于 帆，吳曉峰，齊 艷
（東北輕合金有限責(zé)任公司，黑龍江，哈爾濱 150060)
摘要：分析了7475鋁合金扁錠裂紋、疏松傾向大的原因。從控制化學(xué)成分、調(diào)整鑄造應(yīng)力、提高熔體純凈度、加強(qiáng)晶粒細(xì)化等方面入手，防止7475鋁合金扁錠鑄造時(shí)發(fā)生裂紋、疏松缺陷。
關(guān)鍵詞：熔鑄；結(jié)晶；鑄造應(yīng)力；熔體凈化
7475鋁合金用來生產(chǎn)航空結(jié)構(gòu)件，該結(jié)構(gòu)件要求具有高強(qiáng)度、高韌性、抗疲勞、耐腐蝕等性能，其最終制品要求經(jīng)過A級(jí)探傷檢驗(yàn)和斷口氧化膜檢查。為了保證合金制品的性能和使用壽命，在熔鑄階段，除要求良好的鑄造成形外，還應(yīng)嚴(yán)格控制其主成分，降低雜質(zhì)含量，保證金屬的高純潔度。為滿足上述要求，特進(jìn)行了熔鑄工藝研究。
1 合金成分和熔鑄工藝特點(diǎn)
1.1 合金成分及各元素作用
7475屬于Al-Zn-Mg-Cu系合金，其化學(xué)成分見表1。Zn和Mg形成主要強(qiáng)化相η(MgZn2)和（Al2Zn3Mg3）相，這兩個(gè)相在鋁中隨溫度變化有較大的溶解度變化，因此熱處理效果好。Al-Zn-Mg-Cu系合金的強(qiáng)度隨著Zn、Mg含量的增加而提高，加入Cu、Mn、Cr可以改善合金的抗應(yīng)力腐蝕性能，Mn和Cr還能提高合金的再結(jié)晶溫度。
表1 7475合金化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)) �。�
| Si |
Fe |
Cu |
Mn |
Mg |
Cr |
Zn |
Ti |
其他雜質(zhì) |
Al |
| 單個(gè) |
合計(jì) |
| 0.1 |
0.12 |
1.2～1.9 |
0.06 |
1.9～2.6 |
0.18～0.25 |
5.2～6.2 |
0.06 |
0.05 |
0.15 |
余量 |
1.2 熔鑄工藝特點(diǎn)
(1)裂紋傾向大：7475合金合金化程度高，結(jié)晶溫度范圍寬，在半連續(xù)鑄造結(jié)晶過程中具有很大的熱裂及冷裂傾向。
(2)易形成氣體、夾渣缺陷：7475合金Zn含量高，熔體黏度大，由液態(tài)轉(zhuǎn)變成固態(tài)時(shí)氣體不易析出，在鑄錠加工過程中經(jīng)加熱和變形后，氣體易從晶界析出形成疏松或氣泡。同時(shí)，因熔體黏度大，熔休表面容易結(jié)渣，在鑄造過程中渣子不易從熔體分離出，造成鑄錠夾渣缺陷。
2 試驗(yàn)過程
根據(jù)7475合金制品的性能指標(biāo)要求，結(jié)合該合金的熔鑄工藝特點(diǎn)，制定如下試驗(yàn)方案。
2.1 配料
使用本合金一級(jí)廢料不超過30%，合金中所需的Cu、Mg、Zn以純金屬形式加入，Cr以Al-Cr中間合金形式加入。不允許使用復(fù)化料和添加劑。配料時(shí)控制w(Si)<0.08%，w(Fe)<0.10%。除原材料本身帶入的Si、Fe之外不添加Fe。Cu、Mg、Zn、Cr含量按中限配入。
2.2 熔體
采用電爐自投固體料熔化方式。裝爐前兩次清爐，執(zhí)行鍛件用鑄錠的熔鑄工藝。熔煉溫度700℃-750℃。完全熔化后，認(rèn)真攪拌熔體后取樣分析化學(xué)成分，取樣溫度在720℃以上，取樣位置在兩爐門之間熔體深度一半處。
爐前化學(xué)成分按w(Cu)1.5%～1.7%、w(Mg)2.1%～2.4%控制，Zn、Cr按中限控制，不加Fe。Al-Ti中間合金在溜槽沖入。鑄造流線播種20kgAl-Ti-B絲。熔體從電爐出爐前用Ar氣精煉10min。
2.3 鑄造
導(dǎo)爐前對(duì)靜置爐兩次清爐，用長流管導(dǎo)爐，用干燥的2號(hào)溶劑塊疊壩，滿管流動(dòng)，執(zhí)行鍛件用鑄錠的鑄造工藝。熔體導(dǎo)入靜置爐后用Ar氣精煉30min，靜置30min。鑄造過程中用除氣裝置進(jìn)行在線除氣，用雙級(jí)陶瓷片進(jìn)行在線雙級(jí)過濾，并在線播種Al-5Ti-B絲細(xì)化晶粒。鑄造工藝參數(shù)見表2。
表2 7475合金扁錠鑄造工藝參數(shù)
| 鑄錠規(guī)格/mm |
速度/（mm·min-1） |
溫度/℃ |
水壓/Mpa |
| 300×1200 |
45～60 |
690～715 |
0.05～0.15 |
| 340×1200 |
40～55 |
690～715 |
0.05～0.15 |
3 試制結(jié)果
用上述試驗(yàn)方案制得的鑄錠無裂紋缺陷。在該合金扁錠上任取一試片進(jìn)行低倍、高倍組織、力學(xué)性能檢查。
3.1 金相組織
（1）低倍組織：在低倍試片上沒有發(fā)現(xiàn)夾渣、裂紋等缺陷，鑄錠晶粒度小于一級(jí)。
�。�2）高倍組織：在高倍照片中未見晶間疏松缺陷，鑄錠均勻化處理后高倍組織中仍有部分第二相組織。
3.2 力學(xué)性能
從表3可以看出，鑄錠的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度平均值較高，而且各部位數(shù)據(jù)相差不大，說明各部位結(jié)晶速度較均勻。平均伸長率17％，說明鑄錠塑性較好；但各部位塑性有些差別，除掉分析誤差的影響，總體上看邊部的塑性好一些。
3.3 探傷成品率檢查
經(jīng)對(duì)7475合金扁錠進(jìn)行A級(jí)探傷檢查，未發(fā)現(xiàn)探傷廢品。
表3 7475合金扁錠力學(xué)性能
| 取樣位置 |
試樣號(hào) |
Rm/(N·mm-2) |
Rp0.2/(N·mm-2) |
A/% |
| 沿鑄錠厚度方向，從中心至邊部（1為中心） |
1 |
234.4 |
128.4 |
17.1 |
| 2 |
237.7 |
127 |
16.7 |
| 3 |
237.5 |
129.5 |
15.6 |
| 4 |
240 |
128.8 |
17.8 |
| 5 |
238.7 |
128.4 |
18.2 |
| 6 |
234.7 |
127.4 |
19.1 |
| 7 |
239.8 |
128.5 |
16.7 |
| 沿鑄錠寬方向，從中心至邊部（8為中心） |
8 |
237.6 |
127.3 |
16.2 |
| 9 |
239.3 |
136.6 |
16.2 |
| 10 |
238.5 |
131.2 |
16.2 |
| 11 |
239.9 |
131.7 |
17.8 |
| |
平均值 |
238 |
129.5 |
17.1 |
3.4 斷口氧化膜檢查
對(duì)合金扁錠加工成的制品進(jìn)行斷口氧化膜檢查，在部分制品上發(fā)現(xiàn)有氧化膜缺陷。該缺陷在鑄錠上無規(guī)律性，并不是集中在鑄錠的頭或尾部。制品斷口檢查氧化膜廢品約為5％。
4 分析與討論
4.1 合金的裂紋傾向及采取的措施
7475合金有很大的裂紋傾向，生產(chǎn)中為了抑制裂紋，采取了以下措施。
4.1.1 控制化學(xué)成分
7475合金具有很大的熱裂和冷裂傾向，幾乎所有的合金元素和雜質(zhì)對(duì)裂紋都有影響。
Mg元素對(duì)合金裂紋傾向的影響見圖1，可以看出，隨著Mg含量增加裂紋傾向降低。因此，在對(duì)性能影響不大的情況下，應(yīng)盡可能提高M(jìn)g含量。經(jīng)對(duì)制件成品性能要求、鑄造性能的綜合考慮，將w（Mg）控制在2.1％～2.4％。
圖1 Mg含量對(duì)Al-Cu-Mg-Zn扁錠裂紋傾向的影響
Cu元素能顯著增加合金的熱脆性，當(dāng)w（Cu）>1.5％時(shí)熱脆性更大。因此，在保證合金強(qiáng)度的情況下，Cu含量應(yīng)盡可能低，本次試驗(yàn)將w（Cu）控制在1.5％～1.7％。
雜質(zhì)Fe可與其他元素形成一些粗大化合物，影響合金的強(qiáng)度和塑性；Si的負(fù)作用比Fe的大，隨著Si含量增加，合金的熱脆性急劇提高；但適量增加Fe含量可以降低熱脆性（見圖2）。這是因?yàn)樵贏l-Cu-Mg-Zn系合金中，Mg和Si形成Mg2Si后有大量的過剩Mg存在，此時(shí)Mg2Si很少進(jìn)入固溶體而存在于晶界和枝晶界的低熔點(diǎn)共晶體中，增加合金的熱裂傾向。合金中的Fe可能生成了一些含F(xiàn)e、Si、Mn的雜質(zhì)化合物，使晶界和枝晶界的Mg2Si量減少，從而在接近結(jié)晶終了時(shí)晶界和枝晶界可能形成不連續(xù)的含Mg2Si脆性相的低熔點(diǎn)共晶。合金中有適量的Fe時(shí)它可與Si形成FeAlSi化合物，使Mg2Si脆性相在晶界和枝晶界上呈不連續(xù)狀存在，從而降低合金的熱裂傾向。本次試驗(yàn)為了保證鑄錠的塑性，控制w（Si）<0.08％，這樣在晶界和枝晶界的Mg2Si量非常少，可以不必調(diào)整Fe、Si的含量及其比例，并控制w（Fe）＜0.10％。
圖2 Fe、Si含量對(duì)Al-Cu-Mg-Zn熱脆性的影響
4.1.2 控制鑄造應(yīng)力
在鑄造過程中，扁錠側(cè)面和寬面的冷卻條件不同 ，鑄錠各層金屬的溫度也不同，特別是在扁錠結(jié)晶器側(cè)面開缺口時(shí)更是如此。在鑄錠繼續(xù)冷卻至室溫的過程中，由于寬面的溫度較高，冷卻收縮時(shí)受到側(cè)邊的阻礙、因而在寬面產(chǎn)生拉應(yīng)力；如果在繼續(xù)冷卻的過程中的某一時(shí)刻內(nèi)，側(cè)面的冷卻冷卻速度高于寬面的冷卻速度，則側(cè)面的收縮將受到寬面金屬的阻礙，在側(cè)面產(chǎn)生拉應(yīng)力。
控制鑄造應(yīng)力的方法就是盡量平衡鑄錠中的溫度場(chǎng)，使之在鑄錠對(duì)應(yīng)位置處的側(cè)面和寬面的的溫度分布盡可能均勻。在鑄造過程中確保均勻分配液流，保證寬面兩側(cè)水冷均勻。使用側(cè)面帶缺口的結(jié)晶器，使鑄錠側(cè)面金屬提前冷卻，保證其收縮時(shí)處于同一水平面的寬面區(qū)金屬不會(huì)對(duì)其收縮造成大的阻力（寬面的液穴壁�。档土诵∶鎱^(qū)的拉應(yīng)力：調(diào)整寬面和側(cè)面冷卻水的比例，盡量使側(cè)面的冷卻水壓小于寬面的冷卻水壓，使寬面和側(cè)面的收縮盡可能接近同步。
防止夾渣、拉裂、冷隔等易引起應(yīng)力集中的缺陷產(chǎn)生。
4.1.3 晶粒細(xì)化
向鑄造前的熔體中加入適量的晶粒細(xì)化劑，保證非自發(fā)晶核的數(shù)量，防止粗晶組織的形成，降低鑄錠的裂紋傾向。采取的措施是在熔體導(dǎo)爐時(shí)在出爐流槽加Al-Ti細(xì)化劑，鑄造在線播種Al－Ti－B絲。
4.2 熔體凈化以及它與探傷成品率、斷口氧化膜之間的關(guān)系
熔體凈化主要是指除氣和除渣操作。除氣是通過向熔體中吹入Ar氣實(shí)現(xiàn)的。這是因?yàn)榇等氲腁r氣氣泡中開始沒有氫氣，其氫分壓為零，這樣在氣泡內(nèi)外存在著氫分壓差，熔體中的氫原子在此分壓差的作用下向氣泡界面擴(kuò)散，并在界面上復(fù)合為氫分子進(jìn)入氣泡。這一過程一直進(jìn)行到氫在氣泡內(nèi)外的分壓相等時(shí)才會(huì)停止，進(jìn)入氣泡的氫氣隨著氣泡上浮而逸入大氣。此外，氣泡在上浮過程中，還可以通過浮選作用將懸浮在熔體中的微小氫氣泡和夾雜
物中的氣體一并帶出界面，從而達(dá)到除氣的目的。本試驗(yàn)中除氣操作包括電爐出爐前對(duì)熔體用Ar氣精煉10min，在靜置爐對(duì)熔體用Ar氣精煉30min，鑄造在線用Ar氣除氣等操作，除氣率達(dá)到35％～40％。除渣是通過采用陶瓷片過濾來實(shí)現(xiàn)的。陶瓷片過濾是一種深過濾，主要是通過阻擋、沉積、吸附等作用，使夾雜物、氧化膜停留在孔道表面、縫隙、縮孔、洞穴等一切可能滯留的場(chǎng)所，實(shí)現(xiàn)與熔體的分離。但這種除渣只能濾掉10μm以上的大顆粒雜質(zhì)，無法濾掉小于10μm的小顆粒雜質(zhì)。
本試驗(yàn)未發(fā)現(xiàn)鑄錠有疏松、氣泡缺陷，說明所采取的除氣措施是有效的。在進(jìn)行A級(jí)探傷時(shí)未發(fā)現(xiàn)夾渣缺陷，說明熔體中大顆粒夾渣已被濾掉。最終制品有氧化膜缺陷，這說明在對(duì)鑄錠A級(jí)探傷時(shí)顆粒小的夾雜無法檢測(cè)到。因此，在以后的熔鑄中要加強(qiáng)過濾，確保去除微小夾雜物。
5結(jié)論
通過試驗(yàn)得出7475合金扁鑄錠合理的熔鑄工藝制度為：
（l）配料時(shí)使用本合金一級(jí)廢料不超過30％。
�。�2）爐前化學(xué)成分控制w(Si)<0.08％，w（Fe）<0.10％；爐前不補(bǔ)加Fe。
�。�3）鑄造過程用除氣裝置進(jìn)行在線除氣，用雙級(jí)陶瓷片進(jìn)行在線雙級(jí)過濾，在線播種Al-5Ti-B絲細(xì)化晶粒。
�。�4）鑄造溫度控制在690℃～715℃，冷卻水壓0.05MPa～0.15MPa，開頭采用純鋁鋪底，收尾回火，300mm×1200mm扁錠鑄造速度45mm／min～60mm／min，340mm×1200mm扁錠鑄造速度40mm/min～55 mm／min。
�。�5）要加大對(duì)熔體的過濾精度。 |
