1 引言 超高强铝合金自50年代末期问世以来，由于存在严重的缺口敏感和应力腐蚀等问题，始终未在航空工业上应用。但随着航空技术的不断发展，对结构材料提出越来越高的要求，高强、耐蚀和减重是铝合金用材的发展方向。90年代，Alcoa铝业公司利用合金高纯化和新热处理技术，研制出性能优异的超高强铝合金7055T77，并成功地用于B777飞机结构受力件。掀起了超高强铝合金研究和应用的高潮。资料分析表明［1］，T77专利热处理技术实质上是一种DSA（Desaturation Ageing）缓饱和再时效工艺。
" Y# O$ [# D9 C) L2 Q3 O
7 i, J& z! a7 M) n2 m: i2 材料制备与性能测试
2.1 材料制备0 L9 z! H! y' W3 W8 ]6 T6 [$ t
本研究合金的名义化学成分为：7.81%Zn，2.16%Mg，2.26%Cu，0.13%Zr，0.03%Ti。制造工序为半连续铸锭（?φ50mm）→铸锭均匀化→挤压（φ12mm棒）→固溶处理→多级时效。, ` }' S# [$ u; r% {8 f' Y
2.2 性能测试和组织分析
1 z# d8 S$ e r0 c; B 选择470℃、480℃、490℃和500℃进行过烧试验，采用金相法测定合金过烧温度。拉伸性能按HB5143－80试验方法测定，应力腐蚀按HB5254－83试验方法测定。用H－800型透射电镜对合金的显微结构进行观察。- q* U1 p" \/ Y- }
* m6 M) F) Y+ `) I
3 实验结果
3.1 固溶处理温度确定% f: w: v7 k) R
为确定合金固溶处理温度，首先需测定其过烧温度。从图1金相组织看出铸锭480℃有轻微过烧，确定为480℃过烧温度，相应的挤压棒材的固溶处理温度为470℃。
图 1 铸锭过烧试验金相组织（480℃）
Y% C+ e5 L8 s9 Y1 f: P. VFig.1 The optical micrographs of ingot overheat（480℃）
3.2 单级时效时间对电导率的影响4 y8 s+ ?" I$ k7 W0 L) c
图2所示为本研究采用的120℃单级时效的时间与电导率关系曲线。可以看出，随着时效时间的变化，电导率有一最低点，时间对应约为16h，根据电导率与强度的对应关系，此点对应强度最大值（T6状态），表1中拉伸性能测试结果也表明了这一点。电导率随后升高趋于平缓，考虑电导率与抗蚀性能的对应关系，选择120℃/24h为DSA工艺中T6′制度。
图 2 时效时间与电导率关系曲线
0 k. O& k# U5 n1 l. EFig.2 The curve of ageing time and electrical conductivity
3.3 DSA处理对维氏硬度和电导率的影响 _7 y8 J/ |; o- |* W4 T
DSA工艺（T6′＋DS＋T6′）中，缓饱和处理（DS）温度在170～190℃变化时的显微硬度性能示于图3。如图所示，温度较低（170℃），缓饱和处理后的硬度呈先升高随后缓慢下降的趋势；而随着温度升高（180℃，190℃），硬度呈下降趋势，温度愈高，下降速度愈快。再时效处理后，硬度均高出缓饱和处理时的硬度，但随着温度的提高，硬度提高幅度减小。
图 3 不同温度缓饱和处理后显微硬度+ x7 J9 p- y5 u) w9 w& C! t
Fig.3 The microhardness of desaturation V9 {# ]5 |/ E! N" e, w
treatment at different temperature
本研究不同的缓饱和与再时效处理的电导率变化趋势相同，即随缓饱和时间延长，电导率升高，且温度越高，电导率升高幅度越大。图4示出170℃缓饱和及再时效处理时的电导率变化。
图 4 170℃缓饱和及再时效处理后电导率变化曲线
1 q8 u/ |9 D+ a; f. ^2 eFig.4 The curve of electrical conductivity at 170℃
7 J( D! w; I( f$ p* ]desaturation and reaging treatment
3.4 双级时效对硬度（HV）和电导率的影响, j1 `/ J: O1 r" @% @
选第一级时效温度为120℃，其时效时间与155℃和165℃第二级时效的显微硬度性能示于图5。如图所示，第一级时效的时间对第二级时效的显微硬度影响不大，155℃不同时间时效的硬度均高于165℃时效的硬度，155℃/9h和155℃/12h时效的硬度高于155℃/15h。155℃不同时间时效的电导率性能示于图6。如图所示，第一级时效时间对电导率的影响不大，第二级时效随时效时间增加，电导率增大。
图 5 不同温度二级时效的显微硬度变化
1 |- n1 O% K% K; V3 lFig.5 The microhardness of two-step ageing
( L- V& o$ W& M& ?. o1 @at different temperature
图 6 155℃不同时间时效的电导率变化
]( y$ Z2 d% ?! @0 ^1-155℃/15h,2-155℃/12h,3-155℃/9h
4 f7 e1 I4 J, x" k& s* DFig.6 The curve of electrical conductivity; b' A3 b) l, R( t. q3 O
at 155℃ different time ageing
3.5 DSA和双级时效对室温拉伸和抗应力腐蚀性能的影响
9 L# ?- \7 O& V+ ~# e. J. ? 缓饱和处理温度在170～190℃变化时和双级时效时的室温拉伸和抗应力腐蚀性能示于下表。表中同时列出T6状态的性能数据。如图所示，DSA处理后，屈服强度又恢复到了T6状态水平，而抗应力腐蚀性能大大提高。双级时效处理相对DSA处理，抗蚀性能相当，室温拉伸性能降低。
表 不同状态合金的性能6 K) [, ]1 ]; P: K: `+ |6 s
Table The properties of alloy at different temper
| 状 态 | 处理制度 | σb | σ0．2 | δ | SCC(应力/* j/ |& _$ q1 M6 z' ~9 ^
开裂时间)" P; F) E; }9 Q/ V' `; j( }8 M
/MPa。d－1 |
| /MPa | /% |
| T6 | 120℃/16h | 677 | 630 | 12.6 | 400/19 |
| T6′ | 120℃/24h | 653 | 608 | 15.1 | - |
) Q( [2 B: \0 s& [* [DSA | 170℃/2.5h
0 Z$ C& |) F( g& s0 X3 U+ `& h' m180℃/1.5h
6 p9 y, I& H/ W4 @' A190℃/1h | 647
+ o/ F0 H- x; N- l7 e ~6524 m- R X5 ^2 @- ~: h
567 | 633
) y/ x- ?( b: ]633$ r) u r$ D4 e% [* M- p0 f; F
538 | 13.6 [' ]9 U* }5 o( f; U
12.0& ]% m+ ~4 P* _# L
13.0 | 400/61 M. j4 Z' C8 J. ]
-3 s/ k3 f- @2 }! ^/ [9 D( j
- |
双级) f& `+ a% y% C. F
| 120℃/8h＋155℃/12h
& T/ _$ o0 [: s( R120℃/8h＋155℃/15h | 640
! X/ v u1 t- r9 `* R, E% u620 | 619: B& A% c2 K: |! @% v" H3 }
595 | 13.3
- m# `6 D$ }5 X13.4 | 400/70
4 [& `) m" r8 H1 K6 x- |
4 结果分析和讨论' r. m' ^; t$ u5 e4 \! Q
按照DSA时效工艺理论，第一阶段强度应明显低于峰值时效强度，只是使合金元素集中形成细的岛分布；第二阶段较高温度时效时，使已形成的岛稳定化，在晶界上元素向岛集中从而减小晶界和晶内的电位差，提高抗腐蚀性能，反映出的显微组织特征为晶界相粗化，间距加大,另一方面，在高温加热下可能使晶内析出新相，即所谓二次硬化，提高合金强度［2］；第三阶段时效，利用残余过饱和度提高强度，而晶界有利相分布保留下来。图7b显示出170℃缓饱和再时效的组织特征，相对峰值时效组织（图7a所示）晶界析出相尺寸明显不同，而晶内组织变化不大。图7c为双级时效的组织特征，是典型的过时效状态组织，晶内和晶界相尺寸均有明显的长大。
2 p1 D+ j" R ], `0 k; g 从图3、图5和表1的数据分析，DSA处理以170℃和180℃缓饱和温度处理较好，考虑工业化生产厚零件时效时间加长，以170℃为更佳，时效时间可在1～3h之间选择。5 l' Y. R" n* y' |5 D q. I+ ?
|
7 |$ y9 ^; J, d! Z7 `( ]
图 7 不同状态TEM照片
+ l6 N4 \& x6 R4 f! r/ t（a）T6；（b）DSA；（c）双级时效# ]5 G, w& v; h: \ E! |
Fig.7 The TEM micrographs of different temper + `$ ]9 Q. h# z8 w7 {" O
（a）T6；（b）DSA；（c）two-step ageing
5 结论
（1）本研究合金的固溶处理温度为470℃。
: W( [' o7 \: l8 u$ m （2）从强度和抗腐蚀综合性能考虑，所研究的超高强铝合金选用DSA工艺处理更为合理。
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发表于 2010-9-5 20:44:47