鋁和常規雜質合金<table>tableseeoriginaldocumentpage16</column></row><table>表2樣品號-v-不同的熱處理途徑<table>tableseeoriginaldocumentpage16</column></row><table>從表3的關于機械性能的結果中可以看到按照標準處理工藝制造的板(樣品1A3)—般具有最低的性能組合。當采用更高的處理溫度時，其它樣品顯示出更好的性能，尤其是韌性按照平均10%的程度得到改善。尤其是韌性的進一步改善可以通過將Fe含量減少至小于0.05%的標準航天航空水平來實現。盡管Si含量水平高且Fe含量水平相對高，所獲得性能的目前組合，尤其是樣品1A2和1B2滿足了針對2024/2xxxT351板的空客少見范AIMS03-02-020,第3版，2002年2月(作為參考納入本文)，即便按照本發明被處理的板具有相對高的Fe含量水平并且處于T4狀態。盡管現在已經充分描述了本發明，但對本領域技術人員來說，顯然可以在不超出本文所述的發明精神或發明范圍的情況下做出許多的改變和修改。權利要求1.一種制造AA2000系列鋁合金壓力加工產品的方法，所述方法包括以下步驟a.鑄造AA2000系列鋁合金錠塊，其化學成分按照重量百分比含有2％-5.5％的Cu，0.5％-2％的Mg，最多1％的Mn，小于1.3％的Zn，小于0.25％的Fe，和大于0.10％至0.35％的Si，余量為Al、不可避免的元素和雜質；b.將鑄錠預熱和/或擴散退火均勻化；c.通過選自軋制、擠壓和鍛造中的至少一種方法熱加工坯塊；d.可選擇地冷加工經過熱加工的坯塊；e.對經過熱加工和可選擇地經過冷加工的坯塊進行固溶熱處理(SHT)；f.冷卻SHT坯塊；g.可選擇地拉伸或壓縮被冷卻的SHT坯塊或以其它方式冷加工被冷卻的SHT坯塊，以便消除應力，例如矯直或拉拔或冷軋被冷卻的SHT坯塊；h.對經過冷卻和可選擇地經過拉伸或壓縮或其它方式的冷加工的SHT坯塊進行時效處理，以便獲得期望的狀態；其中，在高于550℃但低于所述鋁合金的固相線溫度的范圍內進行至少一次熱處理，所述熱處理按照以下方式進行i)在擴散退火均勻化之后但在熱加工之前；或者ii)在固溶熱處理之后；或者iii)既在擴散退火均勻化之后但在熱加工之前，又在固溶熱處理之后。2.根據權利要求1所述的方法，其特征在于，所述AA2000系列鋁合金還可選擇地按照重量百分比含有以下當中的至少一種元素0.02%-0.4%的Zr,0.01%-0.2%的Ti，0.01%-0.5%的V，0.01%-0.4%的Hf,0.01%-0.25%的Cr,最多1%的Ag,和0.01%-0.5%的Sc。3.根據權利要求1或2所述的方法，其特征在于，所述AA2000系列鋁合金的Si含量為大于O.腦至0.25%，優選為0.15%-0.25%。4.根據權利要求1至3中任一項所述的方法，其特征在于，所述AA2000系列鋁合金的Fe含量為小于0.15%,優選小于0.10%。5.根據權利要求1所述的方法，其特征在于，所述AA2000系列鋁合金的Cr含量小于0.05%，優選小f0.03%。6.根據權利要求1所述的方法，其特征在于，所述AA2000系列鋁合金的Zr含量小于0.05%，優選小于0.03%。7.根據權利要求1至6中任一項所述的方法，其特征在于，所述AA2000系列鋁合金的Cu含量至少為3.6%,優選至少為3.8%。8.根據權利要求1至7中任一項所述的方法，其特征在于，所述AA2000系列鋁合金的Cu含量不超過4.5。/。，優選不超過4%。9.根據權利要求1至8中任一項所述的方法，其特征在于，所述AA2000系列鋁合金的Mg含量不超過1.5%。10.根據權利要求1至9中任一項所述的方法，其特征在于，所述AA2000系列鋁合金的Zn含量最多為0.3%,優選最多為0.20%。11.根據權利要求1至10中任一項所述的方法，其特征在于，所述AA2000系列鋁合金的Mn含量為0.1%-0.9%,優選為0.2%-0.8%。12.根據權利要求1至11中任一項所述的方法，其特征在于，所述至少一次熱處理在高于505。C至550。C的溫度范圍進行，優選在510。C至535。C的溫度范圍進行。13.根據權利要求1至12中任一項所述的方法，其特征在于，所述熱加工以熱軋方式進^亍。14.根據權利要求1至12中任一項所述的方法，其特征在于，所述熱加工以寺齊壓方式進^亍。15.根據權利要求1至14中任一項所述的方法，其特征在于，所述熱處理只在擴散退火均勻化步驟b之后但在熱加工之前進行。16.根據權利要求1至14中任一項所述的方法，其特征在于，所述熱處理只在固溶熱處理步驟e之后進行。17.根據權利要求1至14中任一項所述的方法，其特征在于，所述熱處理既在擴散退火均勻化步驟b之后但在熱加工之前進行，又在固溶熱處理步驟e之后進行。18.根據權利要求1至17中任一項所述的方法，其特征在于，所述AA2000系列鋁合金產品是厚度至少為3毫米的產品。19.根據;K利要求1至17中任一項所述的方法，其特征在于，所述AA2000系列鋁合金產品是厚度至少為30毫米的產品。20.根據權利要求19所述的方法，其特征在于，所述AA2000系列鋁合金產品是厚度為30-300毫米的產品。21.根據權利要求1至20中任一項所述的方法，其特征在于，所述AA2000系列鋁合金產品的成分在AA2324范圍內，但Si含量須在大于.0.10%至0.35%的范圍內，優選在大于0.10%至0.25%的范圍內。22.根據權利要求1至20中任一項所述的方法，其特征在于，所述AA2000系列鋁合金產品的成分在AA2524范圍內，但Si含量須在大于0.10%至0.35%的范圍內，優選在大于0.10%至0.25%的范圍內，從而所述合金成分按照重量百分比含有4.0%-4.5°/。的Cu,0.45%-0.7。/。的Mn，1.2%國1.6%的Mg,最多0.05%的Cr,最多0.15%的Zn,最多0.1%的Ti,大于O.腦至0.35%的Si，最多0.12%的Fe,以及均小于0.05%而總量小于0.15%的不可避免的元素和雜質，余量為A1。23.根據權利要求1至22中任一項所述的方法，其特征在于，所述AA2000系列鋁合金產品是選自以下組的產品，所述組包括機身板、機身框架件、下翼板、機加工零件用厚板、縱梁用薄板、梁件和肋條件。24.根據權利要求1至22中任一項所述的方法，其特征在于，所述AA2000系列鋁合金產品為模板或工裝板的形式。全文摘要本發明涉及AA2000系列鋁合金，含有2％-5.5％的Cu、0.5％-2％的Mg、最多1％的Mn、小于0.25％的Fe、和大于0.10至0.35％的Si，還涉及制造這些鋁合金產品的方法。確切地說，本發明涉及相對厚的即約30-300毫米厚的鋁壓力加工產品。盡管一般按照軋板材的形式來實施本發明，但本發明也可以被用于制造擠壓或鍛造的產品形狀。由該合金產品制成的、有代表性的構件包括整體梁等，它們由包括軋板在內的厚的壓力加工型材機械加工而成。文檔編號C22F1/057GK101484604SQ200780025435公開日2009年7月15日申請日期2007年7月5日優先權日2006年7月7日發明者A·諾曼,H·范斯庫內維爾特,S·霍斯拉申請人:阿勒里斯鋁業科布倫茨有限公司