于 帆，吳曉峰，齊　艷

（東北輕合金有限責任公司，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。從控制化學成分、調整鑄造應力、提高熔體純凈度、加強晶粒細化等方面入手，防止7475鋁合金扁錠鑄造時發生裂紋、疏松缺陷。

　　關鍵詞：熔鑄；結晶；鑄造應力；熔體凈化

　　7475鋁合金用來生產航空結構件，該結構件要求具有高強度、高韌性、抗疲勞、耐腐蝕等性能，其最終制品要求經過A級探傷檢驗和斷口氧化膜檢查。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，還應嚴格控制其主成分，降低雜質含量，保證金屬的高純潔度。為滿足上述要求，特進行了熔鑄工藝研究。

　　1　合金成分和熔鑄工藝特點

　　1.1 合金成分及各元素作用

　　7475屬于Al-Zn-Mg-Cu系合金，其化學成分見表1。Zn和Mg形成主要強化相η(MgZn₂)和（Al₂Zn₃Mg₃）相，這兩個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力腐蝕性能，Mn和Cr還能提高合金的再結晶溫度。

表1  7475合金化學成分(質量分數)　　　　　％

　　1.2  熔鑄工藝特點

　　(1)裂紋傾向大：7475合金合金化程度高，結晶溫度范圍寬，在半連續鑄造結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，由液態轉變成固態時氣體不易析出，在鑄錠加工過程中經加熱和變形后，氣體易從晶界析出形成疏松或氣泡。同時，因熔體黏度大，熔休表面容易結渣，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　試驗過程

　　根據7475合金制品的性能指標要求，結合該合金的熔鑄工藝特點，制定如下試驗方案。

　　2.1　配料

　　使用本合金一級廢料不超過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。不允許使用復化料和添加劑。配料時控制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，執行鍛件用鑄錠的熔鑄工藝。熔煉溫度700℃-750℃。完全熔化后，認真攪拌熔體后取樣分析化學成分，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

　　導爐前對靜置爐兩次清爐，用長流管導爐，用干燥的2號溶劑塊疊壩，滿管流動，執行鍛件用鑄錠的鑄造工藝。熔體導入靜置爐后用Ar氣精煉30min，靜置30min。鑄造過程中用除氣裝置進行在線除氣，用雙級陶瓷片進行在線雙級過濾，并在線播種Al-5Ti-B絲細化晶粒。鑄造工藝參數見表2。

表2　7475合金扁錠鑄造工藝參數

　　3　試制結果

　　用上述試驗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行低倍、高倍組織、力學性能檢查。

　　3.1　金相組織

　　（1）低倍組織：在低倍試片上沒有發現夾渣、裂紋等缺陷，鑄錠晶粒度小于一級。

　　（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 力學性能

　　從表3可以看出，鑄錠的屈服強度、抗拉強度平均值較高，而且各部位數據相差不大，說明各部位結晶速度較均勻。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

　　經對7475合金扁錠進行A級探傷檢查，未發現探傷廢品。

表3 7475合金扁錠力學性能

　　3.4 斷口氧化膜檢查

　　對合金扁錠加工成的制品進行斷口氧化膜檢查，在部分制品上發現有氧化膜缺陷。該缺陷在鑄錠上無規律性，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，生產中為了抑制裂紋，采取了以下措施。

　　4.1.1 控制化學成分

　　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對裂紋都有影響。

　　Mg元素對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，在對性能影響不大的情況下，應盡可能提高Mg含量。經對制件成品性能要求、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w（Cu）>1.5％時熱脆性更大。因此，在保證合金強度的情況下，Cu含量應盡可能低，本次試驗將w（Cu）控制在1.5％～1.7％。

　　雜質Fe可與其他元素形成一些粗大化合物，影響合金的強度和塑性；Si的負作用比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）。這是因為在Al-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Mg2Si很少進入固溶體而存在于晶界和枝晶界的低熔點共晶體中，增加合金的熱裂傾向。合金中的Fe可能生成了一些含Fe、Si、Mn的雜質化合物，使晶界和枝晶界的Mg2Si量減少，從而在接近結晶終了時晶界和枝晶界可能形成不連續的含Mg2Si脆性相的低熔點共晶。合金中有適量的Fe時它可與Si形成FeAlSi化合物，使Mg2Si脆性相在晶界和枝晶界上呈不連續狀存在，從而降低合金的熱裂傾向。本次試驗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，可以不必調整Fe、Si的含量及其比例，并控制w（Fe）＜0.10％。

圖2　Fe、Si含量對Al-Cu-Mg-Zn熱脆性的影響

　　4.1.2 控制鑄造應力

　　在鑄造過程中，扁錠側面和寬面的冷卻條件不同 ，鑄錠各層金屬的溫度也不同，特別是在扁錠結晶器側面開缺口時更是如此。在鑄錠繼續冷卻至室溫的過程中，由于寬面的溫度較高，冷卻收縮時受到側邊的阻礙、因而在寬面產生拉應力；如果在繼續冷卻的過程中的某一時刻內，側面的冷卻冷卻速度高于寬面的冷卻速度，則側面的收縮將受到寬面金屬的阻礙，在側面產生拉應力。

　　控制鑄造應力的方法就是盡量平衡鑄錠中的溫度場，使之在鑄錠對應位置處的側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，保證寬面兩側水冷均勻。使用側面帶缺口的結晶器，使鑄錠側面金屬提前冷卻，保證其收縮時處于同一水平面的寬面區金屬不會對其收縮造成大的阻力（寬面的液穴壁薄），降低了小面區的拉應力：調整寬面和側面冷卻水的比例，盡量使側面的冷卻水壓小于寬面的冷卻水壓，使寬面和側面的收縮盡可能接近同步。

　　防止夾渣、拉裂、冷隔等易引起應力集中的缺陷產生。

　　4.1.3 晶粒細化

　　向鑄造前的熔體中加入適量的晶粒細化劑，保證非自發晶核的數量，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爐時在出爐流槽加Al-Ti細化劑，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氣實現的。這是因為吹入的Ar氣氣泡中開始沒有氫氣，其氫分壓為零，這樣在氣泡內外存在著氫分壓差，熔體中的氫原子在此分壓差的作用下向氣泡界面擴散，并在界面上復合為氫分子進入氣泡。這一過程一直進行到氫在氣泡內外的分壓相等時才會停止，進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，從而達到除氣的目的。本試驗中除氣操作包括電爐出爐前對熔體用Ar氣精煉10min，在靜置爐對熔體用Ar氣精煉30min，鑄造在線用Ar氣除氣等操作，除氣率達到35％～40％。除渣是通過采用陶瓷片過濾來實現的。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所，實現與熔體的分離。但這種除渣只能濾掉10μm以上的大顆粒雜質，無法濾掉小于10μm的小顆粒雜質。

　　本試驗未發現鑄錠有疏松、氣泡缺陷，說明所采取的除氣措施是有效的。在進行A級探傷時未發現夾渣缺陷，說明熔體中大顆粒夾渣已被濾掉。最終制品有氧化膜缺陷，這說明在對鑄錠A級探傷時顆粒小的夾雜無法檢測到。因此，在以后的熔鑄中要加強過濾，確保去除微小夾雜物。

　　5結論

　　通過試驗得出7475合金扁鑄錠合理的熔鑄工藝制度為：

　　（l）配料時使用本合金一級廢料不超過30％。

　　（2）爐前化學成分控制w(Si)<0.08％，w（Fe）<0.10％；爐前不補加Fe。

　　（3）鑄造過程用除氣裝置進行在線除氣，用雙級陶瓷片進行在線雙級過濾，在線播種Al-5Ti-B絲細化晶粒。

　　（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）要加大對熔體的過濾精度。