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。 5 r- O) S! ^+ ~6 n
+ B7 u* I% ~" r5 n) I
2 材料制备与性能测试
2.1 材料制备
9 D) W/ X/ d }' U 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。" x8 k) P3 `0 D* N' [
2.2 性能测试和组织分析
0 k- `5 N! Q9 ?+ O" N& |0 B+ c 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。3 d* j& |, B9 @- b7 E) T; ~) L( E
; X) M: X0 K5 f' H
3 实验结果
3.1 固溶处理温度确定: x1 l8 ]1 m: H
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℃）5 l; Z1 ]( V. c( e4 F$ 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
. Q A6 m9 b! K/ t6 ^/ n* I 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 g, V5 o$ M5 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
1 Y6 ^* r w5 o' G0 @" m 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
4 w2 b L! U( b1 L! R1 IFig.3 The microhardness of desaturation
& v( C$ K8 \2 C5 q5 Vtreatment 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
9 |3 u0 |' J) M9 {- BFig.4 The curve of electrical conductivity at 170℃
" [/ O# W& m( w* Y4 v$ y6 Fdesaturation and reaging treatment
3.4 双级时效对硬度（HV）和电导率的影响
0 D* K, h7 s# i$ z4 l T# v3 X 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; |$ M* X; F3 x( e; L' e5 X% h
Fig.5 The microhardness of two-step ageing7 Q% \3 H( E3 k9 ^- B$ M p% V
at different temperature
图 6 155℃不同时间时效的电导率变化
( B- M1 G# x$ `1-155℃/15h,2-155℃/12h,3-155℃/9h+ k+ k. R' T! G. a+ y/ l
Fig.6 The curve of electrical conductivity8 h- ?# H# P( P5 K6 B
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 v1 n9 ]" [0 R E
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1 V+ L- {- L0 f/ }: H0 |; U
Table The properties of alloy at different temper
| 状 态 | 处理制度 | σb | σ0．2 | δ | SCC(应力/8 g. B) ^2 V, b- B( n
开裂时间)
1 s$ I" [4 P6 U# ~$ X" p) k5 T6 ~+ k/MPa。d－1 |
| /MPa | /% |
| T6 | 120℃/16h | 677 | 630 | 12.6 | 400/19 |
| T6′ | 120℃/24h | 653 | 608 | 15.1 | - |
% J& X* I, o7 p- D% a1 r
DSA | 170℃/2.5h
( m' a U) n+ ?' ]180℃/1.5h
; S# k" t: j5 I7 D) S190℃/1h | 647
; U& X# d- z x' j0 J" H9 g652
% t+ A4 V4 A7 v: o( K2 {% m+ U% K567 | 633( y2 a- b' c# s) v2 n; X' m
6334 q" _% |- P; U- _& Q
538 | 13.6 J4 y" Y& l- v2 H
12.0
7 ~/ f+ K A5 X( ~13.0 | 400/61
$ h' q1 U& Y+ v& N# W. l1 R-
0 {7 H# p/ K. L: A" f- |
双级! y% J0 t, c: l+ @5 y( b
| 120℃/8h＋155℃/12h
/ ~; d* ^2 ]5 {# ], P120℃/8h＋155℃/15h | 640
& A$ Y" U4 q3 l0 `620 | 619
, C; r" l, \2 K3 N595 | 13.3
" D, }1 w h) I13.4 | 400/70
3 I& ?+ Q! O6 ]5 D, u- |
4 结果分析和讨论
. C7 L0 |& o+ m" Z" {' z 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。% l! X' h! f7 \8 p
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。" y0 [) _3 _3 d1 X
|
' x& ~$ h) J0 |0 y+ T4 {
图 7 不同状态TEM照片1 U/ M5 E8 }8 ?, Q7 e7 D
（a）T6；（b）DSA；（c）双级时效
& @! Q: Q/ a. p) e( _' i: v) {Fig.7 The TEM micrographs of different temper
$ D v; k4 E, t( P9 D/ m3 w# R+ `' F（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℃。
% x. o, N0 e$ V0 G （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