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。
7 D4 `/ |) u1 L& ?. i6 \- |% Y8 x, b3 H; K/ ]
2 材料制备与性能测试
2.1 材料制备
6 `9 z4 ^/ f9 S6 ]7 J- n 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。
8 j) e+ h9 y7 X( }7 B$ F2 q2.2 性能测试和组织分析
* k; r& v5 |; I" w3 u( z 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。
( x( b4 Q0 b/ Q. C7 i+ e0 ^ m2 {
4 L. I; j3 s" d7 p3 实验结果
3.1 固溶处理温度确定
% O! ?* v$ G5 J! ?' s 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℃）' u6 K$ K, d7 T0 o- i
Fig.1 The optical micrographs of ingot overheat（480℃）
3.2 单级时效时间对电导率的影响) E, F9 p9 a. A3 l
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+ [7 L' M- M9 n. w; J9 u1 V$ u
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 p/ |; L- H5 y G3 F8 R) I0 _" j- x
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
& p0 `5 n, \* U$ Z5 [- c9 zFig.3 The microhardness of desaturation6 F; }* G+ T8 M$ |$ G' [) g2 `
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
$ ~% A% u7 ]% u( L4 O vFig.4 The curve of electrical conductivity at 170℃/ k5 e* U* l+ ~. s& l% f2 ^8 k+ L
desaturation and reaging treatment
3.4 双级时效对硬度（HV）和电导率的影响- [5 s, c: R, s/ ^: Z& m
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
7 T4 ]" e/ L* U7 ?$ w4 t RFig.5 The microhardness of two-step ageing. @; y- ^! g& x* W
at different temperature
图 6 155℃不同时间时效的电导率变化
' C, P" M1 r; L$ N x; i# p1-155℃/15h,2-155℃/12h,3-155℃/9h
0 l) `% B) R* C! W: FFig.6 The curve of electrical conductivity
( K( w* Z' \( U# O1 N. z/ H5 x, Rat 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$ u) [9 @( e7 n7 l: Z
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
! h }& E: P3 L' e, dTable The properties of alloy at different temper
| 状 态 | 处理制度 | σb | σ0．2 | δ | SCC(应力/
! e: C2 k" E# Z. V; p! S0 t5 ^. m; D" ~' {开裂时间)
% D+ s m: y, l: r( f# d* d/MPa。d－1 |
| /MPa | /% |
| T6 | 120℃/16h | 677 | 630 | 12.6 | 400/19 |
| T6′ | 120℃/24h | 653 | 608 | 15.1 | - |
1 |9 e7 [& \+ f9 O* u
DSA | 170℃/2.5h
7 J+ P9 q$ @; @* c+ h6 e& x180℃/1.5h7 J% H! v$ w0 k+ k U/ e
190℃/1h | 647
% v8 n, h" \$ W, J4 }652
& L; o+ l0 Q: ]5 d+ v567 | 633. i- H x" y' {# v1 M
633
# s- C1 a5 U6 R0 P% w; |8 J538 | 13.6
; Z |0 `9 ^6 c# l' T9 @ r12.0
0 d8 i7 [7 a/ V( r N- _! W$ o13.0 | 400/61
1 H# Q% j4 }; o o) e) k-; m1 e1 R& L& C: y
- |
双级0 V3 F/ Y0 ^- n) `' v7 h; B/ d6 U
| 120℃/8h＋155℃/12h! q' J8 d3 z. T
120℃/8h＋155℃/15h | 640
1 z9 \6 T2 I2 D620 | 619 I9 B3 g& }/ |4 N& ]/ |0 R8 W/ U
595 | 13.3) G) Y$ ]1 }) j
13.4 | 400/70
. ]. |0 ?) D6 v0 Z- |
4 结果分析和讨论7 k6 C8 j" a. }5 [5 K
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。
. @% r- o C8 _) [7 k# W* v0 Z5 k 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。1 j0 d, y# n+ \: w1 y) D/ E
|
9 z0 z. n0 B/ d% M5 P图 7 不同状态TEM照片8 u( L: \3 e( D) D. \0 W3 D
（a）T6；（b）DSA；（c）双级时效( \: s$ i9 |, @& Y, X
Fig.7 The TEM micrographs of different temper ' n3 V! C! |# m: j' x# J: c7 }
（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℃。
' m7 E4 R d2 r( W8 G" a; I （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