CN105506521B - 一种黄铜织构抗疲劳铝合金板材的加工方法 - Google Patents
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Abstract
一种黄铜织构抗疲劳铝合金板材的加工方法，是将铝合金热轧材进行多道次温轧至铝合金板材的设计厚度后，进行退火处理和固溶处理后，进行短时人工时效。本发明采用多道次温轧+退火的处理工艺，理由温轧，有效细化合金的晶粒，促进合金的回复过程，降低变形储能，抑制再结晶发生，采用一级退火处理，控制退火温度及保温时间，确保晶粒不长大，保留变形织构，从而获得较强的变形织构。本发明工艺方法简单、操作方便、可以有效改善铝合金基体中织构的组成及所占体积分数，在确保铝合金强度、延伸率满足合金性能要求的前提下，有效提高铝合金的疲劳寿命，适于工业化应用，为航空、航天用铝合金材料的制备提供了切实可行的技术解决方案。
Description
技术领域
本发明涉及一种航空用的蒙皮材料，具体是指一种制备耐疲劳损伤铝合金板材的加工方法，属于有色金属技术领域。
背景技术
铝合金材料使用范围广，在工业上可以应用于航空、航天、建筑、运输等各个领域，铝合金构件疲劳损伤是影响航空安全的重要因素。
金属的疲劳是一个很复杂的过程。在反复的加载过程中，由于应力的作用，金属局部区域发生塑性变形，当变形累积到极限程度则会发生破损并最终导致试件断裂。因此，为使合金具备优良的疲劳性能，不但要求其具有较高的强度(抵抗外力作用不发生变形的能力)，又要保持良好的延伸率(累积变形不发生破坏的能力)。
2E12铝合金是在美国2524铝合金基础上通过成分优化出来一种新型抗疲劳铝合金。一般来说，人工时效处理虽然会明显提高2E12合金的强度，但同时也会导致2E12合金塑性显著降低，并对合金的断裂韧性、疲劳性能产生不利影响。因此，飞机的蒙皮材料2E12铝合金通常只采用T3态(即自然时效态)而不采用人工时效态(T6态)。2E12-T3合金是国产大飞机蒙皮的首选材料。然而，目前2E12-T3铝合金的抗疲劳性能并未达到飞机服役的性能要求。国产2E12-T3铝合金的生产工艺是：将均匀化处理后的铝合金铸锭于440℃温度下热轧后空冷至室温；随后，室温下进行道次压下量为2-4mm的多道次冷轧，直至满足铝合金板材的厚度设计要求；最后，将冷轧板在500℃保温1h固溶水淬，得到T3板材。
上述工艺得到的2E12-T3铝合金薄板，在L和LT方向的屈服强度为303.4Mpa、293.6Mpa，抗拉强度为367.2Mpa、358.5Mpa，延伸率为22.1％和21.6％。其在应力比R＝0.1、加载频率f＝10Hz的条件下，当应力强度因子范围ΔK＝10Mpa*m1/2时，裂纹扩展速率为4.25×10-5mm/周次；当应力强度因子范围ΔK＝30Mpa*m1/2时，裂纹扩展速率为3.89×10-3mm/周次；此外，合金在该应力作用下循环加载107周次的疲劳极限为158Mpa；作为飞机蒙皮的材料，不能满足飞机服役的性能要求。
因此，对2E12-T3铝合金薄板的加工工艺进行改进，在保证2E12-T3铝合金薄板屈服强度、拉伸强度及延伸率的前提下，提高2E12-T3铝合金薄板的疲劳极限并降低合金的裂纹扩展速率，成为本领域亟需解决的问题。
发明内容
本发明的目的是克服现有技术存在的不足,提供一种黄铜织构抗疲劳铝合金板材的加工方法。
本发明通过对均匀化处理后热轧的铝合金进行多道次温轧，直至满足铝合金板材的厚度设计要求后，进行退火处理和固溶处理，随后进行短时欠时效的加工工艺，获得了强度、延伸率、抗疲劳性能优良的铝合金薄板。
本发明一种黄铜织构抗疲劳铝合金板材的加工方法，是将铝合金热轧材进行多道次温轧至铝合金板材的设计厚度后，进行退火处理和固溶处理后，进行短时人工时效。
本发明一种黄铜织构抗疲劳铝合金板材的加工方法，所述多道次温轧的工艺参数为：开轧温度170-200℃，终轧温度140-160℃，道次变形量0.8～1.4mm。
本发明一种黄铜织构抗疲劳铝合金板材的加工方法，退火处理温度为360～400℃，退火保温时间为0.5～1.5h。
本发明一种黄铜织构抗疲劳铝合金板材的加工方法，固溶温度为498～505℃，时间为0.5～1.0h。
本发明一种黄铜织构抗疲劳铝合金板材的加工方法，人工时效温度为175～190℃，时间为0.5～2.0h。
本发明一种黄铜织构抗疲劳铝合金板材的加工方法，所述铝合金热轧材是将均匀化处理后的铝合金铸锭进行热轧得到。
本发明一种黄铜织构抗疲劳铝合金板材的加工方法，铝合金铸锭进行均匀化处理工艺参数为：保温温度485～495℃，保温时间18～48h后空冷。
本发明一种黄铜织构抗疲劳铝合金板材的加工方法，铝合金铸锭均匀化处理后进行的热轧工艺参数为：轧制温度420～460℃，轧制时累积总变形量为18～40mm。
本发明一种黄铜织构抗疲劳铝合金板材的加工方法，温轧时，优选的工艺参数是：开轧温度175-195℃，终轧温度145-155℃；更优选为：开轧温度180-190℃，终轧温度145-150℃；温轧时，道次变形量为0.8～1.4mm，优选为0.9-1.3mm；更优选为1.0-1.2mm；
道次变形量如果小于0.8mm，温轧后的板材容易发生翘曲，板形不好。道次变形量如果大于1.4mm，合金经过多次变形后累积的变形储能过大，可能在随后的退火过程中发生明显再结晶，不利于产生强的黄铜织构。
本发明一种黄铜织构抗疲劳铝合金板材的加工方法，制备得到的铝合金基体中，黄铜织构的体积分数为37.5-40.4％。
本发明一种黄铜织构抗疲劳铝合金板材的加工方法，制备得到的铝合金，在应力比R＝0.1、加载频率f＝10Hz的条件下，合金循环加载107周次的疲劳极限达到178Mpa；当应力强度因子范围ΔK＝10Mpa*m1/2时，裂纹扩展速率为2.45×10-5mm/周次；当应力强度因子范围ΔK＝30Mpa*m1/2时，裂纹扩展速率为1.23×10-3mm/周次。
众所周知，合金的疲劳过程大致包括裂纹源的形核、疲劳裂纹的扩展以及最终断裂三个阶段，其中裂纹源的形核占整个疲劳加载的绝大部分周次。换言之，合金的疲劳寿命主要取决于裂纹源的形核阶段。
在疲劳过程中，受到应力集中的影响，合金局部区域优先发生塑性变形。在反复加载过程中，合金的塑性变形不断累积。当这种变形达到某一程度，合金局部区域发生破损就会形成裂纹源。因此，裂纹源的形成与合金的两个性能有很大关系，即合金抵抗应力集中而不发生塑性变形的能力以及合金承受塑性变形而不发生破损的能力。在这两个能力中，前者主要取决于合金的强度，而后者主要体现在合金的延伸率上。
黄铜({011}<211>)织构在铝合金中属于典型的形变织构。在冷轧制过程中，随着压下量的增加，铝合金中的晶粒逐步沿一定方向发生转动，形成某些特定的形变织构(例如黄铜织构)。由于合金中的形变织构都属于硬取向(即在轧制方向上的强度较高)，因此随着形变织构的增加，合金的强度也明显增加。
虽然在冷轧过程中，随着压下量的增加，合金的强度显著提升。但是，冷轧变形也会在合金中引入位错等大量晶体缺陷，这会显著降低合金的延伸率，从而导致其疲劳性能明显下降。为此，工业上对于抗疲劳性能要求较高的合金，通常不采用冷轧态，而是采用T3热处理态(即在冷轧后利用固溶处理消除合金中的大量缺陷，然后再进行矫直处理)。通常情况下，冷轧态的合金在固溶处理过程中通常会发生再结晶，合金的延伸率可以得到大幅提升，但是大量再结晶的产生使得原来的变形织构消失，从而无法获得强形变织构带来的高强度。本发明的有益效果是：通过采取温轧工艺并采用较小的道次变形量，然后利用退火处理释放变形储能，使得合金不发生再结晶，晶粒在变形过程中逐渐转向较硬的黄铜取向,此外，利用短时人工时效使合金形成细小弥散且与基体共格的析出相，在确保合金塑性不显著降低的前提下，大幅度提高合金的强度，从而提高合金的疲劳寿命并降低裂纹扩展速率。
本发明采用多道次温轧+退火的处理工艺，一方面，温轧时，可以有效细化合金的晶粒，另一方面，通过控制退火温度及保温时间，确保过程中合金的晶粒不会发生长大。此外，通过温轧，能够有效促进合金的回复过程，降低合金的变形储能，使合金不容易发生再结晶并保留合金的变形织构。在温轧完成后，仅需要采用一级退火处理就能完全释放合金的变形储能，充分抑制合金在随后的固溶处理中的再结晶行为，从而获得较强的变形织构。
本发明将原来的固溶处理后进行0.1～0.2mm的冷轧变形随后进行长时间的自然时效改为固溶处理后，进行短时间的人工时效。短时人工时效可以使合金中形成非常细小弥散并且与合金基体呈共格界面特征的析出相。一方面，这些析出相能对位错运动起到强烈的阻碍作用，从而明显提高合金的屈服强度。另一方面，由于该析出相与基体成共格界面，界面结合强度较高，不会降低合金的疲劳性能。
本发明采用上述技术方案，充分抑制了合金的再结晶行为，使得晶粒在轧制过程中逐渐被拉长呈纤维状，并使得合金的晶粒在冷轧变形过程中逐渐转向较硬的黄铜取向,在抑制合金晶粒异常长大的同时获得黄铜织构合金板材。此外，通过短时人工时效处理是合金中形成大量细小弥散且与基体共格的析出相，大幅提高合金的强度，使得合金的疲劳裂纹扩展速率明显降低且合金的疲劳极限明显提高。
本发明制备的黄铜织构2E12-T3合金在保证延伸率变化不明显的前提下，在L方向和LT方向的屈服强度和抗拉强度都有明显的增加，相比于现有技术制备的工业2E12-T3合金，在L方向和LT方向的屈服强度分别提高了45.0Mpa(14.8％)和42.5Mpa(14.5％)，抗拉强度分别提高了36.2Mpa(9.8％)和39.3Mpa(11.0％)，具体数据见表1。
也就是说，本发明制备的合金，在承受塑性变形而不发生破损的能力基本持平的前提下，合金抵抗应力集中而不发生塑性变形的能力明显提升。因此，本发明制备的合金中疲劳裂纹源形核更加困难。在相同加载条件下，本发明制备的黄铜织构2E12-T3合金拥有更长的疲劳寿命。
本发明所制备的合金在R＝0.1、不同应力幅值(σmax)加载条件下的疲劳寿命都有明显增加。例如，在σmax＝180Mpa加载条件下，现有技术制备的工业2E12-T3合金在该加载条件下的疲劳寿命为30648周次，而本发明实施例1所制备的合金在该加载条件下的疲劳寿命则大幅提升至735864周次，比工业2E12-T3合金的疲劳寿命提高了23倍，参见附图11。
本发明所制备的合金的疲劳极限较现有技术制备的工业2E12-T3合金的疲劳极限提高12％以上；如在R＝0.1加载条件下，循环加载107周次的疲劳极限为178Mpa，比现有技术制备的工业2E12-T3合金在该加载条件下循环加载107周次的疲劳极限(158Mpa)提高了20Mpa(12.7％)，参见附图11。
本发明所制备的合金，在相同加载条件下，疲劳裂纹扩展速率较现有技术制备的工业2E12-T3合金的疲劳裂纹扩展速率小；如在应力比R＝0.1、加载频率f＝10Hz的条件下，当应力强度因子范围ΔK＝10Mpa*m1/2时，现有技术制备的工业2E12-T3合金的裂纹扩展速率为4.25×10-5mm/周次，而本发明所制备合金的裂纹扩展速率为2.45×10-5mm/周次。当应力强度因子范围ΔK＝30Mpa*m1/2时，现有技术制备的工业2E12-T3合金的裂纹扩展速率为3.89×10-3mm/周次，而本发明所制备合金的裂纹扩展速率为裂纹扩展速率为1.23×10- 5mm/周次，均小于现有技术制备的合金。
综上所述，本发明工艺方法简单、操作方便、可以有效改善铝合金基体中织构的组成及所占体积分数，在确保铝合金强度、延伸率满足合金性能要求的前提下，有效提高铝合金的疲劳寿命，适于工业化应用，为航空、航天用铝合金材料的制备提供了切实可行的技术解决方案。
附图说明
附图1为现有工业2E12-T3铝合金的生产工艺示意图。
附图2为本发明工艺示意图。
附图3为合金板材方向的标定示意图。
附图4a为合金热轧板经1.0mm冷轧变形后的TEM形貌照片。
附图4b为合金热轧板在160℃经1.0mm温轧变形后的TEM形貌照片。
附图5a为合金经固溶处理后的TEM形貌照片。
附图5b为合金经固溶处理后的高分辨透射电子显微(HRTEM)形貌照片。
附图6a为合金经固溶处理后再进行190℃/0.5h短时人工时效的TEM形貌照片。
附图6b为合金经固溶处理后再进行190℃/0.5h短时人工时效的高分辨透射电子显微(HRTEM)形貌照片。
附图7a为现有工业2E12-T3铝合金的金相组织形貌照片(照片由板材三个方向的金相照片拼接而成)。
附图7b为本发明实施例1制备的铝合金的金相组织形貌照片(照片由板材三个方向的金相照片拼接而成)。
附图8a为现有工业2E12-T3铝合金的扫描电子显微(SEM)形貌照片。
附图8b为本发明实施例1制备的铝合金的扫描电子显微(SEM)形貌照片。
附图9a为现有工业2E12-T3铝合金的取向分布函数(ODF)图。
附图9b为本发明实施例1制备的铝合金的取向分布函数(ODF)图。
附图10为现有工业2E12-T3铝合金、前期工作制备合金与本发明实施例1制备的铝合金的疲劳寿命与应力幅值之间的关系图。
附图11为现有工业2E12-T3铝合金、前期工作制备合金与本发明实施例1制备的铝合金的疲劳裂纹扩展速率图。
附图12为本发明实施例2制备的铝合金的金相组织形貌照片(照片由板材三个方向的金相照片拼接而成)。
附图13为本发明实施例2制备的铝合金的疲劳寿命与应力幅值之间的关系图。
附图14为本发明实施例2制备的铝合金的疲劳裂纹扩展速率图。
附图15为本发明实施例3制备的铝合金的金相组织形貌照片(照片由板材三个方向的金相照片拼接而成)。
附图16本发明实施例3制备的铝合金的疲劳寿命与应力幅值之间的关系图。
附图17本发明实施例3制备的铝合金的疲劳裂纹扩展速率图。图中：
附图3中，LD方向代表板材的横向、SD方向代表板材的法向、TD方向代表板材的短横向；
从图4a可以看出：在冷轧1.0mm后，合金内部位错密度很高，存在大量位错胞等晶体缺陷，因此变形储能较高。
从图4b可以看出：在160℃温轧1.0mm后，合金内部位错密度较低，这主要是因为合金在温轧过程中发生了大量回复。但是，可以看出，即便是温轧变形量并不大，合金中仍然存留有一定数量的位错，如果随后直接进行固溶处理，合金仍然有可能发生再结晶，不利于黄铜织构的产生。因此，在最终温轧完成后，合金需要进行一次退火处理以降低合金中的位错密度，消除合金的变形储能，抑制合金在固溶处理过程中再结晶行为的发生。
从图5a和图5b可以看出：在固溶处理后，合金晶内除了棒状的弥散相T相外，没有明显的析出相。
从图6a和图6b可以看出：经在固溶处理和190℃/0.5h的短时人工时效处理后，除了棒状的弥散相T相外，合金晶内析出了大量细小弥散的析出相，这些析出相的尺寸在3～6nm左右，其界面与基体处于良好的共格关系，可以对合金起到非常好的强化效果。
从图7a可以看出：工业2E12-T3合金的晶粒大部分呈饼状形貌并存在许多等轴细小的再结晶晶粒。在LD、TD和SD三个方向的平均晶粒尺寸分别为153μm、123μm和28μm。工业2E12-T3合金的存在明显的再结晶现象主要是因为合金在冷轧过程中未采用退火处理，在冷轧变形后合金内部以位错、空位等晶体缺陷的形式储存了大量变形储能，在随后的固溶处理过程中，这部分变形储能通过再结晶的形式释放出来，合金中的位错、空位等晶体缺陷在再结晶过程中得以消除。
从图7b可以看出：相比于工业2E12-T3合金，本发明实施例1的强黄铜织构2E12-T3合金的晶粒长径比更大，部分晶粒呈明显的纤维状。其在LD、TD和SD三个方向的平均晶粒尺寸分别为223μm、65μm和18μm。一方面，合金采用温轧工艺并且道次变形量较小，合金在轧制过程中发生部分回复，在随后的退火即固溶过程中合金不容易发生再结晶，因此最终获得的合金晶粒呈纤维状。另一方面，由于并没有经过多次的长时间退火，晶粒没有异常长大，因此合金的晶粒尺寸并不大。
从图8a、图8b可以看出：两种合金杂质相颗粒的尺寸和分布特征都较为接近。
图9a、图9b为利用X射线衍射分析(XRD)对合金的织构特征进行分析并获得合金的取向分布函数(ODF)图。
从图9a的ODF图可以看出，工业2E12-T3合金晶粒取向的分布在各欧拉角并没有非常集中的区间，即图中等高线分布杂乱，没有非常强的集中区域。
从图9b的ODF图可以看出:相比于工业2E12-T3合金，本发明实施例1所制备的合金中晶粒取向的欧拉角空间分布非常集中，欧拉角空间分布杂乱的区域极少，并且分布集中区域的等高线强度更高。这说明本发明实施例1所制备的合金比工业2E12-T3合金的织构特征显著增强。
表2是通过计算图9a、图9b的ODF图中的数据，获得的合金各典型织构的体积分数。
从表2可以看出：在工业2E12-T3合金中，立方织构、黄铜织构、S织构、高斯织构和铜型织构的体积分数分别为13.9％、4.2％、2.8％、20.8％和3.1％。在本发明实施例1所制备的合金中，立方织构、黄铜织构、S织构、高斯织构和铜型织构的体积分数分别为3.8％、40.4％、10.2％、4.2％和9.3％。可以看出，本发明实施例1所制备的合金的黄铜织构体积含量接近工业2E12-T3合金黄铜织构体积含量的10倍。
附图10，示出了本发明实施例1制备的合金与现有工业2E12-T3合金的疲劳寿命与应力幅值的关系图，从附图10可以看出：
相比于工业2E12-T3合金，本发明实施例1所制备的合金在R＝0.1、不同应力幅值(σmax)加载条件下的疲劳寿命都有明显增加。例如，在σmax＝180Mpa加载条件下，工业2E12-T3合金在该加载条件下的疲劳寿命为30648周次，而本发明实施例1所制备的合金在该加载条件下的疲劳寿命则大幅提升至735864周次，比工业2E12-T3合金的疲劳寿命提高了23倍。本发明实施例1所制备的合金在该加载条件下循环加载107周次的疲劳极限为178Mpa，比工业2E12-T3合金在该加载条件下循环加载107周次的疲劳极限(158Mpa)提高了20Mpa(12.7％)。
本发明实施例1所制备的合金疲劳寿命增加的原因主要是，合金在保证其延伸率不明显降低的前提下，大幅提高了合金的强度。众所周知，在反复加载过程中，合金局部承受一定的塑性变形，当其塑性变形累积到可以承受的极限后，合金内部萌生疲劳裂纹。因为疲劳寿命测试的试样尺寸较小，疲劳裂纹不会在稳态扩展阶段经历较长时间就会发生断裂失效，因此合金的疲劳寿命主要取决于裂纹萌生阶段。本发明实施例1所制备合金的强度较高，在相同的应力水平下，相比于工业2E12-T3合金发生塑性变形程度较少，在相同加载周次下累积的塑性变形也较少。同时，本发明实施例1所制备合金的延伸率比其它两种合金并没有显著显降低。这导致在疲劳加载过程中，合金累积塑性变形直至裂纹萌生所需要的加载周次要显著多于工业2E12-T3合金，即合金的疲劳寿命要显著高于工业2E12-T3合金。
参见附图11，示出了本发明实施例1制备的合金与现有工业2E12-T3合金的疲劳裂纹扩展速率，从附图11可以看出：
在应力比R＝0.1、加载频率f＝10Hz的条件下，当应力强度因子范围ΔK＝10Mpa*m1/2时，现有工业2E12-T3合金为4.25×10-5mm/周次，而本发明实施例1所制备合金的裂纹扩展速率为裂纹扩展速率为2.45×10-5mm/周次，相比于前者有大幅降低。此外，当应力强度因子范围ΔK＝30Mpa*m1/2时，现有工业2E12-T3合金的裂纹扩展速率为3.89×10-3mm/周次，而本发明实施例1所制备合金的裂纹扩展速率为裂纹扩展速率为1.23×10-5mm/周次，也小于前者。
在低ΔK值(如10Mpa*m1/2)下，合金的裂纹扩展速率非常缓慢，其裂纹扩展行为对于位错的滑移特征非常敏感。在本发明实施例1所制备合金中，一方面，由于大多数晶粒属于黄铜取向(硬取向)，位错在晶粒内部滑移较为困难。另一方面，合金内部分布有细小弥散的析出相，其对位错运动有强烈的阻碍作用。在单周次加载过程中，由于位错的可动性较低，位错的滑移距离也较短，因此合金的裂纹扩展速率也较低。在较高的ΔK值(如30Mpa*m1 /2)下，合金裂纹尖端承受的应力集中非常大，较高的强度也有利于降低合金的疲劳裂纹扩展速率。
具体实施方式
实施例1
一、将40mm铝合金铸锭在493℃温度下进行24h的均匀化处理，然后空冷；
二、将铸锭在440℃温度下保温1h，然后进行热轧变形至8.0mm，空冷；
三、在160℃进行温轧，道次变形量为1.0mm，直至最后厚度为2.0mm；
四、将板材在380℃温度下进行1h的退火处理，然后空冷；
五、将板材在500℃温度下进行1h的固溶处理，然后水淬；
六、进行0.2mm的冷轧变形处理；
七、将板材在190℃进行0.5h的短时人工时效，然后空冷至室温。
表1示出了本发明合金、现有工业2E12-T3合金以及前期方法获得合金的力学性能；从表1可以看出：
表1
实施例1制备的合金中，立方织构、黄铜织构、S织构、高斯织构和铜型织构的体积分数分别为3.8％、40.4％、10.2％、4.2％和9.3％。黄铜织构体积含量接近工业2E12-T3合金黄铜织构体积含量的10倍，具体数据见表2。
表2合金的织构体积分数
| 合金 | 立方织构 | 黄铜织构 | S织构 | 高斯织构 | 铜型织构 |
| 工业2E12-T3合金 | 13.9％ | 4.2％ | 2.8％ | 20.8％ | 3.1％ |
| 前期工作制备的合金 | 5.1％ | 35.2％ | 9.8％ | 4.8％ | 8.5％ |
| 实施例1方法制备的合金 | 3.8％ | 40.4％ | 10.2％ | 4.2％ | 9.3％ |
相比于工业2E12-T3合金，本发明实施例1所制备的合金在R＝0.1、σmax＝180Mpa加载条件下，疲劳寿命达到735864周次，比工业2E12-T3合金的疲劳寿命提高了23倍。在该加载条件下循环加载107周次的疲劳极限为178Mpa，比工业2E12-T3合金提高了20Mpa(12.7％)。
实施例1所制备的合金疲劳寿命增加的原因主要是，合金在保证其延伸率不明显降低的前提下，大幅提高了合金的强度。众所周知，在反复加载过程中，合金局部承受一定的塑性变形，当其塑性变形累积到可以承受的极限后，合金内部萌生疲劳裂纹。因为疲劳寿命测试的试样尺寸较小，疲劳裂纹不会在稳态扩展阶段经历较长时间就会发生断裂失效，因此合金的疲劳寿命主要取决于裂纹萌生阶段。本发明实施例1所制备合金的强度较高，在相同的应力水平下，相比于工业2E12-T3合金发生塑性变形程度较少，在相同加载周次下累积的塑性变形也较少。同时，本发明实施例1所制备合金的延伸率比其它两种合金并没有显著显降低。这导致在疲劳加载过程中，合金累积塑性变形直至裂纹萌生所需要的加载周次要显著多于工业2E12-T3合金，即合金的疲劳寿命要显著高于工业2E12-T3合金。
在应力比R＝0.1、加载频率f＝10Hz的条件下，当应力强度因子范围ΔK＝10Mpa*m1/2时，实施例1所制备合金的裂纹扩展速率为裂纹扩展速率为2.45×10-5mm/周次，相比于工业2E12-T3合金有大幅降低。此外，当应力强度因子范围ΔK＝30Mpa*m1/2时，实施例1所制备合金的裂纹扩展速率为裂纹扩展速率为1.23×10-5mm/周次，也小于工业2E12-T3合金。
实施例2
一、将40mm铝合金铸锭在495℃温度下进行18h的均匀化处理，然后空冷；
二、将铸锭在420℃温度下保温1h，然后进行热轧变形至7mm，空冷；
三、在180℃进行温轧，道次变形量为1.4mm，直至最后厚度为2.0mm；
四、将板材在400℃温度下进行0.5h的退火处理，然后空冷；
五、将板材在505℃温度下进行0.5h的固溶处理，然后水淬；
六、进行0.1mm的冷轧变形处理；
七、将板材在175℃进行2.0h的短时人工时效，然后空冷至室温。
实施例2制备的合金的晶粒长径比较大，部分晶粒呈明显的纤维状。其在LD、TD和SD三个方向的平均晶粒尺寸分别为254μm、93μm和27μm。
实施例2制备的2E12-T3合金中，立方织构、黄铜织构、S织构、高斯织构和铜型织构的体积分数分别为9.5％、38.6％、9.6％、8.6％和9.4％。该合金同样存在非常强的黄铜织构。
表3实施例2方法制备合金的织构体积分数
| 立方织构 | 黄铜织构 | S织构 | 高斯织构 | 铜型织构 |
| 9.5％ | 38.6％ | 9.6％ | 8.6％ | 9.4％ |
实施例2所制备的2E12-T3合金在L方向和LT方向的屈服强度分别为342.4Mpa和331.4Mpa，抗拉强度分别为396.5Mpa和392.7Mpa，延伸率分别为19.5％和19.2％。可以看出，合金在保持较高延伸率的同时，拥有较高的强度。
表4实施例2所制备的2E12-T3合金的力学性能
| 板材方向 | 屈服强度(Mpa) | 抗拉强度(Mpa) | 延伸率(％) |
| L | 342.4 | 396.5 | 19.5 |
| LT | 331.4 | 392.7 | 19.2 |
本发明实施例2所制备的合金在R＝0.1、σmax＝180Mpa加载条件下，疲劳寿命为385468周次，比工业2E12-T3合金的疲劳寿命提高了12倍。本发明实施例2所制备的合金在该加载条件下循环加载107周次的疲劳极限为175Mpa，比工业2E12-T3合金在该加载条件下循环加载107周次的疲劳极限(158Mpa)提高了17Mpa(10.8％)。
在应力比R＝0.1、加载频率f＝10Hz的条件下，当应力强度因子范围ΔK＝10Mpa*m1/2时，本发明实施例2所制备合金的裂纹扩展速率为裂纹扩展速率为3.48×10-5mm/周次。当应力强度因子范围ΔK＝30Mpa*m1/2时，本发明实施例2所制备合金的裂纹扩展速率为裂纹扩展速率为1.56×10-5mm/周次。
实施例3
一、将20mm铝合金铸锭在485℃温度下进行48h的均匀化处理，然后空冷；
二、将铸锭在460℃温度下保温1h，然后进行热轧变形至8mm，空冷；
三、在180℃进行温轧，道次变形量为0.8mm，直至最后厚度为1.6mm；
四、将板材在360℃温度下进行1.5h的退火处理，然后空冷；
五、将板材在498℃温度下进行1.0h的固溶处理，然后水淬；
六、进行0.2mm的冷轧变形处理；
七、将板材在180℃进行1.0h的短时人工时效，然后空冷至室温。
实施例3制备的合金的晶粒长径比较大，部分晶粒呈明显的纤维状。其在LD、TD和SD三个方向的平均晶粒尺寸分别为193μm、72μm和16μm。
实施例3制备的2E12-T3合金中，立方织构、黄铜织构、S织构、高斯织构和铜型织构的体积分数分别为9.8％、37.5％、7.4％、9.2％和8.8％。该合金同样存在非常强的黄铜织构，见表5。
表5实施例3方法制备合金的织构体积分数
| 立方织构 | 黄铜织构 | S织构 | 高斯织构 | 铜型织构 |
| 9.8％ | 37.5％ | 7.4％ | 9.2％ | 8.8％ |
实施例3所制备的2E12-T3合金在L方向和LT方向的屈服强度分别为335.6Mpa和325.8Mpa，抗拉强度分别为387.6Mpa和385.7Mpa，延伸率分别为19.8％和19.5％。可以看出，合金在保持较高延伸率的同时，拥有较高的强度，见表6。
表6实施例3所制备的2E12-T3合金的力学性能
| 板材方向 | 屈服强度(Mpa) | 抗拉强度(Mpa) | 延伸率(％) |
| L | 335.6 | 387.6 | 19.8 |
| LT | 325.8 | 385.7 | 19.5 |
本发明实施例3所制备的合金在R＝0.1、σmax＝180Mpa加载条件下，疲劳寿命为302575周次，比工业2E12-T3合金的疲劳寿命提高了8倍。本发明实施例3所制备的合金在该加载条件下循环加载107周次的疲劳极限为173Mpa，比工业2E12-T3合金在该加载条件下循环加载107周次的疲劳极限(158Mpa)提高了15Mpa(9.5％)。
在应力比R＝0.1、加载频率f＝10Hz的条件下，当应力强度因子范围ΔK＝10Mpa*m1/2时，本发明实施例3所制备合金的裂纹扩展速率为裂纹扩展速率为3.95×10-5mm/周次。当应力强度因子范围ΔK＝30Mpa*m1/2时，本发明实施例3所制备合金的裂纹扩展速率为裂纹扩展速率为1.71×10-5mm/周次。
Claims (8)
1.一种黄铜织构抗疲劳铝合金板材的加工方法，是将铝合金热轧材进行多道次温轧至铝合金板材的设计厚度后，进行退火处理和固溶处理后，进行短时人工时效；所述多道次温轧的工艺参数为：开轧温度170-200℃，终轧温度140-160℃，道次变形量0.8~1.4mm；人工时效温度为175~190℃，时间为0.5~2.0h。
2.根据权利要求1所述的一种黄铜织构抗疲劳铝合金板材的加工方法，其特征在于：退火处理温度为360~400℃，退火保温时间为0.5~1.5h。
3.根据权利要求1所述的一种黄铜织构抗疲劳铝合金板材的加工方法，其特征在于：固溶温度为498~505℃，时间为0.5~1.0h。
4.根据权利要求1-3任意一项所述的一种黄铜织构抗疲劳铝合金板材的加工方法，其特征在于：所述铝合金热轧材是将均匀化处理后的铝合金铸锭进行热轧得到。
5.根据权利要求4所述的一种黄铜织构抗疲劳铝合金板材的加工方法，其特征在于：铝合金铸锭进行均匀化处理工艺参数为：保温温度485~495℃，保温时间18~48h后空冷。
6.根据权利要求5所述的一种黄铜织构抗疲劳铝合金板材的加工方法，其特征在于：铝合金铸锭均匀化处理后进行的热轧工艺参数为：轧制温度420~460℃，轧制时累积总变形量为18~40mm。
7.根据权利要求6所述的一种黄铜织构抗疲劳铝合金板材的加工方法，其特征在于：温轧时，工艺参数是：开轧温度175-195℃，终轧温度145-155℃；温轧时，道次变形量为0.9-1.3mm。
8.根据权利要求6所述的一种黄铜织构抗疲劳铝合金板材的加工方法，其特征在于：制备得到的铝合金基体中，黄铜织构的体积分数为37.5-40.4%。
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