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。 6 P- ^. U2 @/ w7 B
8 M( B6 q4 E$ O2 材料制备与性能测试
2.1 材料制备4 J$ T6 C* ~! |9 J
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。( Q( V9 u [) r/ B# k" p) k: \
2.2 性能测试和组织分析6 }% B/ ?: Y) S) U9 Y
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。# e1 g4 E4 ~0 l i+ e5 S
, D' M# I& ~8 {. P; T3 实验结果
3.1 固溶处理温度确定
* N4 [/ Y8 b- N% t/ N! r7 T2 |$ 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℃）# w% D' O2 n: C! i- q- t
Fig.1 The optical micrographs of ingot overheat（480℃）
3.2 单级时效时间对电导率的影响0 ]: j7 y1 e M5 i Q: |0 ^
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 p* ~* M" c0 G, {' q$ D% [5 ]' a
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
) Q( g8 Z! E7 J5 y' _! Y 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, [6 S7 [- a. q, o% L5 V1 r3 r) g1 D
Fig.3 The microhardness of desaturation1 ~' G( D5 F5 a+ c
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
' g% t7 {& J5 `* h# Q9 G! TFig.4 The curve of electrical conductivity at 170℃9 w+ D- Z7 z0 H. ?
desaturation and reaging treatment
3.4 双级时效对硬度（HV）和电导率的影响& s, ^$ S; N2 h9 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
8 P) x! c1 _4 E% \2 pFig.5 The microhardness of two-step ageing/ m$ y! k8 T; Z* F$ o7 K
at different temperature
图 6 155℃不同时间时效的电导率变化
2 X$ D) J+ p8 C2 W! V1-155℃/15h,2-155℃/12h,3-155℃/9h ~2 L3 [9 j9 `3 f3 V8 ]1 R
Fig.6 The curve of electrical conductivity
) e2 T- z/ v# W3 eat 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
' @0 j; [' L6 E2 j 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
2 w8 c7 w$ _6 V5 vTable The properties of alloy at different temper
| 状 态 | 处理制度 | σb | σ0．2 | δ | SCC(应力/
9 @) H |9 z. E开裂时间)
$ {- I6 f1 a9 D$ j J/MPa。d－1 |
| /MPa | /% |
| T6 | 120℃/16h | 677 | 630 | 12.6 | 400/19 |
| T6′ | 120℃/24h | 653 | 608 | 15.1 | - |
$ K+ @0 y0 a2 Y+ X1 J2 p9 r; K
DSA | 170℃/2.5h
% m) }6 G: N6 J, ?% F180℃/1.5h) |( w6 d/ Z) B* ?& }- B
190℃/1h | 6471 K. x7 B5 f r# a& c0 R. q7 a
652
$ z; v# g( c. o0 G567 | 633
* L& d! J1 \8 x0 {. w- Y3 k+ u* Y633; ]8 M+ n- a! z% ~
538 | 13.65 e" e" K7 O: Q+ Z! Z% v3 A
12.0
, q& u$ I3 Z' z' n13.0 | 400/61
8 u) j; g$ L* x, f+ f, K- R5 U# [-
4 W7 z% a! o( g; E* ^$ a- |
双级
8 r/ [& P. t" L: J' O, a2 f | 120℃/8h＋155℃/12h3 h, F& ? C- |
120℃/8h＋155℃/15h | 640
9 D4 T8 P0 O9 C! C. R2 [9 [, z620 | 619
' c4 C: J6 l+ y3 D/ d' _; d" S595 | 13.39 Y# Z5 _9 K: e( G# D9 [7 \' f5 D
13.4 | 400/70! A$ q2 H& K v9 a4 B1 g9 W
- |
4 结果分析和讨论
1 c+ M% a% ~# p1 K e 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。
" b3 @$ h/ O( s% F( z6 L9 c 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。
9 W" Q& @% T# c3 B @. `( P1 w |
. _3 V# k |8 v1 Y' N6 J* @" A7 O
图 7 不同状态TEM照片
/ Y5 e" t$ N. m1 i1 k$ N4 _# [+ `! x（a）T6；（b）DSA；（c）双级时效: h4 E, ~2 F) Z1 @1 B5 r/ c6 j
Fig.7 The TEM micrographs of different temper
# Q. w, g, C" _& V3 S2 _6 F4 k（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℃。5 w. E. W' C" }, o5 ?3 P: N
（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