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。 - Z! v. K) }+ J# s
5 W4 Y+ k+ q$ ~! ]$ e( Y p
2 材料制备与性能测试
2.1 材料制备( s+ k8 B' L6 c! I* C) 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。8 z8 {& I/ b+ w# ]6 e$ {" x
2.2 性能测试和组织分析8 |" ~- d" }! t7 d/ p/ m8 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。
$ t, ^8 i+ `/ _$ _' U$ S* { z: a+ k1 i
3 实验结果
3.1 固溶处理温度确定
. H- ^' h. C; ^0 ]* a 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℃）
* r% M# o) h8 l+ Y* O FFig.1 The optical micrographs of ingot overheat（480℃）
3.2 单级时效时间对电导率的影响+ _% A% m; L* A! m0 o8 g
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4 _1 u0 t# x6 P x+ J; ]6 |
Fig.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
9 r: I* }# G* @/ [ 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/ h3 q( g2 i5 t0 `1 A( z/ a4 D
Fig.3 The microhardness of desaturation
7 ?( t5 h1 W3 P3 q Ptreatment 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% Y, w- J4 V6 `9 w
Fig.4 The curve of electrical conductivity at 170℃1 H u0 m. E3 K. E- `) o+ ^+ t
desaturation and reaging treatment
3.4 双级时效对硬度（HV）和电导率的影响/ ?. A8 U+ w, {; `$ P: 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, j X: t4 q6 i4 s5 r
Fig.5 The microhardness of two-step ageing$ e2 c6 r- j) z- D( X" } ?
at different temperature
图 6 155℃不同时间时效的电导率变化( z8 Y: i; P; y) u" j# H
1-155℃/15h,2-155℃/12h,3-155℃/9h
* }4 m; G; l, l- ]3 DFig.6 The curve of electrical conductivity' _1 H* o/ Y6 f! ]4 Y
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
! {- N5 ]; B: h# _ 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
# s Q3 Q O9 W1 B: A7 PTable The properties of alloy at different temper
| 状 态 | 处理制度 | σb | σ0．2 | δ | SCC(应力/
9 Z2 x/ h% D7 u/ e, |0 Y% i开裂时间)6 c! h- p4 E! [* C, f: S
/MPa。d－1 |
| /MPa | /% |
| T6 | 120℃/16h | 677 | 630 | 12.6 | 400/19 |
| T6′ | 120℃/24h | 653 | 608 | 15.1 | - |
3 U* u) S2 {4 V) b$ oDSA | 170℃/2.5h' c2 T% I: c" V5 q
180℃/1.5h; u4 }7 r; [* W+ g* M6 }
190℃/1h | 647
3 l# e9 r! ^ I g' U6521 Z8 K9 t0 s# ]* j V! g$ O% m; b
567 | 633* F- Q) c) U7 `" m' n ]9 f0 }7 G) D
633# j' ?- T& |' X5 c6 S1 U6 ^
538 | 13.6
$ [3 [+ M. H" q f0 w12.0- E2 m0 v; v- C+ L) _. M; i
13.0 | 400/611 S& S7 k3 B: p/ \
-
. x# ^4 @2 I" d# K- `- |
双级' Z9 R5 p/ O' t3 l( C& Z" Z
| 120℃/8h＋155℃/12h
1 @# a( E" ]' m# x, y120℃/8h＋155℃/15h | 640
+ u1 B U, |+ l620 | 619/ K+ a& g/ s; H8 H
595 | 13.3# Z* S+ o4 J5 P9 `- D+ \/ R
13.4 | 400/70* Z1 u. @ f: p9 C0 Z3 E7 L
- |
4 结果分析和讨论$ g. q, @8 f. X% e5 u$ |( u/ ~* G* i
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。6 y/ q/ C9 q( R5 H- N# ^2 k5 B
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。( Z. c2 X* k$ Z: e' q4 c
|
: C! c }5 [7 I& R9 F1 N2 `; O& |
图 7 不同状态TEM照片 ~2 ~$ F9 q H S( v
（a）T6；（b）DSA；（c）双级时效
+ |, g1 I! {9 V F, r7 P$ nFig.7 The TEM micrographs of different temper
' |3 k" J8 x6 `+ c1 k, U（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℃。 \: W4 ]$ ~, O9 C
（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