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。 3 q, A! a& Q w) v
6 j3 m5 ?; X! s2 材料制备与性能测试
2.1 材料制备
2 X7 D8 w& k3 j, F1 |& g9 w 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。
* x6 J- V7 O) z2.2 性能测试和组织分析& g& G) b7 t, ^8 b6 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 x3 p5 C( ~( o a! {8 O
& K5 M. f/ g, n' u* Z0 C A N3 实验结果
3.1 固溶处理温度确定# W% u% c- P+ U
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℃）/ t8 d- p+ D" W! X" I5 ?
Fig.1 The optical micrographs of ingot overheat（480℃）
3.2 单级时效时间对电导率的影响
' ^8 M/ G; T7 [$ y/ e 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( b' B: S$ j% ?" C
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
: D9 r; d: J3 b8 {6 B9 [: I9 d 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- U; _1 S$ T* P, T3 L0 h
Fig.3 The microhardness of desaturation }: \+ {# F6 N3 B2 g' 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8 o+ r% E) {4 }' N- T, f$ h8 F$ B
Fig.4 The curve of electrical conductivity at 170℃0 i+ S* p! q; L/ X/ x6 R* I8 @; {
desaturation and reaging treatment
3.4 双级时效对硬度（HV）和电导率的影响- G6 q" ~5 ^7 M4 Y& P$ R4 P6 S
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
1 J8 |+ b/ i* A4 S6 Z% Z) KFig.5 The microhardness of two-step ageing; W2 F) x4 M& x9 ?8 u8 B
at different temperature
图 6 155℃不同时间时效的电导率变化( O% i, I6 i3 b2 q- z9 J
1-155℃/15h,2-155℃/12h,3-155℃/9h& I3 P: m7 Q4 W3 H9 b+ R
Fig.6 The curve of electrical conductivity
) l8 u( I" v7 [* N5 M0 L qat 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 r' P$ U% g4 [" N% e6 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
4 |: ?1 c. F3 s4 K1 _" l: Q9 {. e$ YTable The properties of alloy at different temper
| 状 态 | 处理制度 | σb | σ0．2 | δ | SCC(应力/
% K2 O( Y1 J) ^( L" i3 y开裂时间)% t; p# I1 s) N0 R
/MPa。d－1 |
| /MPa | /% |
| T6 | 120℃/16h | 677 | 630 | 12.6 | 400/19 |
| T6′ | 120℃/24h | 653 | 608 | 15.1 | - |
, F. N/ u1 ]/ Q" p9 KDSA | 170℃/2.5h
) k9 J$ ?2 A, c K2 F180℃/1.5h
6 _8 Q, `3 P& w8 S5 K7 A" x4 R6 M+ {8 f190℃/1h | 6476 b1 Q6 Q" N2 D
652
2 V2 f5 N' b7 Y567 | 633 T& P! T4 w+ r9 |* g* b
633
' t; g3 m7 h' R: r' R' D538 | 13.64 ]0 S& s% c% K
12.0
' y1 @$ K! q8 X8 T; A% q8 j- K3 i, a13.0 | 400/612 A/ a2 a& L3 B5 n ^0 y
-( ?, q, G0 d d8 O' @5 e0 {
- |
双级, s* {. h7 @2 l8 e; k, ?" v. I
| 120℃/8h＋155℃/12h1 n/ z1 A7 ?5 [! ~) q+ W8 a
120℃/8h＋155℃/15h | 640# S% ?* s" J% j2 F. s2 a m- ]
620 | 619
; ?8 Y; p V3 {% z9 O595 | 13.3
& c5 U7 n, t5 T4 V. t; K13.4 | 400/70
h+ Q* T' X0 x4 C( T" y: H9 W; J. _- |
4 结果分析和讨论/ W7 x( @8 R0 ]7 B 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。
% U% r R7 k' P- q 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。- N4 c1 h8 _% r6 B3 g
|
. B* }/ r) Y# ]6 F+ g
图 7 不同状态TEM照片
# N+ }* n" [* A: Z( e（a）T6；（b）DSA；（c）双级时效% v8 \% G5 [; ?( S
Fig.7 The TEM micrographs of different temper
! y) N# X( J3 P9 R（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℃。0 U$ T( a9 P) r" r) s5 o9 |9 [
（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