7B04鋁合金520mm×1820mm規(guī)格熔鑄工藝研究

殷云霞，黃巖超，孫英文

(1.東北輕合金有限責任公司，黑龍江 哈爾濱 150060；2.哈爾濱拓境科技有限公司，黑龍江 哈爾濱 150060 )

7B04鋁合金屬于高強高韌鋁合金，是變形鋁合金中強度最高的一類鋁合金，因其板材強度達到588MPa～686MPa，超過硬鋁合金，故稱超硬鋁合金。除強度高外，塑性比硬鋁低，但在相同強度水平下，斷裂韌度比硬鋁高，同時具有良好的熱加工性能，適宜生產(chǎn)各種類型和規(guī)格的半成品，因此超硬鋁是航空工業(yè)中的主要結(jié)構(gòu)材料之一。

該合金以其優(yōu)異的抗腐蝕性能、韌性和高的強度被廣泛應用于航空運輸工具的結(jié)構(gòu)件，如新一代戰(zhàn)機機翼等。該合金鑄錠多為420mm厚，但隨著國家航空材料國產(chǎn)化的需要，鋁合金航空材料需求量及對板材寬度要求都有所增加，鑄錠厚度及寬度也要相應增加，所以欲試驗生產(chǎn)520mm×1820mm規(guī)格鑄錠，以提高生產(chǎn)效率，為了摸索該規(guī)格工藝制度，進行了工藝研究及質(zhì)量攻關。

1 試驗過程

1.1 成分對組織和性能的影響

7B04合金屬于Al-Zn-Mg-Cu系合金，其化學成分見表1。該系合金可通過熱處理強化，合金中起主要強化作用的元素是Zn和 Mg；Cu也有一定的強化效果，但是其主要作用是為了提高材料的抗腐蝕性能。此外，合金中還有少量的Mn、Cr、Ti等輔助元素，可在鑄錠均勻化退火時產(chǎn)生彌散質(zhì)點，阻止位錯及晶界的遷移，提高再結(jié)晶溫度，阻止晶粒長大，從而有效地細化晶粒，并保證在熱加工及熱處理后保持未再結(jié)晶和部分再結(jié)晶組織，使合金在強度提高的同時具有良好的抗應力腐蝕性能。

表1 7B04合金化學成分(質(zhì)量分數(shù)，%)

Fe、Si是合金中的雜質(zhì)，主要以硬而脆的FeAl3、Mg2Si和游離Si的形式存在，還可以與Mn、Cr形成(FeMn)Al6、(FeMn)Si2A15、Al(FeMnCr)等粗大的不溶化合物。這些含F(xiàn)e、Si的難溶第二相在加工變形時會破碎、拉長，并沿變形的方向呈帶狀排列，分布在晶內(nèi)或晶界上，起到缺口的作用。當基體變形時容易在顆粒-基體邊界上產(chǎn)生孔隙，形成微細裂紋，成為宏觀裂紋的萌生地，同時雜質(zhì)顆粒也會促使微裂紋的過早發(fā)展。所以含F(xiàn)e、Si不溶相的存在，析出物的不利形狀以及它們所占據(jù)的大量體積會造成局部塑性變形能力的降低，對合金的各項性能產(chǎn)生非常不利的影響。

(1)Zn、Mg、Cu主元素對性能的影響。單調(diào)Zn時，隨著Zn含量的增加σb(強度極限)、σ0.2(屈服強度)增加，延伸率明顯下降，而電導率稍有下降；同時調(diào)Zn、Mg、Cu時，隨著Zn、Mg、Cu含量的增加，σb、σ0.2明顯上升，延伸率下降，而電導率基本不變。綜上所述，主元素Zn、Mg、Cu均取中、上限時，材料的各項性能較好。

(2)Fe、Si雜質(zhì)對組織和性能的影響。單獨調(diào)整Fe時，隨著Fe含量的增加σb、σ0.2下降，電導率稍有提高，但變化不大；KIC(斷裂韌性)略有提高。隨著Fe、Si含量的增加，7B04合金各項性能均下降，特別是KIC下降明顯；且Si含量對7B04合金的KIC的影響比Fe大。因此，在生產(chǎn)中為了提高合金的綜合性能，特別是KIC，要嚴格控制Fe、Si雜質(zhì)含量，特別要控制其中Si的含量，合金中Si含量升高，更容易導致KIC的大幅降低。綜上所述，F(xiàn)e一般控制在0.08%～0.15%，Si一般小于0.06%。

(3)Mn元素作用。Mn能阻止合金的再結(jié)晶過程，提高再結(jié)晶溫度，并能顯著細化再結(jié)晶晶粒。Mn部分固溶于鋁基體，其余以MnAl6的形式存在于組織中。再結(jié)晶晶粒的細化主要是通過MnAl6化合物彌散質(zhì)點對再結(jié)晶晶粒長大起阻礙作用實現(xiàn)的。Mn在鋁合金中能減少Fe的有害影響，能使合金中由Fe形成的片狀或針狀組織變?yōu)榧毭艿木w組織。且MnAl6能溶解雜質(zhì)Fe，形成(FeMn)Al6，減小Fe的有害影響。故一般鋁合金允許有一定量的Mn存在，但含Mn量過高時，會引起偏析。

(4)Cr元素作用。Cr在鋁中形成(CrFe)Al7和(CrMn)Al12等金屬間化合物，阻礙再結(jié)晶的形核和長大過程，對合金有一定的強化作用，還能改善合金韌性和降低應力腐蝕開裂敏感性，但會增加淬火敏感性。Cr在鋁合金中的添加量一般不超過0.35%，并隨合金中過渡元素的增加而降低。

1.2 生產(chǎn)工藝

(1)工藝流程為，配料→熔化及調(diào)整成分→鑄造→均勻化退火→機加。

(2)配料。選用Si<0.06%的電解鋁錠，新鋁用量50%～100%，其余為一級廢料。Zn、Mg、Cu以純金屬的形式加入，以Al-3Be中間合金的形式配入0.0005%～0.001%的Be元素，Mn、Cr、Ti元素按成分要求均以中間合金形式加入。

(3)熔煉。熔煉溫度700℃～750℃，使用2#熔劑覆蓋熔體，熔化爐Ar氣精煉時間不少于30min，保溫爐以Al-6Ti中間合金的形式加0.005%的Ti。

(4)鑄造。在線除氣裝置，雙級30ppi+50ppi陶瓷板過濾，保溫爐Al-Cl2精煉時間不少于30min，靜置時間30min～60min，在線播種Al-5Ti-0.2B絲。

7B04合金主要鑄造工藝參數(shù)為，鑄錠規(guī)格520mm×1820mm，鑄造速度40mm/min～60mm/min，鑄造溫度700℃～730℃，水流量70m3/h～90m3/h，需要擋水板，需要回火。

2 檢測項目

在生產(chǎn)的7B04鋁合金520mm×1820mm鑄錠底部鋸切一片厚20mm～30mm的試片，對其化學成分、低倍組織、高倍組織和力學性能進行分析，各項檢測取試樣的位置如圖1所示，其中，化學成分取樣為1、2、3、4、5；低倍取樣為11；高倍取樣為6、7、8、9、10；力學性能取樣為12、13、14、15。

2.1 低倍組織分析

經(jīng)低倍組織檢查，11號試片偏析層厚度為0.2mm，未見其它缺陷。試樣中無偏析、疏松、縮孔、氣泡、裂紋、夾雜等宏觀缺陷。鑄錠低倍檢查符合標準要求。

2.2 高倍組織觀察

7B04合金試片顯微組織見圖2。可以看出，鑄錠的枝晶間距相差不大，鑄錠均經(jīng)過均勻化處理，晶界顯著變細，但仍然有不少枝晶存在，晶內(nèi)也還存在少量粗大的第二相，殘留共晶組織和枝晶可以通過優(yōu)化均火工藝消除。

2.3 化學成分分析結(jié)果

選取鑄錠1/4截面進行成分均勻性分析，具體情況見表2?？梢钥闯?，生產(chǎn)的鑄錠雜質(zhì)Si、Fe含量都未超出規(guī)定范圍，Cu、Mg、Zn的含量基本也都在合理范圍內(nèi)，中心位置試樣成分偏低一些，符合結(jié)晶規(guī)律。

表2 7B04合金各試樣化學成分(質(zhì)量分數(shù)，%)

Tab.2 Chemical composition of 7B04 alloy samples (wt.%)

試樣編號SiFeCuMnMgCrNiZnTi1(厚邊)0.0620.151.660.282.560.13<0.056.000.0172(厚1/4)0.0600.141.520.282.630.13<0.056.180.0223(中心)0.0590.131.480.302.400.15<0.055.710.0324(寬1/4)0.0500.111.400.272.390.14<0.055.880.0385(寬邊)0.0560.141.540.292.480.13<0.055.930.021

由圖3可以看出，鑄錠不同位置Cu元素最大差值0.26%，Mg偏析最大差值0.24%，Zn偏析最大差值0.47%。鑄錠的偏析程度較小，所有位置試樣成分均在標準范圍內(nèi)。

2.4 力學性能

力學性能檢測結(jié)果見圖4。可以看出，鑄錠從中心到邊部各項力學性能指標相差不大，整體比較均勻，說明鑄錠各部分組織比較均勻，具有良好的綜合性能。

3分析與討論

3.1 熔體質(zhì)量對鑄錠裂紋傾向性的影響

(1)加入Be元素保護熔體。7B04合金中Mg含量相對較高，燒損傾向大，且大規(guī)格鑄錠鑄造速度較慢，進一步增大了其吸氣、氧化的傾向性。所以，向熔體中加入一定量的Be后可在表面形成一層致密的氧化膜，將熔體與空氣隔絕，發(fā)揮熔體保護作用，一般Be元素的加入量約為0.0008%。

(2)加強熔體凈化處理。7B04合金熔煉時易吸氫和氧化，經(jīng)熔煉后的金屬被氫和夾雜物污染，鑄造時鑄錠受激冷收縮，產(chǎn)生應力集中區(qū)域，特別是在大面表層的拉應力區(qū)，若鑄造前熔體凈化不徹底，在鑄錠拉應力區(qū)形成了氣孔、夾渣等易引起應力集中的缺陷，將導致鑄錠裂紋。本次生產(chǎn)，熔煉及鑄造過程中使用2#熔劑進行熔體保護，通過熔劑的浸潤、隔離、轉(zhuǎn)移分離作用，一方面可以將熔體與爐氣(空氣)隔開，防止爐氣(空氣)和金屬液體接接觸，因而減弱了熔體與爐氣(空氣)作用的物理化學過程的強度。另一方面將非金屬夾雜物捕集在熔鹽中，并將其中混雜的金屬液滴分離開來，起到了除渣的作用。在鑄造開始前，通過向熔體中吹入Ar-Cl2氣進行精煉操作，可使氫氣隨著氣泡上浮而逸入大氣，上浮過程中還可以通過浮選作用將懸浮在熔體中的微小分子氫氣泡和夾雜物中的氣體一并帶出界面。鑄造過程中使用雙級在線除氣提高除氣效率，使用雙級30ppi+50ppi陶瓷片過濾，通過陶瓷片的阻擋、沉積、吸附作用，使渣子停留在陶瓷片表面、孔道等一切可能停留的場所，實現(xiàn)熔體與渣子的分離。

(3)適量添加晶粒細化劑。熔煉過程中熔體局部過熱是不可避免的，這將引起熔體內(nèi)非自發(fā)晶核的活性衰退，導致鑄錠粗晶組織的形成。粗晶組織包括粗大等軸晶、柱狀晶和羽毛晶，其都可增大鑄錠裂紋傾向性。多年生產(chǎn)實踐證明，向合金中加入微量的晶粒細化劑可以細化組織，對抑制裂紋有明顯的作用。晶粒細化的效果取決于細化劑的種類和添加時機。Al-5Ti-0.2B絲中大量細小彌散TiB2質(zhì)點的存在，有利于形成細小的晶粒，其細化效果優(yōu)于Al-Ti絲，且在線加入時細化效果優(yōu)于保溫爐加入。所以本次生產(chǎn)7B04合金選擇在鑄造過程中在線播種Al-5Ti-0.2B絲。

3.2 鑄造參數(shù)對鑄錠裂紋傾向性的影響

在鑄造過程中，由于鑄錠規(guī)格較大，鑄錠各部位的凝固時間和冷卻速度不同，使鑄錠中存在應力集中區(qū)域。為達到減小鑄造應力、均勻分布應力的目的，應合理調(diào)整鑄造工藝參數(shù)和制定合理的擋水板高度。

(1)選擇合適的工藝參數(shù)。鑄造速度、溫度及冷卻水流量都是決定液穴深度的主要參數(shù)，扁錠大面表層始終處于拉應力狀態(tài)，液穴過深、液穴壁薄，都易導致鑄錠大面裂紋，液穴過淺及“肩”形液穴易導致小面冷隔缺陷，因此選擇合適的工藝參數(shù)十分重要。結(jié)合合金性質(zhì)和其熔鑄工藝特點，確定7B04合金520mm×1820mm規(guī)格鑄造速度為40 mm/min～60mm/min，鑄造溫度為700℃～730℃，冷卻水流量為70m3/h～90m3/h。

(2)確定合適的擋水板高度。由于7B04合金的收縮系數(shù)較大，且在低溫下的塑性較差，持續(xù)的水冷會導致應力集中在鑄錠大面產(chǎn)生裂紋，因此需要在結(jié)晶器下方安裝擋水板，利用鑄錠自身的殘余熱量縱向回火，降低鑄錠應力。但擋水板的懸掛位置十分重要，擋水板懸掛過高時，液穴在擋水板之下，因鑄錠縱向回火作用，此時擋水板下方的液穴斜率大于擋水板上方，而此時正是鑄錠凝固末期，易導致鑄錠心部補縮疏松和析出型疏松。結(jié)合7B04合金的熔鑄工藝特點和以往鑄造過程中液穴測量經(jīng)驗，確定擋水板高度為距離結(jié)晶器下沿350mm。

4 結(jié)論

采用上述工藝生產(chǎn)的鑄錠可以滿足要求，從而可以得出以下結(jié)論：

(1)熔煉溫度720℃～750℃，熔化爐出爐前使用Ar氣精煉時間不少于30min；

(2)鑄造前在保溫爐使用Ar-Cl2氣體精煉時間不少于30min，靜置30min～60min，鑄造過程中采用在線除氣和雙級30ppi+50ppi陶瓷片過濾對熔體進行熔體凈化處理；

(3)鑄造工藝參數(shù)為，鑄造速度(V)40mm/min～60mm/min，擋板前溫度(T)700℃～730℃，冷卻水流量為70m3/h～90m3/h，擋水板高度為距離結(jié)晶器下沿350mm。