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。 1 V$ C5 S+ {, i) M1 s" f
8 f/ S+ R* R' X- G1 d9 B" T* m2 材料制备与性能测试
2.1 材料制备1 G9 A d R5 L% 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。
. y, c2 Q O2 \6 n, \6 G2.2 性能测试和组织分析" ]2 }, m; N4 w8 l, v9 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。
/ u8 c( t2 e4 o, o
- {' C8 _5 K5 c3 实验结果
3.1 固溶处理温度确定
; c- Y: i" ^: Q 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℃）2 ]( g, j4 w0 ~3 \
Fig.1 The optical micrographs of ingot overheat（480℃）
3.2 单级时效时间对电导率的影响
7 o1 B% c6 A, N5 c6 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
1 \$ u% ?. F! I6 PFig.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
. h& M! Y3 }( t8 }( R 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
V2 D2 }& K; F% B8 v+ dFig.3 The microhardness of desaturation1 a; r; k; j/ l( P* k2 T
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 @! J. ~* \( ^Fig.4 The curve of electrical conductivity at 170℃8 D/ G2 c" [, \8 S. t& ^/ M$ W
desaturation and reaging treatment
3.4 双级时效对硬度（HV）和电导率的影响# |, `4 i' S+ }3 u3 V% ?0 U
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
; k% L, m. V5 F( R0 v! M* ?& dFig.5 The microhardness of two-step ageing
: c# c( F d9 e/ @- rat different temperature
图 6 155℃不同时间时效的电导率变化
/ U/ D7 w; C0 o( p g9 ?$ {1-155℃/15h,2-155℃/12h,3-155℃/9h' T" l0 W" j8 ^% t3 `
Fig.6 The curve of electrical conductivity
3 v! N+ Q5 I- K, l% Mat 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
4 f8 _$ Q; Z. M 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 C7 v/ M3 h8 f$ D2 \Table The properties of alloy at different temper
| 状 态 | 处理制度 | σb | σ0．2 | δ | SCC(应力/
: p5 ^9 T8 p- U V% W8 z开裂时间). e) k" X+ N2 L; H' c4 I7 y) q
/MPa。d－1 |
| /MPa | /% |
| T6 | 120℃/16h | 677 | 630 | 12.6 | 400/19 |
| T6′ | 120℃/24h | 653 | 608 | 15.1 | - |
- w: B# X5 t, z
DSA | 170℃/2.5h
7 c7 P" A9 H) e0 x# ]: R180℃/1.5h
" F0 |9 ^7 e1 R) d/ F* `$ m3 H190℃/1h | 647
& p+ m& {! _9 z9 g652
8 F i( B/ p1 Q5 A1 S9 x567 | 633
% J: f- [# q# @7 z% ^! K633
9 }& n b! W7 _8 B$ u2 u538 | 13.6* ^! h @8 f( d$ n! x& f2 B
12.0
3 b( m( ^ d' W8 m& Y m13.0 | 400/61
( N2 z' T% X: [" O, W$ h# k( W-
: x8 c! F5 `# d- |
双级
5 U# V" }" c; Z5 M- x5 _ | 120℃/8h＋155℃/12h8 U2 i; s2 l: S
120℃/8h＋155℃/15h | 640
9 j+ l; F- T- N: w# k, u& ~$ n9 c1 N620 | 619
2 f6 ]8 s& v1 [' u! J595 | 13.3
& l2 z" R3 `# f1 i- W13.4 | 400/70
8 |/ }' W4 f/ r0 {, @) E$ R- |
4 结果分析和讨论/ x- S0 I2 B# h3 V
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。
5 y' r, W1 X# s: H 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。+ D6 T/ k" E* A( Q" |
|
. j7 e0 a, e( N; i! I5 g图 7 不同状态TEM照片4 t& J. K, ^! |5 b. Z( d9 V
（a）T6；（b）DSA；（c）双级时效 W/ I- _$ ?/ M7 n
Fig.7 The TEM micrographs of different temper
* z- S" d; h/ M) v4 \（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℃。8 }8 a; v3 F+ ?" ]3 A8 A0 \6 H
（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