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。 0 m3 k6 C! H) g
O Q0 n/ h- ^% Q5 G
2 材料制备与性能测试
2.1 材料制备+ U( H% ?" _+ ]
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。; V/ i* i. ]0 I$ K
2.2 性能测试和组织分析
5 j+ I! U2 D5 U. q8 V 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。
/ a0 O/ q) D# o8 M
9 J0 V7 e) z, P% \! `3 实验结果
3.1 固溶处理温度确定
% K) G. W u1 |" 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℃）7 @8 ~ I2 Y5 W9 R1 Y7 O# j, x1 Z
Fig.1 The optical micrographs of ingot overheat（480℃）
3.2 单级时效时间对电导率的影响
+ H) X' u1 m9 D, q; H 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 D+ l( N/ X( ]3 R/ p9 l; QFig.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
6 q9 z2 j# T4 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
8 o5 q% A4 L+ R9 Y; l5 PFig.3 The microhardness of desaturation# n+ Z* _9 s' R# G
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$ P: s) H8 ]6 o) @
Fig.4 The curve of electrical conductivity at 170℃0 E6 H; _; s' |3 L
desaturation and reaging treatment
3.4 双级时效对硬度（HV）和电导率的影响
7 R4 G$ S; ?# P7 b3 ~ 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
+ z5 C) Y f- a# nFig.5 The microhardness of two-step ageing
3 c$ c3 ?/ Y2 B) D nat different temperature
图 6 155℃不同时间时效的电导率变化
3 C: Y( {4 P9 c' d0 \6 e2 t1-155℃/15h,2-155℃/12h,3-155℃/9h, N. X# N7 O) v; |9 a
Fig.6 The curve of electrical conductivity
* q6 I; o3 Q6 r( A% d1 u& z$ R) K% t$ Iat 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
8 V: P; j8 e9 @, }8 F 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: l, f, d; t) }& O( |$ Q' n
Table The properties of alloy at different temper
| 状 态 | 处理制度 | σb | σ0．2 | δ | SCC(应力/- p2 N6 o7 G3 d# A+ {8 g& V
开裂时间)) q6 p* i' t% z$ b+ L2 f% R
/MPa。d－1 |
| /MPa | /% |
| T6 | 120℃/16h | 677 | 630 | 12.6 | 400/19 |
| T6′ | 120℃/24h | 653 | 608 | 15.1 | - |
$ Y2 _/ C, K a& y5 J, l! Z! w8 }, x6 a
DSA | 170℃/2.5h
7 _ G- M, ~9 U, e4 C9 l; v180℃/1.5h R+ f) z/ ^0 `- R( L
190℃/1h | 647
$ ]+ f4 r2 e, t( h$ u652
2 ~! m. `+ e2 U/ ]3 w: g567 | 633
* P, ~! V$ k% m' a. @7 u B633" K$ _9 k1 h& a9 Z7 Z
538 | 13.6
3 a+ v: M& a0 u( B7 ^: e/ _" W$ P12.08 i g0 H; c( r# f4 A
13.0 | 400/619 t4 R% k/ A* N7 T" n! B8 y
-
3 J' K, c/ g$ Y/ Q" q+ N- |
双级5 d$ E+ ]5 P8 ~3 R+ `; K
| 120℃/8h＋155℃/12h d: Y. K0 |" m$ k* t3 w( b2 c
120℃/8h＋155℃/15h | 640
- t$ j. T1 J( X# l1 x5 ~2 e620 | 619 \& `) G* X L3 P f! v; b' U
595 | 13.3
+ S5 s8 P& u) k; C5 B: I+ G13.4 | 400/70
+ o% G6 z( q% n3 b- |
4 结果分析和讨论& V3 K3 n7 j8 w
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。
2 w7 O! ]9 V" m& n) 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。6 y2 _( d. g1 b- p( Z# ^
|
) Z' s' a c: b' J
图 7 不同状态TEM照片
8 ?8 Z+ m1 `7 Z! N3 A/ y) Y（a）T6；（b）DSA；（c）双级时效
; D M8 X" I& ]7 {" B) r' ^Fig.7 The TEM micrographs of different temper . a' ^3 w9 W5 ?5 N6 p1 {9 q$ D
（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℃。3 v/ S, P- a8 S" R
（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