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。
' ?% v- e: {/ l) e2 e2 I D. Z$ m1 [4 z ?
2 材料制备与性能测试
2.1 材料制备
$ E/ w$ n" L$ Y/ l5 Q2 W4 `. u& 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。. O* a) l4 o- v# i8 y* j
2.2 性能测试和组织分析
X& h& t- k, Z0 i# u 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。
+ r/ z4 s0 x' Z3 ~
( m) Q. Y3 g$ B8 y# S. z/ N+ h- @3 实验结果
3.1 固溶处理温度确定
- n% f# q; A& u8 m" p9 u; ~$ E* 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℃）' a2 ^, Y% N' z7 e6 l: C
Fig.1 The optical micrographs of ingot overheat（480℃）
3.2 单级时效时间对电导率的影响
4 l! v& G4 J6 r' W* e4 A 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& L, b) h+ b- r% h2 F
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
# h4 W; E- D7 O) E' b2 a7 V 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 `; E# r4 x" v* i" [' c- W4 p+ P' q
Fig.3 The microhardness of desaturation2 [: H& @* q( C" C$ G4 d. a- o
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
' z/ x; x1 t2 S3 hFig.4 The curve of electrical conductivity at 170℃
7 l7 M4 g2 o" k/ j. ^- \desaturation and reaging treatment
3.4 双级时效对硬度（HV）和电导率的影响
. ^/ s" S+ U# N* y 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' e& f @. _0 \$ U/ m- N0 B0 M
Fig.5 The microhardness of two-step ageing
1 A6 ?. o7 G4 v: J) M- Yat different temperature
图 6 155℃不同时间时效的电导率变化
* f4 r! b- t7 o1-155℃/15h,2-155℃/12h,3-155℃/9h
! L* N0 d2 Z1 z, L+ k+ v' WFig.6 The curve of electrical conductivity7 J X) [- ]6 k" C
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
* O6 {$ O+ P7 H2 l6 t 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7 ~9 a0 F% [2 f* d& g _
Table The properties of alloy at different temper
| 状 态 | 处理制度 | σb | σ0．2 | δ | SCC(应力/
9 V# d/ s" M# d9 V! I开裂时间): V1 J, Q! X" l8 ~8 a+ i
/MPa。d－1 |
| /MPa | /% |
| T6 | 120℃/16h | 677 | 630 | 12.6 | 400/19 |
| T6′ | 120℃/24h | 653 | 608 | 15.1 | - |
6 s: f( U6 j% \9 G) W. p
DSA | 170℃/2.5h
: p# F. P0 ^- \180℃/1.5h
: H" |+ x; p1 K7 s. `190℃/1h | 647
. z& L! D# x4 P652) G- D: y- Q% d- N6 I* h ?+ O
567 | 633
7 Q( B/ C* z4 B% @0 \1 ?# r1 a6336 c3 o6 Y3 z' E! `7 B, j9 ?
538 | 13.6+ I! `3 Y9 w1 `. m' F" r; y3 k" A
12.0
: x( D0 M Q# ]9 t/ m13.0 | 400/61
9 v: k# B1 Q9 x! j-
! ]" Y, ^4 g% p2 d O- |
双级
# A$ t$ Q1 D" p* @ | 120℃/8h＋155℃/12h9 S3 B# d8 {7 i+ e( E% G* b( T
120℃/8h＋155℃/15h | 640
4 G; |7 K. a$ y$ X620 | 619% S' n0 g7 y* o
595 | 13.3
% y3 T0 L* ^) f3 j/ k. u/ [& |13.4 | 400/70: W/ P* l7 ? Z% C. J$ n7 L
- |
4 结果分析和讨论
6 @6 A9 I1 Q% y4 g" ]; R 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。* d( l9 N4 C, o/ E
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 i: ^4 s# r3 c( @, h/ v' c) t2 O2 l |
6 y/ d4 v2 s- O; j y1 m图 7 不同状态TEM照片. Q1 u8 Y, K) I$ e8 A. l3 w
（a）T6；（b）DSA；（c）双级时效
9 M/ A' h: |) X' X) u, `Fig.7 The TEM micrographs of different temper
! x7 W+ [# v. s) |（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℃。
2 M% C9 ` T8 z1 j1 J. `' 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