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。
" e0 A, g: _0 r; k1 W8 o+ }/ ^
7 c( h3 Q+ J5 w# W2 材料制备与性能测试
2.1 材料制备
4 f" J4 F( l& X" \' W5 l- E! r 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。4 ~5 }6 [) l5 M/ O/ x$ |6 [: |
2.2 性能测试和组织分析
. h4 T `& s" |0 ?" M$ g6 r 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。
& s: J) a5 \. v# B/ m5 h* E3 }$ t2 H K1 Y `! e
3 实验结果
3.1 固溶处理温度确定5 |" v: S$ C1 A9 m7 h* x
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℃）
% V8 k& s. z, q4 t ] iFig.1 The optical micrographs of ingot overheat（480℃）
3.2 单级时效时间对电导率的影响
4 j; ] P \, Y 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 g: n# R) T. }7 W1 _
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
# l+ d, h& D5 l+ I0 R 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
7 M" ~5 `5 n- z* o2 m. {Fig.3 The microhardness of desaturation* p" j2 G i6 s B; F
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8 n. g& v4 o0 C4 ?) `4 T
Fig.4 The curve of electrical conductivity at 170℃
2 B! x2 [ q# U% Z' ~desaturation and reaging treatment
3.4 双级时效对硬度（HV）和电导率的影响+ a G" Z3 G. N8 S0 G" M
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
& J2 R, s/ a) f4 }: ^3 q: QFig.5 The microhardness of two-step ageing( F9 O6 ]5 y( z. M N! A6 n6 l9 \
at different temperature
图 6 155℃不同时间时效的电导率变化
0 Z" x3 J9 C: L6 r7 h, ~: z9 o1-155℃/15h,2-155℃/12h,3-155℃/9h
6 t8 ~& u) N }) Q8 yFig.6 The curve of electrical conductivity0 w: A5 H$ u2 D2 C1 V
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 |& w) b5 W- `7 o# L; j* ^6 F4 C
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% d6 F2 s6 \8 y; ?
Table The properties of alloy at different temper
| 状 态 | 处理制度 | σb | σ0．2 | δ | SCC(应力/
2 T; y i# C5 Z# l$ U开裂时间)/ {- G6 W, y0 J. e- K/ C0 K
/MPa。d－1 |
| /MPa | /% |
| T6 | 120℃/16h | 677 | 630 | 12.6 | 400/19 |
| T6′ | 120℃/24h | 653 | 608 | 15.1 | - |
4 q* p5 R- l; N' R$ y
DSA | 170℃/2.5h# E0 |4 M3 W% e+ y* {
180℃/1.5h
9 o" X( p% o4 u190℃/1h | 647$ [& p) m( L7 N2 @! h. ^) V
6528 U" S! k i/ X A
567 | 6330 }( v) C9 d: u9 v: ^' v
633
1 g; r7 ~0 k9 ?7 m) _- _# |8 v: b: `538 | 13.6, _. `% ~9 k$ ^! e7 h+ l
12.0
' ?" p/ N- M' V$ D7 _/ P6 w( t13.0 | 400/61# i: [; H S W( d7 o& V, T
-
1 E( {$ C, n& J6 l- |
双级, T/ c, S! M- _# c- w/ E. H
| 120℃/8h＋155℃/12h
5 g/ n6 D9 M! M$ F5 b2 b5 [120℃/8h＋155℃/15h | 640
) h- s1 D+ X, n1 h/ n620 | 619. f9 b" b1 v% ?- N5 x8 }4 h) {, W) g& n
595 | 13.3
" A) J' G# z7 l8 K, c2 f13.4 | 400/70
R2 t% G. L* {/ N H/ \- |
4 结果分析和讨论
% f5 Z' o, e# z# |* U R( X 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。" {% @/ \0 z+ N; ^2 d
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。
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6 J1 h( i9 j' ?; ]! `
图 7 不同状态TEM照片' E: Q+ X$ t( t* U8 f2 P- D: v1 Z& D k
（a）T6；（b）DSA；（c）双级时效
# [( [; \' Y# A6 A! c1 SFig.7 The TEM micrographs of different temper 9 Z& p1 O o1 S0 _# c
（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℃。
, L* [, S/ @5 f5 ~* H （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