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。 # [* B% C* r2 Z4 x- h% k+ x
. Y& w" l- g6 R1 R* E( P/ F2 材料制备与性能测试
2.1 材料制备
0 w- h; }7 D4 D8 ^$ _1 _4 y- l& W 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。: {. K2 c; @8 g4 W" h$ Z
2.2 性能测试和组织分析: f; @- }% S% \7 x D; u. M
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。
; G( d$ M7 J: k& w
3 j+ g8 \! w, y- w2 g$ U6 _3 实验结果
3.1 固溶处理温度确定
% W( K( a8 @- X% E 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℃）1 }' Z- D* W6 g4 v: k
Fig.1 The optical micrographs of ingot overheat（480℃）
3.2 单级时效时间对电导率的影响! w2 V, d$ b* F! T/ \& L. D
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
8 c3 A$ S5 O- j% ?, Z( aFig.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
2 x: t7 o' }/ i* ~2 x$ {! C; j* o/ D 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
3 g& L! v2 w( ?0 z/ gFig.3 The microhardness of desaturation
# Q2 Z! z/ m: ]& [6 Y0 P; @% ztreatment 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" ]/ m; I) v9 q
Fig.4 The curve of electrical conductivity at 170℃
! G- E+ A. W, i* C/ d6 I8 E; w: |desaturation and reaging treatment
3.4 双级时效对硬度（HV）和电导率的影响( w9 ^# a) r6 C, @- q, B8 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
5 ]* Z' e7 X- Z$ f2 D' oFig.5 The microhardness of two-step ageing
1 ~9 i! {" v# E$ {8 c$ N6 Uat different temperature
图 6 155℃不同时间时效的电导率变化8 U" w0 w9 l/ ]$ b. s7 m! X
1-155℃/15h,2-155℃/12h,3-155℃/9h3 I+ H: u. \4 j- @: _
Fig.6 The curve of electrical conductivity
& Y5 \6 g4 {0 { G, X- x1 u7 \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
: E" U" g- ]" }: r( S2 ? 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
- G) M2 v/ r v# L8 _ ZTable The properties of alloy at different temper
| 状 态 | 处理制度 | σb | σ0．2 | δ | SCC(应力/
1 x5 a% m# Q9 Q9 p" y. V3 I开裂时间)" ]) o* L' z4 B7 N
/MPa。d－1 |
| /MPa | /% |
| T6 | 120℃/16h | 677 | 630 | 12.6 | 400/19 |
| T6′ | 120℃/24h | 653 | 608 | 15.1 | - |
6 t1 K2 T7 P7 @DSA | 170℃/2.5h
, i1 o7 w$ H ^" t3 Y180℃/1.5h) w& y0 ]" H: K$ l$ w- [; Z! e
190℃/1h | 647
- m1 C- a; H s7 q1 p652$ ^* P, C1 ?2 `- s3 v* O
567 | 633/ k9 ]* d2 O( Z4 K$ z
633
' {% ?, G2 x7 X# _( l: Q. K538 | 13.6
- d) I, [: H) R' D7 H: W( u" V3 H3 \12.0
- z( s- q6 W2 D- J9 X13.0 | 400/61
5 ^" D$ S+ I, i# {+ @7 O, D; v6 l-+ _' L6 {7 R. _- t
- |
双级7 ^5 K; w! I- d2 T* w9 `
| 120℃/8h＋155℃/12h) [& W+ |4 b, G! r" N! ^
120℃/8h＋155℃/15h | 6406 }8 y( r: `5 j( h) v
620 | 619
) `, N% b1 y8 j$ H595 | 13.3
k. u& Z1 @' p$ x8 b13.4 | 400/70$ Q$ J; Q% [& ]" |
- |
4 结果分析和讨论+ r- ^/ a) {0 Y9 l4 Z" x# V
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。
/ }) `/ e; U; T& Y0 D2 ? 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。7 z$ z! f E$ P- r+ L
|
6 a) y+ J4 U) B0 j
图 7 不同状态TEM照片
1 U* F& U, R1 G2 r+ j* `（a）T6；（b）DSA；（c）双级时效8 s% o) J! \5 [, J! O% K( _
Fig.7 The TEM micrographs of different temper c2 B3 q- m& S8 }0 ?' z
（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℃。4 [+ V5 E6 q/ A) R. J# ?
（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