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。 . A2 C2 |, j5 B5 F d0 ^- {3 Z
/ K' S) L2 w; z+ ?- c) s2 \( v5 s
2 材料制备与性能测试
2.1 材料制备6 l$ C& J# m1 @# k: @1 a+ `
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。5 q; l7 e/ F- h* e* h X
2.2 性能测试和组织分析
" \; @3 l* c+ r" ]& b/ F) N 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。' c( S, }! T& V+ ]- C
2 |3 M! b9 l0 k+ y
3 实验结果
3.1 固溶处理温度确定
. ]5 v+ _1 M' C: j 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℃） m& E- V; J: e6 Q2 g8 z1 A
Fig.1 The optical micrographs of ingot overheat（480℃）
3.2 单级时效时间对电导率的影响5 p; `2 f+ y S' F7 |! N
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
) P' w3 T! X& w) o" J; f4 IFig.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 A3 f1 a8 b% i j* `- Q: x `
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# E$ c: q* C* O2 d
Fig.3 The microhardness of desaturation
+ r9 j. P# I1 s1 ltreatment 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
: q/ {, r! @0 j `0 M7 I( iFig.4 The curve of electrical conductivity at 170℃" p5 z n% m2 V. B i9 V" ]0 X
desaturation and reaging treatment
3.4 双级时效对硬度（HV）和电导率的影响& y- X1 B" U% a3 Y p. t
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$ ?2 D3 d* ^1 f; D1 ]: M
Fig.5 The microhardness of two-step ageing: _. o% _* `; `+ M0 `0 o0 a! d
at different temperature
图 6 155℃不同时间时效的电导率变化
( m- {6 p( _/ X2 h+ Y1-155℃/15h,2-155℃/12h,3-155℃/9h
1 P6 h3 e z1 X+ s( L: a2 w9 t! bFig.6 The curve of electrical conductivity5 U+ B6 u% j9 `% f& P) u
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
- U. E& U: W3 a! }7 n, a% g 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# T( L: e6 v+ U8 d7 u+ t
Table The properties of alloy at different temper
| 状 态 | 处理制度 | σb | σ0．2 | δ | SCC(应力/
9 X* j7 B b; c) a( F开裂时间)
7 z4 }. J1 l3 {2 z+ p/MPa。d－1 |
| /MPa | /% |
| T6 | 120℃/16h | 677 | 630 | 12.6 | 400/19 |
| T6′ | 120℃/24h | 653 | 608 | 15.1 | - |
2 D$ {3 |( o+ \9 U m- j! a
DSA | 170℃/2.5h$ P8 o/ g6 T. {9 ^$ K
180℃/1.5h
8 n% Q; j$ ~+ \% I9 _6 A190℃/1h | 647
; U, J0 A$ i5 }! c. W) S652
1 {7 D+ ]" Y% e" h4 g/ Q% @# I567 | 633
8 h9 l0 n# P- C7 g# G4 J' f U' y6331 l; ~- j2 J) e9 x& i
538 | 13.60 x( k) d" q# }" |' q9 u+ z
12.0+ P7 _) G9 _; g* v
13.0 | 400/619 l( Z$ ~: E" E& V4 p
-5 e6 w( o/ w3 d- t F
- |
双级" }# }2 v9 J+ t; F
| 120℃/8h＋155℃/12h( M& h; s3 J3 g# C
120℃/8h＋155℃/15h | 640/ m9 F4 i* Y" G% o: _
620 | 619
3 [9 m8 X* t3 c. V: ~0 e2 o595 | 13.3+ Q4 k8 o1 _6 J8 c! T
13.4 | 400/70; w/ U+ v" j- B5 w f
- |
4 结果分析和讨论
6 F; y4 m1 h! O g) v; G: a! l$ j1 C) A 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。
1 L4 \; W8 U1 G8 D" U" 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。$ C2 f- I4 r! g5 g- N
|
# I: K3 q: c0 ]$ W% u2 E' j图 7 不同状态TEM照片" H5 u3 {; ?( n2 ]5 a% J
（a）T6；（b）DSA；（c）双级时效* O5 D+ E' b; z! g4 Q+ n! ~% `
Fig.7 The TEM micrographs of different temper $ X) |, J. m! I9 T9 n0 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℃。5 C2 u$ C$ v' G0 @# C3 }
（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