張斯博，侯漫路，徐 晶

（沈陽航天新光集團有限公司，遼寧 沈陽 110044）

7A09鋁合金屬于Al-Zn-Mg-Cu系可熱處理強化多元時效合金是在Al-Zn-Mg三元系基礎上發(fā)展起來的。7A09鋁合金具有高強度、低密度、熱加工性能好等優(yōu)點，是航空航天領域的主要結構材料，也是目前世界各國結構材料開發(fā)的熱點之一[1-6]。

7A09鋁合金的固溶處理工藝是為獲得過飽和固溶體，使Cu、Mg、Zn、Si等這類硬化溶質均勻的溶入鋁基體中，以獲得過飽和高密度固溶體，同時改變鋁合金的過飽和相數(shù)量、晶粒尺寸與形態(tài)、強化元素的固溶度，為后續(xù)熱處理做好組織上的準備[7]。鍛造鋁合金的時效工藝以雙級時效最為典型[8，9]，雖然這種工藝大量犧牲了強度，但是大大改善了合金的斷裂韌性、抗應力腐蝕性能。

本試驗主要對7A09鋁合金鍛件不同尺寸和時效工藝進行對比研究，尋求找到滿足不同尺寸7A09鋁合金鍛件機械性能的熱處理工藝路線，為實際生產確定時效工藝參數(shù)提供參考資料。

表1 試驗用7A09合金化學成分（質量分數(shù)/%）

1 實驗

試驗所用原材料為工廠提供的7A09鋁合金鍛件，其化學成分見表1：來料工藝流程為：熔煉鑄造、均勻化退火、鋸切車皮、加熱、熱鍛。鍛造工藝為：將φ180mm×90mm和φ130mm×90mm坯料分別拔長后鐓粗至h=110mm和h=80mm，加熱至430℃～450℃，保溫4h，爐內降溫至360℃～380℃，整理后尺寸為130mm×117mm×110mm和120mm×110mm×80mm；結合生產技術指標需要，將鍛造后材料執(zhí)行CGS1狀態(tài)熱處理，根據(jù)文獻資料提供的數(shù)據(jù)及實際生產過程中的經驗積累，確定上述兩種規(guī)格鍛件固溶溫度為470℃±5℃，保溫180min～220min水淬；時效制度為：一級時效熱處理制度105℃～115℃保溫6h～8h，二級時效制度：172℃～182℃保溫8h～10h；之后通過對上述兩種鍛件進行力學性能檢測和顯微組織分析，研究不同有效厚度對鍛件熱處理后性能的影響。

2 結果與分析

將兩種不同尺寸的鍛件分別在心部取三個試棒加工成標準拉伸試棒進行抗拉強度、屈服強度、延伸率等機械性能檢測，并分別在鍛件的靠近表面部位以及心部取金相試樣進行顯微組織分析。兩種不同尺寸的鍛件的機械性能數(shù)據(jù)如表2、表3所示。

表2 有效厚度為110mm鍛件的機械性能

表3 有效厚度為80mm鍛件的機械性能

2.1 試驗機械性能結果分析

表2為有效厚度為110mm鍛件的機械性能，根據(jù)國家鋁合金鍛件熱處理標準，7A09鋁合金材料CGS1狀態(tài)的機械性能標準參數(shù)為：抗拉強度≥455MPa，屈服強度：385MPa～465MPa，延伸率≥6%。從試驗數(shù)據(jù)可以看出：其抗拉強度及屈服強度都沒有達到標準要求范圍。表3為有效厚度為80mm鍛件的機械性能，從試驗數(shù)據(jù)可以看出，采用同樣的熱處理參數(shù)，有效厚度較小的鍛件，其力學性能指標能夠滿足CGS1狀態(tài)國家標準要求的數(shù)值范圍，并且隨著鍛件有效厚度的減小，抗拉強度、屈服強度呈明顯的上升趨勢，延伸率也有上升。7A09屬于7系鋁合金的一種，其淬火后的過飽和固溶體在人工時效過程中發(fā)生沉淀析出，其過程是：過飽和固溶體→G.P.區(qū)→η＂→η＇相（Mg-Zn）→η相（MgZn2），并且這一沉淀析出過程是呈連續(xù)變化的，這種彌散析出沉淀相對最終的產品的機械性能起著至關重要的作用，而有效厚度的大小影響著材料在固溶時效中第二相的轉變速度、轉變數(shù)量以及第二相的形態(tài)，因此不同的有效厚度的鍛件在進行熱處理后其機械性能存在明顯的差異。

2.2 試驗顯微組織結果分析

7A09鋁合金雙級時效中的一級時效又稱預時效即是形核過程，其G.P.區(qū)是球形的，與基體完全共格，形核功很小，在母相各處皆可形核。在較高溫度下時效，球形的G.P.區(qū)沿基體的（111）面伸展，隨時效時間的延長和溫度的升高，其厚度雖無明顯增加，但直徑卻迅速增大。通常一級時效溫度較低，目的是在合金集體中形成高密度的G.P.區(qū)。但一級時效時間不足，核心長大速度緩慢或達不到形成核心的臨界尺寸，進而對二級時效處理起不到預形核的目的；但當一級時效保溫時間較長時，便有η＇相（Mg-Zn）出現(xiàn)，而均勻的達到臨界尺寸的G.P.區(qū)減少，缺少G.P.區(qū)做核心，二級時效時便形成尺寸較大的沉淀相。因此，一級時效溫度應在合適保溫時間下使G.P.區(qū)達到能夠成為時效沉淀相核心的理想尺寸，并使G.P.區(qū)分布均勻，從而也大大提高沉淀相在基體中分布的均勻性和更好的控制沉淀相的尺寸。

7A09鋁合金雙級時效中的二級時效又稱最終時效，當G.P.區(qū)達到臨界形核尺寸后成為最終時效的核心，提高時效溫度，固溶成分不斷從基體中析出，依附在達到臨界形核尺寸的沉淀相核心上，進一步促進G.P.區(qū)長大，形成過渡相η＂，隨著時效時間增加，η＂過渡相不斷長大，基體內產生大量畸變區(qū)。從而對位錯的阻礙作用不斷加大，使合金的強度和硬度增加，尤其是屈服強度顯著增加，隨著保溫時間的進一步延長，Mg、Zn原子的進一步擴散，η＂相已具備了MgZn的晶體結構和化學成分，η＂相逐漸轉變成η＇相（Mg-Zn），η＇相（Mg-Zn）與基體呈半共格的六方結構，在基體的（111）面上呈六角形板狀沉淀，晶格畸變程度有所下降，使得合金的強度和硬度也開始下降，合金開始進入過時效狀態(tài)，此時合金具有良好抗應力腐蝕性能。如果時效溫度較高，時間進一步加長，則η＇相將會進一步轉變成η相（MgZn2），其與基體呈現(xiàn)非共格結構，使得合金的強度進一步下降。

圖1、圖2為有效厚度為110mm鍛件的臨近表面位置和心部位置的顯微組織圖片。從圖中可以看出，在鍛件臨近表面位置第二相彌散細小的分布在晶界處，能夠較好對晶粒起到釘扎和強化作用，并且其晶粒的尺寸明顯要小于在心部位置的晶粒尺寸，進而在機械性能上要遠好于心部位置。而如圖1所示，在心部位置的晶粒晶界處幾乎看不到彌散的第二相存在，這是由于鍛件尺寸較大，在心部時效過程不足，并且心部是比較粗大的柱狀晶，其機械性能較差，在受到外力作用時由于晶粒強度較低容易在此產生微裂紋，故導致鍛件整體機械性能較低。

圖1 有效厚度為110mm鍛件心部位置顯微組織圖片

圖2 有效厚度為110mm鍛件臨近表面位置顯微組織圖片

圖3、圖4為有效厚度為80mm鍛件的臨近表面位置和心部位置的顯微組織圖片。

如圖所示，在鍛件的臨近表面位置和心部位置都在晶界存在彌散析出的第二相，第二相不僅對晶粒有著良好的釘扎作用，并且很好的抑制了晶粒的長大，使晶粒更加細小，進而有助于提高鍛件的機械性能指標。

圖3 有效厚度為80mm鍛件心部位置顯微組織圖片

圖4 有效厚度為80mm鍛件臨近表面位置顯微組織圖片

3 結論

（1）鍛件的有效厚度直接影響了雙級時效的保溫時間對G.P.區(qū)形成、過渡相及平衡相的形成的尺寸及形態(tài)的效果，應根據(jù)不同的有效厚度適當調整時效的保溫時間，使得時效形成的第二相達到彌散均勻分布的效果。

（2）7A09鋁合金鍛件固溶溫度為470℃±5℃，保溫180min～220min水淬；時效制度為：一級時效熱處理制度105℃～115℃保溫6h～8h，二級時效制度：172℃～182℃保溫8h～10h。此工藝可以滿足有效厚度小于80mm的鍛件到達CGS1狀態(tài)的技術狀體要求。