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。 & N+ e0 _( e: j/ Q% k
S0 Y% W1 c) Y) z2 材料制备与性能测试
2.1 材料制备
% `% X* q) z. N# P% D0 ^ 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。; d E) J1 q5 f
2.2 性能测试和组织分析+ I6 |8 @% L3 F, 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。8 \6 O) i! x5 R$ B' ~; Q
4 }& {, V! j& O! G. Y6 X2 r* E
3 实验结果
3.1 固溶处理温度确定 w7 u" K5 z9 k& m6 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℃）
" K d4 I, j- {: w aFig.1 The optical micrographs of ingot overheat（480℃）
3.2 单级时效时间对电导率的影响9 Q3 k$ g h+ x5 b! ~6 r L$ o
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
8 t5 ?6 c7 h9 mFig.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
5 f' G0 F. }0 R+ _, |# K& K 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
$ a, f7 C4 t' x: HFig.3 The microhardness of desaturation
2 H- f# }# M; ^6 v Dtreatment 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
9 g) Y' P/ ~, b5 r4 rFig.4 The curve of electrical conductivity at 170℃
. g$ K* i! @# q8 x9 ^2 w! mdesaturation and reaging treatment
3.4 双级时效对硬度（HV）和电导率的影响0 ]& r, j1 f" R% j. B
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# q- q9 S: v! E
Fig.5 The microhardness of two-step ageing8 j& c. L% h9 n
at different temperature
图 6 155℃不同时间时效的电导率变化 F6 |, R+ }1 U
1-155℃/15h,2-155℃/12h,3-155℃/9h3 P3 v, _6 S) R& D( c- G. C
Fig.6 The curve of electrical conductivity; W6 Z8 P3 W8 L) c/ G
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) t* P1 b! _; R& e% U K6 O4 Y
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 D. R; V3 p- [. z+ w
Table The properties of alloy at different temper
| 状 态 | 处理制度 | σb | σ0．2 | δ | SCC(应力/
) D5 I$ }0 x+ f# T. ^! p开裂时间)
& |8 j4 [* C9 s# U% W5 @/MPa。d－1 |
| /MPa | /% |
| T6 | 120℃/16h | 677 | 630 | 12.6 | 400/19 |
| T6′ | 120℃/24h | 653 | 608 | 15.1 | - |
9 l& `7 k- d2 G) K# h7 ?% R) sDSA | 170℃/2.5h+ y* ~, j( ]( D4 K
180℃/1.5h! P0 s" N6 C1 l
190℃/1h | 647! M6 f; z- p/ w1 K
652& e/ f) F+ [$ h9 u
567 | 633) V0 o1 N' E( [/ H6 |
633
. d% R7 i% H, V538 | 13.6 X! W! l. P7 ]$ H$ w. e* g
12.0. x( w, p2 Z% ?1 p; N3 n) u
13.0 | 400/61' t: K: [+ y9 J' z4 @8 W
-1 R9 q1 p) J& L+ ~( Z
- |
双级! v* O1 g- U. N7 G" i
| 120℃/8h＋155℃/12h! y* x1 u3 \& |% k! a, Y, d
120℃/8h＋155℃/15h | 640
7 l& j/ W: `! m620 | 619- y$ R2 D: |* K% `+ P; G# l" q
595 | 13.3
4 |& e( Z2 k$ {6 q5 [1 g: `13.4 | 400/70
4 z `3 O z8 \- o1 \- |
4 结果分析和讨论
. L, [5 Q% ^3 | 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。# x6 j3 h( w! w# S3 P' J( ^
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。. d2 H# c# Y, [1 i& @/ d% Z4 h
|
9 O9 w- }8 b: ^图 7 不同状态TEM照片5 ^ j; b# b) Z( g; ]
（a）T6；（b）DSA；（c）双级时效, a2 U0 O+ u) _4 \0 j
Fig.7 The TEM micrographs of different temper
# x. Y, C6 h; }/ F$ [, h# X（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℃。$ |. H7 y( q" g& y
（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。
[复制链接]
发表于 2010-9-5 20:44:47