用于航空应用的具有提高损伤容限性能的2000系列铝合金

摘要

本发明提供了具有提高损伤容限的2000系列铝合金，该合金的基本组成为：约3.0－4.0wt％铜；约0.4－1.1wt％镁；至多约0.8wt％银；至多约1.0wt％Zn；至多约0.25wt％Zr；至多约0.9wt％Mn；至多约0.5wt％Fe；和至多约0.5wt％Si；余量基本上是铝，附带的杂质和元素，所述铜和镁的存在比例是约3.6－5份铜比约1份镁。该合金适用于形变或铸造产品包括航空应用中使用的产品特别是片材或板材结构构件、挤压件和铸件，并且本发明提供了强度和损伤容限的改良组合。

说明书

发明领域

本申请是美国申请第10/893,003号的部分继续，这里通过引用将该申请的全部内容并入本文。

本发明涉及适于航空和其它要求用途的具有提高损伤容限的Al-Cu-Mg-Ag合金。该合金具有非常低的铁和硅含量，和低的铜与镁的比值。

背景信息

在商用喷气式飞机应用中，下机翼和机身应用的关键结构要求是通过疲劳裂纹扩展(FCG)和断裂韧性测量的高水平的损伤容限。目前阶段的材料选自Al-Cu 2XXX系列，典型为2X24型。这些合金通常以T3X状态使用，并且固有地具有适中的强度和高的断裂韧性和好的抗FCG性。典型地，当2X24合金人工时效到强度增加的T8状态时，韧性和/或FCG性能劣化。

损伤容限是断裂韧性和抗FCG性的结合。当强度增加时，断裂韧性同时下降，而维持高韧性的同时具有增加的强度是任何新合金产品所希望的属性。通常使用两种常见载荷配制(configuration)测量FCG性能：1)等幅(CA)和2)在谱载荷和可变载荷下。后者能更好地代表使用中所预期的载荷。J.Schijve在“The significance offlight-simulation fatigue tests”(Delft University Report(LR-466)，1985年6月)中描述了关于飞行模拟载荷FCG测试的细节。使用由R比例即最小/最大应力定义的应力范围进行等幅FCC测试。测量裂纹扩展速率作为应力强度范围(ΔK)的函数。在谱载荷下，再次测量裂纹扩展，但这次是在“飞行”次数上进行记录。载荷模拟每次飞行的典型起飞、飞行中、和着陆载荷，并且重复进行以代表飞机结构部件指定部件可见到的典型的使用期内载荷。谱FCG测试是更具有代表性的合金性能的量度，因为它们模拟实际的飞行工作。存在许多普通的谱载荷配制，并且还存在取决于飞机设计原理以及飞机尺寸的飞机特定谱。相比制造较少但飞行更久的大、宽体飞机期望较小的、单过道飞机具有更高的起飞/着陆循环次数。

在谱载荷下，屈服强度的增加通常将减少塑性诱发的裂纹闭合(会延缓裂纹扩展)的数量，并且将典型导致较短的寿命。一个实例是最近开发的高损伤容限合金(这里命名为2X24HDT)的性能，该合金在较低的屈服强度T351状态下相比较高强度的T39状态显示出优异的谱寿命性能。飞机设计者理想上愿意使用具有较高静态性能(拉伸强度)同时具有与2X24-T3状态产品相同或更高水平损伤容限的合金。

美国专利5,652,063公开了具有Al-Cu-Mg-Ag的铝合金组成，其中Cu-Mg比例在约5-9的范围内，具有分别最高约0.1wt％硅的和铁含量。’063专利的组成提供了足够的强度，但具有一般的断裂韧性和抗疲劳裂纹扩展性。

美国专利5,376,192也公开了Al-Cu-Mg-Ag铝合金，Cu-Mg比例在约2.3-25之间，和高很多的Fe和Si含量，分别在至多约0.3和0.25数量级。

仍然需要具有足够强度同时结合提高的损伤容限(包括断裂韧性)和提高的(特别是在谱载荷下的)抗裂纹扩展性的合金组成。

发明概述

本发明通过提供新的合金解决了上述的需要，新的合金在与现有技术组成和注册的合金例如用于片材(机身)的2524-T3和用于板材(下机翼)的2024-T351/2X24HDT-T351/2324-T39比较时，显示出优异的强度并且具有相同或更好的韧性和提高的(特别是谱载荷下)抗FCG性。这里使用的术语“提高的损伤容限”是指这些提高的性能。

因此，本发明提供了具有提高损伤容限的铝基合金，该合金基本上由以下成分组成：约3.0-4.0wt％铜；约0.4-1.1wt％镁；至多约0.8wt％银；至多约1.0wt％Zn；至多约0.25wt％Zr；至多约0.9wt％Mn；至多约0.5wt％Fe；和至多约0.5wt％Si；余量基本上是铝，附带的杂质和元素，所述铜和镁的存在比例是约3.6-5份铜比约1份镁。优选地，该铝基合金基本上不含钒。Cu∶Mg比例维持在约3.6-5份铜比1份镁，更优选4.0-4.5份铜比1份镁。虽然不希望受任何理论的限制，但认为该比例赋予由本发明合金组成制成的产品期望的性能。

在另外的方面，本发明提供了由铝基合金制得的形变或铸造产品，该合金基本上由以下成分组成：约3.0-4.0wt％铜；约0.4-1.1wt％镁；至多约0.8wt％银；至多约1.0wt％Zn；至多约0.25wt％Zr；至多约0.9wt％Mn；至多约0.5wt％Fe；和至多约0.5wt％Si；余量基本上是铝、附带的杂质和元素，所述铜和镁的存在比例约3.6-5份铜比约1份镁。优选地，Cu和Mg的存在比例是约4-4.5份铜比约1份镁。此外优选地，由该铝基合金制得的形变或铸造产品基本上不含钒。

在另外的方面，本申请提供具有强度、韧性和抗腐蚀性的有价值组合的片材、板材、挤压或锻造的航空铝合金产品，该合金的基本组成为：约3.0-约4.0wt％铜；约0.4-约1.1wt％镁；0.20-0.40wt％锰，至多约0.5wt％Fe；至多约0.5wt％Si，至多0.8wt％银；至多0.40wt％Zn；至多0.1wt％晶粒细化剂，余量为铝和附带的杂质和元素。在该方面，Ag和Zn的总重量百分比至少为0.3wt％，所述铜和镁的存在比例为约3.6-5份铜比约1份镁。该合金产品特别适用于包括面板和纵梁(stringer)的机翼应用和例如蒙皮、纵梁和机身框架的机身应用中。该产品也可用于例如翼肋和翼梁的厚结构中。

在另外的方面，本发明的合金产品具有至少一种有价值并且意料不到的机械性能，包括：比进行相似测试的AA2524HDT-T3或T8至少高60％的T-L方向韧性(UPE)(通过使用ASTM B871的Kahn撕裂测试进行测量)；就平均疲劳寿命(循环数)而言比2X24HDT多约60％的平均高载荷转移接头疲劳寿命；和通过ASTM G110测试的从晶间(inter-granular)(在2X24HDT中)向点蚀(pitting)转变的腐蚀类型模式。在本发明的另外方面，该合金产品具有一种或多种机械性能或机械性能结合，包括：通过使用ASTM B871的Kahn断裂测试测量的比进行相似测试的AA2524高至少约40％的韧性并具有大致相同的UTS和TYS；通过使用ASTM B871的Kahn撕裂测试测量的比进行相似测试的AA2524高至少20％的韧性并且相对于AA2524UTS和TYS具有至少约10％的提高；就平均疲劳寿命(循环数)比2X24HDT多至少约60％的平均高载荷转移接头疲劳寿命；和通过ASTM G110测量的从晶间腐蚀向点蚀转变的腐蚀性能类型的变化。

因此本发明的一个目标是提供具有强度、断裂韧性和抗疲劳性的改良组合的铝合金组成。

本发明的又一目标是提供具有强度、断裂韧性和抗疲劳性的改良组合的形变或铸造的铝合金产品。

本发明的一个目标是提供具有强度、断裂韧性和抗疲劳性的改良组合的铝合金组成，该合金具有低的Cu∶Mg比例。

通过下面的附图、详细说明和附加的权利要求，本发明的这些和其它目的将变得更为显而易见。

附图简述

通过下面附的图进一步说明本发明，其中：

图1是显示2524-T3和样品A-T8片材的等幅FCG数据的曲线图。在T-L方向进行测试，其中R比例等于0.1。

图2是显示2524-T3和样品A-T8片材的等幅FCG数据的曲线图。在L-T方向进行测试，其中R比例等于0.1。

图3是显示2X24HDT-T39、2X24HDT-T89和样品A板材的等幅FCG数据的曲线图。在L-T方向进行测试，其中R比例等于0.1。

图4是显示样品A和样品B的板材和2X24HDT的作为屈服应力(通过合金/状态)函数的谱寿命的比较数据的曲线图。

图5是显示样品A和样品B的板材和2X24HDT的作为屈服应力(通过合金/状态)函数的断裂韧性的比较的曲线图。

图6是显示锌和银含量对L方向拉伸性能(拉伸屈服强度，极限拉伸强度和伸长率)影响的图解。

图7是显示银和锌含量对单位扩展能影响的图解。

图8是显示银和锌含量对通过ASTM G110测试的腐蚀侵蚀(attack)深度/侵蚀方式影响的图解。

图9是描绘作为银和锌含量函数的拉伸屈服强度(TYS)的曲线图。

图10是描绘作为银和锌含量函数的极限拉伸强度(UTS)的曲线图。

图11是描绘作为银和锌含量函数的韧性(UPE)的曲线图。

图12是描绘银对强度-韧性关系影响的图解。

图13是描绘作为银和锌含量函数的腐蚀侵蚀类型的图解。

图14是描绘冷加工(伸展)和时效对本发明合金拉伸性能影响的图解。

优选实施方案的详细描述

定义：对于下面的合金组成的描述，如果不另外指出则所有提到的百分比是重量百分比(wt％)。当提及最小值(例如对于强度或韧性)或最大值(例如对于疲劳裂纹扩展速率)，这些是指能记录材料规格的水平或能确保材料具有的水平或设计中飞机构架制造者(考虑安全因素)能依据的水平。在一些情况下，其可以具有例如99％产品相符的统计基础，或使用标准统计方法期望符合95％的置信度。

当提及任何数值范围时，应理解为这种范围包括所述范围的最小和最大值之间的每一数字和/或部分。例如，约3.0-4.0wt％铜的范围应明确包括所有中间值，如约3.1、3.12、3.2、3.24、3.5、一直向上并且包括3.61、3.62、3.63和4wt％Cu。这同样适用于下面提出的所有其它元素范围，例如介于约3.6-5之间的Cu∶Mg的比。

本发明提供了具有提高损伤容限的铝基合金，该合金的基本组成为：约3.0-4.0wt％铜；约0.4-1.1wt％镁；至多约0.8wt％银；至多约1.0wt％Zn；至多约0.25wt％Zr；至多约0.9wt％Mn；至多约0.5wt％Fe；和至多约0.5wt％Si；余量基本上是铝、附带的杂质和元素，所述铜和镁的存在比例是约3.6-5份铜比约1份镁。优选地，Cu和Mg的存在比例是约4-4.5份铜比约1份镁。

如这里使用的，术语“基本上不含”意味着不存在有意加入组成中以便向该合金引入某些性能的明显量的组分，其应理解为痕量的附带元素和/或杂质有时可能存在于期望的最终产品中。例如，由于附带添加剂或通过与某些处理和/或固定设备接触导致的污染，基本上不含钒的合金应含有少于约0.1％、或更优选少于约0.05％的V。本发明的许多优选实施方案基本上不含钒，尽管其它不需要如此限制。

本发明的铝基合金可选还包括晶粒细化剂。该晶粒细化剂可以是钛、钛化合物或陶瓷化合物，当存在时，该晶粒细化剂的典型存在量是至多约0.1wt％、更优选约0.01-0.05wt％。当在这里使用时，对于钛，钛晶粒细化剂的所有重量百分比是指钛的量或在钛化合物情形中包含钛的量，这正如本领域技术人员所理解的。在DC铸造操作中使用钛以调整和控制铸造状态的晶粒尺寸和形状，并且可以将钛直接添加到炉中或作为晶粒细化剂棒添加。在晶粒细化剂棒的情形中，可以使用钛化合物，包括但不限于TiB₂或TiC，或本领域中已知的其它钛化合物。应限制添加量，因为过量钛的添加可能导致要避免的不溶第二相颗粒。

上述合金组成的各种组成元素的更为优选的量包括如下：约0.6-1.1wt％镁；以约0.2-0.7wt％的量存在的银和以至多约0.6wt％的量存在的锌。作为替代方案，锌能部分替换银，且锌和银的总含量至多约0.8-0.9wt％。

可以在合金中添加分散体或再结晶抑制剂以便在热加工操作例如热轧、挤压或锻造中控制晶粒结构的演变。一种分散体的添加可以是锆，其形成抑制再结晶的Al₃Zr颗粒。也可以添加锰，以替代锆或在锆之外添加以提供允许最终产品中具有改良晶粒结构控制的两种分散体形成元素的组合。已知锰可增加对断裂韧性具有有害影响的最终产品中的第二相含量；因此应控制添加水平以优化合金性能。

优选地，锆的存在量是至多约0.18wt％；更优选锰的存在量至多约0.6wt％、最为优选约0.3-0.6wt％。此外优选地，锰地存在量是约0.20-0.40wt％。最终产品的形状将影响选定分散体添加的优选范围。

也可使用其它分散体或再结晶抑制剂，包括Cr、Sc、Hf和Er以替换锆或锰。例如本发明的铝基合金可进一步包括能作为分散体或晶粒细化剂元素添加的以控制晶粒尺寸和晶粒结构的钪，当含有时，钪的添加量是至多约0.25wt％，更优选至多约0.18wt％。

可以在铸造操作中添加的其它元素包括但不限于铍和钙。使用这些元素控制或限制熔融铝的氧化。将这些元素视为痕量元素，添加量典型少于约0.01wt％，更优选少于约100ppm。

本发明合金的优选范围具有典型视为杂质并维持在规定范围内的其它元素。这些杂质元素最为常见的是铁和硅，当要求高水平的损伤容限时(如在航空产品中)，Fe和Si的含量优选保持相对低以限制对断裂韧性和抗疲劳裂纹扩展性有害的组成相Al₇Cu₂Fe和Mg₂Si的形成。这些相在Al合金中具有低的固溶度，并且一旦形成，不能通过热处理消除。将Fe和Si的添加量分别维持在少于约0.5wt％。优选将它们保持在少于约0.25wt％的总最大含量以下，对于航空产品更优选总最大含量少于约0.2wt％。其它附带的元素/杂质可以包括例如钠、铬或镍。

在另外方面，本发明提供了由铝基合金制得的形变或铸造产品，该合金的基本组成为：约3.0-4.0wt％铜；约0.4-1.1wt％镁；至多约0.8wt％银；至多约1.0wt％Zn；至多约0.25wt％Zr；至多约0.9wt％Mn；至多约0.5wt％Fe；和至多约0.5wt％Si；余量基本上是铝，附带的杂质和元素，所述铜和镁的存在比例是约3.6-5份铜比约1份镁。优选地，铜和镁的存在比例是约4-4.5份铜比约1份镁。此外优选地，由该铝基合金制得的形变或铸造产品基本上不含钒。另外的优选实施方案是上面对于合金组成所述的实施方案。

如这里使用的，术语“形变产品”是指本领域中所理解的任何形变产品，包括但不限于轧制产品例如锻件、挤压件(包括棒和杆)等。优选类别的形变产品是航空形变产品，例如用于飞机机身或机翼制造的片材或板材，或适用于航空应用的其它形变的形状，因为该术语是本领域技术人员所能理解的。优选地，航空形变产品包括机身应用或用于机翼应用和厚构件应用，机身应用包括蒙皮、面板和纵梁，机翼应用包括下机翼蒙皮、纵梁和面板，厚构件应用是例如翼梁和翼肋。作为替代方案，本发明的合金能够以任何上述形变的形状用于其它产品中，例如用于包括汽车和其它运输应用、娱乐/运动的其它工业的产品，以及其它用途。此外，本发明的合金也可用作铸造合金，正如该术语在产生形状的领域中所被理解的。

在另外方面，本发明提供由上述合金组成制得的基体或金属基体复合产品。

根据本发明，将优选的合金制成适于热加工或轧制的铸锭派生产品。例如，可以半连续铸造上述组成的大铸锭，然后按照需要或要求去皮或机械加工以除去表面瑕疵以便提供良好的轧制表面。然后对该铸锭进行预热以使其内部结构均匀化和固溶化。适合的预热处理是加热铸锭到约900-980°F。优选以约12-24小时数量级的累积持续时间进行均匀化。

然后热轧铸锭以获得所需的产品尺寸。应在当铸锭处于显著高于约850°F、例如约900-950°F的温度时开始进行热轧。对于一些产品，优选进行这样的热轧而没有再次加热，即利用轧机的功率维持轧制温度高于所需的最低温度。然后继续进行热轧，通常在可逆式热轧机中，直到获得最终板材产品的所需厚度。

根据本发明，对于下机翼蒙皮应用的热轧板的期望厚度通常是约0.35-2.2英寸，且优选为约0.9-2英寸。铝业协会准则定义片材产品厚度小于0.25英寸，将大于0.25英寸的产品定义为板材。

除本发明用于下机翼蒙皮和翼梁腹板的优选实施方案外，该合金的其它应用可包括翼梁挤压件。当制造挤压件时，首先将本发明的合金加热到约650-800°F，优选约675-775°F，并包括至少约10∶1的横截面缩小(或挤压比)。

本发明的热轧板材或其它形变产品形式优选在约900-980°F之间的一个或多个温度下进行固溶热处理(SHT)以使大部分、优选所有或基本上所有的可溶镁和铜形成溶体，此外应理解的是，对于不一定理想的物理过程，这些主要的合金化组分的最后痕量在SHT(或固溶)步骤期间很可能不完全溶解。在加热到上述高温后，本发明的板材产品应快速冷却或淬火以完成固溶热处理。典型通过在适合尺寸的水槽中浸渍或通过使用喷水完成这种冷却，然而可使用空气激冷作为辅助的或替代的冷却方式。

在淬火后，可以对该产品进行冷加工和/或进行伸展以发展足够的强度，减少内应力和矫直产品。冷变形(例如冷轧、冷压)水平可以至多约11％，优选约8-10％。该冷加工产品的随后伸展将至多为约2％的最大值。在不进行冷轧时，可以将产品伸展至最高约8％的最大值，优选1-3％范围的伸展水平。

在快速淬火和(如果需要的)冷加工后，通过加热到适合的温度，对产品进行人工时效以提高强度和其它性能。在一个优选的热时效处理中，对可析出硬化的板材合金产品进行一个时效步骤、阶段和处理。通常已知的是升温到指定或目标处理温度和/或从指定或目标处理温度降温本身能产生析出(时效)效应，这能够并通常需要考虑在整个时效处理中结合这种升温条件和它们析出硬化效应。Ponchel在美国专利3,645,804中更为详细的描述了这种结合。通过升温和其相应的结合，为方便起见可在单一、可程控炉中实现根据时效操作对产品进行处理的两个和三个阶段；然而，每个阶段(步骤和时期)将作为不同的操作进行更为详细的描述。人工时效处理能使用单一的主要时效阶段例如至多375°F优选290-330°F范围的时效处理。时效时间可以是至多48小时优选约16-36小时，取决于人工时效温度。

铝业协会已经发展了状态命名(designation)体系，并通常用于描述产生不同状态所使用的基本步骤序列。在该体系中将T3状态描述为固溶热处理、冷加工和自然时效到基本上稳定的状态，其中认为所使用的冷加工可影响机械性能极限。T6命名包括进行固溶热处理和人工时效的产品，几乎不或不进行冷加工，使得认为冷加工不影响机械性能极限，T8状态表示进行固溶热处理、冷加工和人工时效的产品，其中认为冷加工影响机械性能极限。

优选地，产品是T6或T8类型的状态，包括T6或T8系列的任一个。其它适合的状态包括但不限于T3、T39、T351和T3X系列中的其它状态。还可以将产品提供在T3X状态并由飞机制造者进行变形或成型处理以产生结构部件。在这种操作之后，可使用处于T3X状态或时效到T8X状态的产品。

时效成型能提供较低的制造成本同时允许形成更为复杂的机翼形状。在时效成型过程中，将零件约束在模具中在通常约250°F-约400°F的升高温度下持续几小时到几十小时，通过应力松弛获得所需的轮廓(contour)。如果使用较高温度的人工时效，例如高于280°F的处理，在人工时效处理过程中可以将金属能成型或变形为所需的形状。通常，大多数预期的变形相对简单，例如跨板构件宽度和/或长度的非常轻微的弯曲。

通常，加热板材到约300-400°F，例如约310°F，并将其放置在凸起形状上，通过在板材相对边上夹紧或施加载荷进行加载。当除去作用力或载荷时，板材或多或少地在相对短的时间内呈现出该形状的轮廓并且在冷却时发生少许回弹。相对于板材所需的形状，将该形状的曲线或轮廓轻微扩大以补偿回弹。如果需要，可以在时效成型之前或后在约250°F下进行低温人工时效处理步骤。作为替代方案，可以在较高温度例如约330°F的时效前或后，在例如约250°F温度下进行时效成型。本领域技术人员能基于最终产品的所需性能和性质决定各个步骤的适合顺序和温度。

可以在任何步骤之后对板材构件进行机械加工，例如通过使板材渐变(tapering)使得意图与机身接近的部分变厚并且与机翼尖端最接近的部分变薄。如果需要，在时效成型处理之前和之后，也可以进行另外的机械加工和其它的成型操作。

用于最近几代现代商用喷气式客机的现有技术的下机翼蒙皮材料通常是由自然时效状态例如T351和T39的2X24合金系列形成，并在时效成型中使热暴露最小化以保留所需的材料自然时效状态的性能。相比之下，优选以人工时效状态例如T6和T8类型状态使用本发明的合金，并在在时效成型过程中同时完成人工时效处理而不会引起其所需性能的下降。本发明合金在时效成成型中获得所需轮廓的能力等于或者优于目前使用的2X24合金。

实施例

在制备本发明合金组成以说明机械性能的提高时，为表1和2中定义的样品A-D组成，直冷(Direct Chill)(D.C.)铸造6×16英寸横截面的铸锭。铸造后，对铸锭进行去皮至约5.5英寸厚度以备均匀化和热轧。采用多步操作并以在约955°F-965°F下均热24小时的最后步骤以对铸锭进行分批均匀化。初始热轧铸锭到中间板坯尺寸(slabgage)，然后在约940°F再次加热以完成热轧操作，当热轧温度降到低于约700°F时，再次加热。热轧样品到用于板材的约0.75英寸和用于片材的约0.18英寸。在热轧后，冷轧片材样品约30％以获得约0.125英寸的尺寸。

然后对制得的板材和片材的样品进行热处理，在约955-965°F温度下均热时间至多60分钟，然后冷水淬火。在淬火一小时内伸展板材样品到约2.2％的标称(nominal)水平。在淬火的一小时内伸展片材样品至约1％的标称水平。允许对板材和片材的样品在伸展后、在进行人工时效前进行自然时效约72小时。在约310°F下对样品进行人工时效24-32小时。然后表征板材和片材样品的机械性能，包括伸展、断裂韧性和抗疲劳裂纹扩展性。

表1和2显示了由本发明组成制得的片材和板材产品与现有技术组成的比较。

表1板材的化学分析

表2片材的化学分析

抗疲劳裂纹扩展性

对于飞机构架设计者的一个重要性能是抵抗疲劳引起的开裂。作为反复的加载和卸载循环、或在高和低载荷之间的循环例如当机翼上下移动或者机身由于增压而膨胀和由于减压而收缩的结果，会发生疲劳开裂。在疲劳期间载荷低于拉伸试验中测量的材料的静态极限或拉伸强度，且它们典型低于材料的屈服强度。如果结构中存在裂纹和裂纹状缺陷，反复的循环或疲劳载荷能引起裂纹扩展。这被称为疲劳裂纹扩展。当裂纹尺寸和载荷的结合足以超出材料断裂韧性时，由疲劳引起的裂纹扩展可导致足够大的裂纹以致发生灾难性的扩展。因此，材料对由疲劳引起的裂纹扩展的抵抗性的提高对于航空结构寿命具有巨大的益处。裂纹扩展越慢越好。飞机结构构件中快速扩展的裂纹可能在没有足够时间检测的情况下导致灾难性的故障，而缓慢扩展的裂纹允许检测并校正或进行修复的时间。

在循环载荷期间裂纹的长度影响裂纹在材料中扩展的速率。另一个重要因素是结构在其间进行循环的最大和最小载荷间的差值。将裂纹长度以及最大和最小载荷之间的差值都考虑在内的一种量度称为循环应力强度因子范围或ΔK，单位为ksi√in，与用于测量断裂韧性的应力强度因子相似。该应力强度因子范围(ΔK)是最大和最小载荷下的应力强度因子之间的差值。疲劳裂纹扩展的另一量度是循环过程中最大和最小载荷之间的比率，称为应力比并表示为R，其中比率为0.1意味着最大载荷是最小载荷的10倍。

通过裂纹长度的变化(称为Δa)除以引起该量裂纹扩展的载荷循环次数(ΔN)可以计算出给定裂纹扩展增量时的裂纹扩展速率。裂纹扩展速率表示为Δa/ΔN或‘da/dN’，单位为英寸/循环。可以由中心开裂的拉力板确定材料的疲劳裂纹扩展速率。

在谱载荷条件下，有时将结果记录为引起试样最终失效的模拟飞行的次数，但更多记录为在给定的裂纹扩展增量上生长裂纹所必需的飞行次数，后者有时表示为结构上重要的长度例如初始可检裂纹长度。

片材的等幅FCG性能测试的试样尺寸是4.0英寸宽12英寸长和完整的片材厚度。利用典型的机身谱使用相同尺寸的试样进行谱测试，并在表3中显示出飞行的次数和结果。从表3中可以看出，在8-35mm的裂纹长度间隔上，新合金的谱寿命能提高多于50％。在L-T方向进行谱FCG测试。

表3在L-T方向测试的片材的典型谱FCG数据

  合金  在a＝8.0mm的飞行  在a＝8-35mm的飞行  A2524-T3  14,068  37,824  样品E-T8(per Cassada)  11,564  29,378  样品A-T8  24,200  56,911  样品A-T8比2524-T3的％提高  72％  50％

此外在L-T和T-L方向上当R＝0.1时在等幅FCG条件下对新合金进行测试(图1和2)。T-L方向通常对于机身应用最为关键，但是在一些区域中例如机翼之上的机身冠部(顶部)，L-T方向变得最为关键。

通过具有给定ΔK值下的较低的裂纹扩展速率测量提高的性能。典型对于所有的测试值，新合金显示出相对于2524-T3提高的性能。典型在对数-对数标度上绘制FCG数据的曲线图，这倾向于将合金之间的差异程度最小化。然而，对于给定的ΔK值，合金样品A的提高能如表4所示(图1)进行量化。

表4在T-L方向测试的片材的等幅FCG数据

  合金  ΔK(MPa/m)  FCG速率(mm/循环)  FCG速率减少％(样品与2524相比)  2524-T3  10  1.1E-04  --  样品A-T8  10  3.8E-05  65％  2524-T3  20  6.5E-04  --  样品A-T8  20  4.6E-04  29％  2524-T3  30  2.5E-03  --  样品A-T8  30  1.1E-03  56％

注：FCG速率的较低值表示提高的性能

此外以板材形式在等幅(CA)(对于样品A)和谱载荷(样品A和B)下对本发明合金进行测试。CA测试的样品尺寸与片材相同，不同的是通过板材两表面相同的金属除去将试样机械加工为从中间厚度(T/2)位置0.25英寸厚度。对于谱测试，试样尺寸是7.9英寸宽从中间厚度(T/2)位置的0.47英寸厚度。在L-T方向上进行所有测试，因为该方向对应于在飞行期间张力载荷的主要方向。

从图3中可以看出，在CA载荷下，本发明合金比T39状态的高损伤容限合金组成2X24HDT具有更快的FCG速率，特别是在较低ΔK条件下。当2X24HDT合金人工时效到T89状态时，它显示出2X24合金典型的CA疲劳裂纹扩展性能的下降。这是T39和较低强度T351状态几乎专用于下机翼应用的主要原因，尽管人工时效状态例如T89、T851或T87提供许多优点例如时效成型为最终状态的能力和较好的抗腐蚀性。本发明合金即使在人工时效条件下，在所有ΔK值下也具有比2X24HDT-T89优异的抗FCG性能，同时在较高ΔK下具有优于2X24HDT在高损伤容限的T39状态中的性能。

疲劳裂纹扩展中的较低ΔK状态是重要的，因为这是在大部分结构寿命中将出现的。基于T39状态的2X24HDT的优异CA性能和相似屈服强度，期望其在谱载荷下优于样品A。然而意想不到的是，当在典型的下机翼谱下进行测试时，样品A的性能显著优于2X24HDT-T39，显示出36％更长的寿命(图4和表5)。该结果不能被本领域中的技术人员所预见。更意想不到的是，样品A的谱性能优于T351状态的2X24HDT的谱性能，T351状态的2X24HDT具有与2X24HDT-T39相似的等幅抗FCG性能，但具有比2X24HDT-T39或样品A低得多的屈服强度。通过样品B的数据(表5和图4)也显示出本发明合金优异的谱性能。

本领域技术人员认为较低的屈服强度对于谱性能是有利的，这通过图4中处理到具有一定范围强度水平的T3X状态的2X24HDT的趋势线进一步得到证明。样品A和B的谱寿命明显高于2X24HDT的这个趋势线并且也明显优于位于2X24HDT趋势线之下的Cassada组成。

表5在L-T方向测试的板材的典型谱载FCG数据

  合金  L TYS(ksi)  飞行数(a＝25-65mm)  样品A相对2x24-T39的寿命提高(％)  2X24HDT-T39  66  4952  ---  2X24HDT-T351  54  5967  20％  样品E(per Cassada)  58  5007  1％  样品E(per Cassada)  71  4174  -16％  样品D-T8(per karabin)  75  4859  -2％  样品C-T8  76  4877  -2％  样品B-T8  62  6287  27％  样品A-T8  64  6745  36％

断裂韧性

合金断裂韧性是当具有预先存在的裂纹或裂纹状瑕疵时其抗快速断裂性能的量度。断裂韧性对于飞机构架设计者是一个重要性能，特别是如果能结合良好的韧性和良好的强度。为了比较，可以将拉力载荷作用下结构构件的拉伸强度或承受载荷而不断裂的能力定义为所述载荷除以与拉力载荷垂直的构件最小截面的面积(净截面应力)。对于简单的直边结构，截面的强度可与光滑伸展试样的断裂或拉伸强度相关。这是确定拉力测试的原因。然而，对于含有裂纹或裂纹状缺陷的结构，结构构件的强度取决于裂纹的长度、结构构件的几何形状和被称为断裂韧性的材料性能。断裂韧性可被认为是材料抵抗裂纹在伸展载荷下发生有害或甚至灾难性扩展的能力。

可以通过几种方式测量断裂韧性。其中一种方法是对含有裂纹的试样施加伸展载荷。将试样断裂所要求的载荷除以其净截面积(小于含裂纹面积的横截面积)的结果称为残余强度，其单位为千磅力/单位面积(ksi)。当材料和试样的强度恒定时，残余强度是材料断裂韧性的量度。因为残余强度取决于强度和几何形状，所以当由于一些限制性因素如可得材料的尺寸或形状使得其它方法不能应用时，残余强度通常用作断裂韧性的量度。

当结构构件的几何形状在施加伸展载荷时不能在厚度方向上进行塑性变形(平面应变变形)时，通常以平面应变断裂韧性K_Ic测量断裂韧性。这通常适用于相对厚的产品或部件，例如0.6或0.75或1英寸或更厚。ASTM E-399已经建立了使用疲劳预先开裂的小型张力试样测量K_Ic的标准试验，其中K_Ic的单位是ksi√in。通常使用该试验测量厚材料的断裂韧性，因为只要满足宽度、裂纹长度和厚度的适当标准，就可认为该试验与试样的几何形状无关。在K_Ic中使用的符号K指的是应力强度因子。

如上所述，通过平面应变变形的结构构件相对厚。较薄结构构件(厚度小于0.6-0.75英寸)通常在平面应力或更通常在混合模式条件下变形。在该条件下测量断裂韧性可以引入另外的变量，因为测试获得的数值在一定程度上依赖于试样的几何形状。一种测试方法是对含有裂纹的矩形试样施加连续增加的载荷。通过这种方式，能够获得被称为R曲线(抗裂纹曲线)的应力强度与裂纹扩展的关系曲线。在ASTME561中描述了R曲线的确定。

当合金产品或结构构件的几何形状在施加张力载荷下允许通过其厚度发生塑性变形时，通常以平面应力断裂韧性测量断裂韧性。断裂韧性测量使用在相对薄、宽的预先开裂试样上产生的最大载荷。当使用此最大载荷下的裂纹长度计算该载荷下的应力强度因子时，该应力强度因子被称为平面应力断裂韧性K_c。然而，当使用施加载荷前的裂纹长度计算应力强度因子时，计算结果被称为材料的表观断裂韧性K_app。因为K_c计算中的裂纹长度通常更长，因此对于给定的材料，K_c值通常高于K_app。断裂韧性的这两种量度值均以单位ksi√in表示。对于韧性材料，通过这种测试获得的数值通常随着试样宽度增加或其厚度减小而增加。

可以理解的是，韧性测试中使用的测试板的宽度能够对测试中测量的应力强度产生大的影响。当使用6英寸宽的测试试样时，给定材料可显示60ksi√in的K_app，而对于更宽的试样，测量的K_app将随着试样宽度而增加。例如，对于6英寸板具有60ksi√in K_app韧性的相同材料可以表现出更高的K_app值，例如16英寸板约90ksi√in，48英寸板约150ksi√in和宽度60英寸板约180ksi√in。测量的K_app值在较小程度上受测试前初始裂纹长度的影响(即，试样裂纹长度)。本领域技术人员认为不能进行K值的直接比较，除非使用相似的测试方法，同时考虑测试板的尺寸、初始裂纹的长度和位置以及影响测试值的其它变量。

使用16英寸M(T)试样获得断裂韧性数据。下表中所有的韧性K值都是由使用宽度16英寸的板和4.0英寸的标称初始裂纹长度进行测试获得的。根据ASTM E 561和ASTM B646进行所有的测试。

从表6和图5中可以看出，当与T3状态的具有相当强度的合金相比时新合金(样品A和B)具有高很多的韧性(由K_app度量)。因此，本发明的合金与相当合金例如2324-T39相比在厚和薄截面中都能承受更大的裂纹而不会发生快速断裂的失效。

合金2X24HDT-T39具有约66ksi的典型屈服强度(TYS)和105ksi/in的K_app值，而新合金具有约64ksi的略低的TYS(低3.5％)但具有120ksi√in的韧性K_app值(高12.5％)。当时效到T8状态时还能看到，2X24HDT产品显示出TYS约为70ksi的强度增加同时具有103ksi√in的K_app。以片材形式，本发明合金与标准2x24-T3标准片材产品比较时还显示出更高的强度，同时具有高的断裂韧性。

在表6、7、8和9中显示本发明合金和现有技术合金的性能的完整比较。

表6板材的典型拉伸和断裂韧性数据

表7片材的典型拉伸性能数据

表8板材的典型等幅和谱FCG结果

表9片材的典型等幅和谱FCG结果

本发明合金相对于2324-T39在低ΔK下显示出抗疲劳起始性能和抗疲劳裂纹扩展性能，这允许增加阀值的检查间隔。这种提高对飞机制造者提供了益处，增加了到第一检查的时间，因此减少操作成本和飞机停修时间。本发明合金相对于2324-T39也显示出抗疲劳裂纹扩展性和断裂韧性、以及与反复检测循环相关性能的提高，反复检查循环主要依靠合金由中间(medium)到高ΔK时的抗疲劳裂纹延展性和由断裂韧性决定的临界裂纹长度。这些提高将允许增加检查之间的飞行循环次数。由于本发明提供的益处，飞机制造者也能在维持相同检查间隔的同时增加操作应力和减少飞机重量。减少的重量可导致更大的燃料效率、更大的货物和乘客容量和/或更大的飞机航程。

另外的测试

如下制备另外的样品：将样品铸入横截面为约1.25×2.75英寸的铰接式铸型。铸造后，将铸锭去皮至约1.1英寸厚度以备均匀化和热轧。通过使用多步操作并且最后步骤为在约955-965°F均热24小时对铸锭进行分批均匀化。然后，对去皮的铸锭在约825°F下进行加热至轧制(heat-to-roll)操作，并热轧到约0.1英寸厚度。在约955-965°F范围的温度下使用至多60分钟的均热时间对样品进行热处理，然后冷水淬火。样品在淬火的一小时内伸展到约2％的标称水平，在伸展后使其自然时效约96小时，然后在约310°F下人工时效约24-48小时。然后表征样品的机械性能，包括拉伸和Kahn撕裂(韧性指标)测试。在表10中记录结果。

从表10中可以看出，在制备合金时另外添加或部分替代银的锌的添加对于相同的强度能导致更高的韧性。表10表明了通过ASTM B871准则进行的亚尺度(sub-scale)韧性指标测试(Kahn撕裂测试)测量的合金韧性。该测试结果表示为单位扩展能(UPE)，其单位为英寸-磅/平方英寸，较高的数值表示较高的韧性。与单独添加银的相同强度的样品1相比，存在锌部分取代银的表10中的样品3显示出较高的韧性。锌和银的添加在相同的强度能导致相同或较低的韧性(与样品4和5比较的样品1和2)。没有任何银的锌添加能导致当银单独添加时获得的韧性水平，然而，在低得多的强度水平下获得这些韧性指标水平(同样品6-9比较的样品1)。通过铜、镁、银和锌的优选组合能获得强度和韧性的最佳结合。

表10化学分析(wt％)和典型的拉伸和韧性指标性能

  合金  Cu  Mg  Ag  Zn  TYS(ksi)  UTS(ksi)  EI(％)  UPS(in-lb/in2)  样品1  4.5  0.8  0.5  70  73  13  617  样品2  4.5  0.8  0.5  0.2  69  73  12  548  样品3  4.5  0.8  0.3  0.2  69  75  11  720  样品4  3.5  0.8  0.5  60  66  15  1251  样品5  3.5  0.8  0.5  0.2  60  65  14  1176  样品6  4.5  0.8  0.35  55  65  16  786  样品7  4.5  0.8  0.58  60  68  14  619  样品8  4.5  0.8  0.92  58  67  14  574  样品9  4.5  0.5  0.91  55  63  13  704

在飞机结构中，具有许多安装的机械紧固件，其允许将制造的材料组装为构件。紧固的接头通常是疲劳起始源，并且在具有紧固件的典型试样材料中的性能是合金性能的定量量度。一种这样测试是表示机翼蒙皮结构中chord-wise接头的高载荷转移(HLT)测试。在这种测试中，测试本发明合金与2X24HDT产品(表11)对比。本发明合金(样品A)具有比基准材料提高100％的平均疲劳寿命。

表11典型的高载荷转换(HLT)接头疲劳寿命

  合金  平均HLT疲劳寿命(每种合金进行6次测试)  提高  2X24HDT  55,748循环  样品A  116,894循环  100％

银和锌的相互作用和其对合金性能的影响

如上描述，以联合添加或部分替代的锌和银的最佳存在量可以生产具有特定强度和韧性性能的合金。优选对贵金属的使用(例如作为合金化添加的银)进行限制以使材料成本最小化，同时获得最佳的材料性能。如下显示，通过本发明可以获得强度、韧性和腐蚀性能的有价值结合，其中已确定银添加的界限以获得所需的材料性能。需要注意的是，在对下面实施例进行的附加测试中，按前面所公开的方式进行强度和韧性测量，同时根据ASTM G1010准则使用侵蚀类型测试评价腐蚀性能，记录的结果表明在腐蚀环境中在规定时间后侵蚀的类型和深度。在这个测试中，将给定厚度位置(t/10或t/2位置处，t为初始片材厚度)的片材样品暴露于腐蚀环境中。ASTM测试中标准的暴露时间是6小时，然而，在合金性能评价中也可以使用总共至多24小时的额外暴露时间。侵蚀的类型描述为：无(N)、点蚀(P)或晶间侵蚀(IG)。优选的条件是N，即没有观察到侵蚀。其次优选的观察结果是P，IG的存在是不希望的。在暴露时间之后，典型将样品横截以观察光学金相组织，由此测量侵蚀的深度。这典型通过给定数量的点获得，并可用于比较侵蚀的平均深度或最大深度。

合金对腐蚀侵蚀，特别是对IG存在的敏感性，是重要的，因为该敏感性能在动态载荷条件例如S-N疲劳下影响合金的性能。在循环载荷下IG腐蚀位置充当裂纹起始位置，然后裂纹扩展并引起疲劳失效。例如，在已出版的Alclad 2024、裸2024、和裸6013片材的比较中，已经报道对于腐蚀环境中的S-N疲劳测试，对IG侵蚀是最为敏感的6013材料具有最短的疲劳寿命。

如下制备另外的合金组：将样品铸入横截面约1.25×2.75英寸的铰接式铸型。选择组成以提供银和锌的添加，该添加具有恒定的这些结合元素的总原子百分比水平。硅和铁水平维持在每种元素0.05wt％或更少。在表12中给出该组成。铸造后，在制备中将铸锭去皮到约1.1英寸厚度以备均匀化和热轧。通过使用多步操作并且最后步骤为在约955-965°F均热24小时对铸锭进行分批均匀化。然后，去皮后的铸锭在约825°F进行特定的加热至轧制操作，并热轧到约0.1英寸厚度。在约955-965°F温度范围对样品进行热处理且均热时间至多60分钟，然后冷水淬火。样品在淬火的一小时内伸展到约2％标称水平，在伸展后允许自然时效约96小时，随后在约310°F下人工时效约24-48小时。

表12以wt％(或原子％)计的合金组成

 合金  Cu  Mg  Mn  Zr  Ag  Zn  Zn(原子％)  Ag(原子％) Zn+Ag(原子％) 样品1  3.7  0.89  0.31  0.10  0.00  0.29  0.12  0.00 0.12 样品2  3.67  0.9  0.32  0.10  0.02  0.28  0.12  0.01 0.12 样品3  3.67  0.9  0.32  0.10  0.1  0.24  0.10  0.03 0.13 样品4  3.73  0.91  0.32  0.10  0.18  0.21  0.09  0.05 0.14 样品5  3.63  0.9  0.32  0.10  0.23  0.18  0.08  0.06 0.14 样品6  3.68  0.89  0.31  0.10  0.32  0.12  0.05  0.08 0.13 样品7  3.71  0.91  0.33  0.10  0.48  0.01  0.00  0.12 0.13

在表13中(也在图6和7中)显示了所有合金的拉伸和UPE性能。显而易见，当合金具有锌而没有银(样品1)时，拉伸屈服强度(TYS)约54ksi，并且当仅添加痕量0.02wt％水平的银时获得了约4ksi的拉伸屈服强度(TYS)的直接提高。当进一步添加银时获得TYS的进一步提高。UPE值表明当添加银时，作为提高的强度的函数，具有降低韧性的大致趋势。也可以看出当银的添加量为0.3wt％和更高时(样品6和7)，强度和韧性仅有有限的变化。当研究腐蚀结果时(表14)可以看到银添加的另一个意料不到的好处。在具有有限银添加的合金中(样品1-5)，可以看到IG侵蚀的迹象，在具有较高水平银添加的合金中(样品6和7)，存在具有侵蚀深度值低很多的点蚀的明显益处(图8)。由图8还能看出约0.3wt％银的添加足以赋予改良的抗腐蚀性能。

表13纵向拉伸性能和L-T韧性指标(UPE)性能

 合金  TYS(ksi)  UTS(ksi)  EI(％)  UPE(in-lb/in²) 样品1  53.9  62.9  16.0  1021 样品2  57.7  64.4  13.0  899 样品3  59.8  64.7  15.5  864 样品4  60.6  65.8  13.0  900 样品5  61.1  66.8  13.0  810 样品6  63.2  67.4  13.0  804 样品7  63.5  67.4  12.5  无数据

表14侵蚀类型的腐蚀性能(根据ASTM G110)

 合金 6小时后最大深度(微米)  6小时后前5个位置的平均值(微米)  24小时后最大深度(微米) 24小时后前5个位置的平均值(微米)  侵蚀的腐蚀模式 样品1 382  372  416 375  IG 样品2 440  374  441 400  IG 样品3 415  381  397 370  IG 样品4 360  333  359 352  IG 样品5 218  168  271 228  IG+P 样品6 199  178  214 174  P 样品7 208  165  196 182  P

可以通过铜、镁、银和锌的优选组合获得强度、韧性和抗腐蚀性的最佳组合。即使痕量水平的银添加也存在能提供显著更高强度值的明显好处。可以看出约0.3wt％的银水平能提供强度、韧性和腐蚀性能的优异组合。

在银和锌对性能影响的另外的实验室规模的研究中，处理第二合金基体以检查对于三个特定银水平，锌添加的影响。对于每种目标银水平研究三个标称(nominal)锌水平。标称锌水平是0.01、0.1和0.4wt％；标称银水平是：0.05、0.1和0.3wt％。此外铸造没有任何银或锌添加的基准合金作为对照(样品17)。对于每种组成，铸造铰接式铸型铸锭并加工成0.1英寸的片材，并在T3和T8状态下对其进行测试。所有处理条件与上面使用的处理条件相似。在T3和T8状态下测量拉伸、韧性(UPE)和腐蚀(侵蚀深度)性能。在表15中以重量％给出铸件组成。在表16中给出T8状态的拉伸性能和UPE值。图9和10显示了作为银和锌水平函数的T8拉伸强度。该图包括两种组成基体(即样品1-17)的数据。当保持银添加水平低于0.3wt％时，随着锌的增加具有适度的强度增加。当银等于或高于0.3wt％时，随着锌的增加存在强度略微降低的趋势，然而，在该银水平获得的所有强度水平均高于具有较低银水平的强度，显示出添加银时可获得高强化的好处。在图11中以银和锌水平函数显示了对韧性(UPE)的影响。随着锌添加的增加，韧性保持相似或是下降而与银水平无关。当对强度-韧性关系绘图时(图12)，在保持较高韧性水平时银对强度的有益影响变得明显。

在T3状态条件下，所有样品均显示出对应于ASTM G110测试的点蚀响应。在T8状态，也能看出在约0.3wt％的银水平下，存在从较低银含量下可见的晶间(IG)腐蚀到点蚀(P)的变化。也可以看出银对腐蚀性能的益处与锌添加水平无关。图13是T8腐蚀结果。

表15以wt％计的合金组成

  合金  Cu  Mg  Mn  Zr  Ag  Zn  样品8  3.70  0.91  0.32  0.12  0.0  0.0  样品9  3.62  0.91  0.31  0.10  0.07  0.01  样品10  3.63  0.92  0.32  0.10  0.07  0.10  样品11  3.69  0.92  0.32  0.10  0.07  0.39  样品12  3.67  0.91  0.31  0.10  0.13  0.01  样品13  3.69  0.92  0.32  0.09  0.13  0.10  样品14  3.68  0.92  0.33  0.09  0.13  0.39  样品15  3.64  0.91  0.32  0.10  0.33  0.01  样品16  3.63  0.91  0.32  0.10  0.33  0.10  样品17  3.63  0.90  0.31  0.10  0.32  0.39

表5T8状态纵向拉伸性能和L-T韧性指标(UPE)性能

  合金  TYS(ksi)  UTS(ksi)  EI(％)  UPE(in-lb/in²)  样品8  51.1  61.5  18  1382  样品9  52.7  62.0  17.0  1195  样品10  50.8  60.8  17.3  1306  样品11  57.9  64.0  13.0  1192  样品12  52.8  61.5  16.7  1352  样品13  57.4  64.3  14.3  1179  样品14  57.9  64.8  14  1209  样品15  63.8  68.2  12.7  1175  样品16  63.5  68.1  13.7  1160  样品17  60.9  66.5  11.7  1014

冷加工和时效对性能的影响

为了进一步证明本发明合金相对于典型2x24合金的提高的强度-韧性性能组合，对冷加工(例如伸展和冷轧)和时效(例如自然或人工时效)对材料性能的影响进行研究。由工厂处理的片材获得Alclad2524-T3(工业标准2XXX航空机身材料)和本发明合金的材料。本发明的合金的标称组成为：3.6wt％Cu、0.9wt％Mg、0.5wt％Ag、0.5wt％Mn、0.11wt％Zr、0.05wt％Fe和0.03wt％Si、附带的元素和杂质、和余量的铝。使用标准生产操作生产Alclad 2524片材并获得0.090英寸规格的材料。将本发明的合金铸造为横截面16×60英寸的铸锭。对铸锭进行去皮并通过使用多步操作进行预热并且最后步骤为在955-965°F均热。将铸锭热轧到约4英寸的板坯规格。将板坯再次加热到955-965°F的温度范围，然后热轧到约0.26英寸的最终规格。将材料冷轧到约0.12英寸的最终规格。然后两种合金的样品准备进行实验室处理；为了该研究，对2524材料进行再次固溶热处理。对于这些合金各自组成的每一种使用合适的温度对这些合金进行热处理，通过浸渍用冷水淬火片材样品。在淬火的一小时内进行伸展以获得不同水平。将2524样品伸展以获得：0.75、3、6和9％的伸展。将本发明合金伸展以获得0.75、3和6％伸展。

对于每种合金，使用伸展和时效(在室温或是在某些升高的温度下)的结合以产生LT拉伸屈服强度在约40-60ksi间的变化。对于每种强度水平，使用Kahn撕裂测试产生T-L方向的UPE值(UPE数据是每种条件三次测试的平均值)。将所有Kahn撕裂测试样品机加工到相同厚度(0.064英寸)并进行三次测试。在表17和图14中给出合金的拉伸和平均UPE结果。

表17LT拉伸性能和T-L Kahn撕裂结果

  合金  伸展水平(％)  时效时间(小时)和温度(°F)  TYS(ksi)  UTS(ksi)  EI(％)  UPE(in-lb/in²)  2524-T3  0.75  自然时效  42.6  63.2  26.0  1016  2524-T3  9  自然时效  51.7  66.5  16.0  473  2524-T8  0.75  325°F 8小时  64.3  69.0  10.0  284  样品A  0.75  310°F 20小时  39.0  58.6  30.0  1619  样品A  3  310°F 20小时  54.2  62.6  19.0  1217  样品A  6  310°F 48小时  61.9  66.8  15.0  726

如先前在最初的专利申请中提及的，通常以单一值引述断裂韧性：例如Kapp、Kc。在这种情况下还应说明的是，板尺寸使用板宽度以获得该给定的值，因为其能作为断裂韧性的函数变化。在T-L方向使用16英寸(400mm)板宽度对相同的工厂处理材料测量断裂韧性。可使用该数值作为上面表15中UPE值的参考点。对于样品A材料，对于具有约57ksi的LT拉伸屈服强度的材料获得的T-L Kapp值是约110ksi√in。通过比较，在2524-T3片材上进行的相似测试能提供约95ksi√in的典型Kapp值，同时具有约45ksi的LT拉伸屈服强度。从该比较可以观察到以样品A代表的本发明合金的较高韧性的相同等级评定。

通常已知，合金2xxx系列在T3状态下获得高水平的韧性，但当强度增加和/或对材料进行人工时效时韧性降低。本发明的合金具有在人工时效条件下获得高水平韧性的能力。当前实施例的结果显示，对于每种同等的强度水平，本发明合金显然比2524产品具有更高的以UPE度量的韧性。甚至当2524材料处于其优选且更为常规的T3状态时，本发明合金的这种提高的韧性仍然得以保持。

合金的可焊性

随着日益强调减少飞机结构构件的制造成本，使用焊接作为连接方法以替代机械紧固变得更为接受。传统上，焊接被认为是熔融过程，一个通常操作的例子是使用气钨弧(GTA)。在市售的不可热处理的铝合金范围内，存在一些与这些过程非常兼容的合金(3xxx、5xxx族系列中)。在热处理的合金系列中(2xxx、6xxx和7xxx)，存在一些可进行焊接的合金，但大多数这些合金已经显示出不适于这些连接过程。最近的焊接技术的进展包括被称为激光束焊接的熔融过程，和被称为摩擦搅拌焊接(FSW)的固态过程。在FSM的情况下，可以连接几乎任何合金以获得合理水平的焊接强度，并认为该过程适于通常不被认为是“可焊接的”许多合金。通过测量跨过典型对接焊缝的拉伸性能评价合金的可焊性。焊接的极限拉伸强度典型表示为基体金属拉伸强度的百分比以描述具有较高效率的材料的“焊接效率”，作为合金与焊接过程相容性的量度。合金AA2024广泛用于机身和机翼结构的飞机结构中。现有技术中报道的可焊性评价存在相矛盾的结果，这暗示着尽管可以对该合金进行焊接，但需要特别注意焊接过程参数的控制。表18提供了本发明合金与2024进行比较的焊接性能数据。本发明合金与包括熔融焊接和固态过程的连接技术相兼容，熔融焊接例如但不排它性的局限于激光束，固态过程例如摩擦搅拌焊接。

表18激光焊接的2024和本发明合金的典型性能

  合金  片材厚度(mm)  基体金属UTS(MPa)  焊缝UTS(MPa) UTS焊接效率(％)  2024[3]  1.6  499  369 73.9  样品A  2.5  482  340 75.4

尽管上文出于说明的目的已经描述了本发明特定实施方案，但显然本领域技术人员可在不背离附加权利要求所限定的本发明范围的情况下，对本发明的细节作出多种变化。