于 帆，吴晓峰，齐　艳

（东北轻合金有限责任公司，黑龙江，哈尔滨  150060)

　　摘要：分析了7475铝合金扁锭裂纹、疏松倾向大的原因。从控制化学成分、调整铸造应力、提高熔体纯净度、加强晶粒细化等方面入手，防止7475铝合金扁锭铸造时发生裂纹、疏松缺陷。

　　关键词：熔铸；结晶；铸造应力；熔体净化

　　7475铝合金用来生产航空结构件，该结构件要求具有高强度、高韧性、抗疲劳、耐腐蚀等性能，其最终制品要求经过A级探伤检验和断口氧化膜检查。为了保证合金制品的性能和使用寿命，在熔铸阶段，除要求良好的铸造成形外，还应严格控制其主成分，降低杂质含量，保证金属的高纯洁度。为满足上述要求，特进行了熔铸工艺研究。

　　1　合金成分和熔铸工艺特点

　　1.1 合金成分及各元素作用

　　7475属于Al-Zn-Mg-Cu系合金，其化学成分见表1。Zn和Mg形成主要强化相η(MgZn₂)和（Al₂Zn₃Mg₃）相，这两个相在铝中随温度变化有较大的溶解度变化，因此热处理效果好。Al-Zn-Mg-Cu系合金的强度随着Zn、Mg含量的增加而提高，加入Cu、Mn、Cr可以改善合金的抗应力腐蚀性能，Mn和Cr还能提高合金的再结晶温度。

表1  7475合金化学成分(质量分数)　　　　　％

　　1.2  熔铸工艺特点

　　(1)裂纹倾向大：7475合金合金化程度高，结晶温度范围宽，在半连续铸造结晶过程中具有很大的热裂及冷裂倾向。

　　(2)易形成气体、夹渣缺陷：7475合金Zn含量高，熔体黏度大，由液态转变成固态时气体不易析出，在铸锭加工过程中经加热和变形后，气体易从晶界析出形成疏松或气泡。同时，因熔体黏度大，熔休表面容易结渣，在铸造过程中渣子不易从熔体分离出，造成铸锭夹渣缺陷。

　　2　试验过程

　　根据7475合金制品的性能指标要求，结合该合金的熔铸工艺特点，制定如下试验方案。

　　2.1　配料

　　使用本合金一级废料不超过30%，合金中所需的Cu、Mg、Zn以纯金属形式加入，Cr以Al-Cr中间合金形式加入。不允许使用复化料和添加剂。配料时控制w(Si)<0.08%，w(Fe)<0.10%。除原材料本身带入的Si、Fe之外不添加Fe。Cu、Mg、Zn、Cr含量按中限配入。

　　2.2　熔体

　　采用电炉自投固体料熔化方式。装炉前两次清炉，执行锻件用铸锭的熔铸工艺。熔炼温度700℃-750℃。完全熔化后，认真搅拌熔体后取样分析化学成分，取样温度在720℃以上，取样位置在两炉门之间熔体深度一半处。

　　炉前化学成分按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中间合金在溜槽冲入。铸造流线播种20kgAl-Ti-B丝。熔体从电炉出炉前用Ar气精炼10min。

　　2.3　铸造

　　导炉前对静置炉两次清炉，用长流管导炉，用干燥的2号溶剂块叠坝，满管流动，执行锻件用铸锭的铸造工艺。熔体导入静置炉后用Ar气精炼30min，静置30min。铸造过程中用除气装置进行在线除气，用双级陶瓷片进行在线双级过滤，并在线播种Al-5Ti-B丝细化晶粒。铸造工艺参数见表2。

表2　7475合金扁锭铸造工艺参数

　　3　试制结果

　　用上述试验方案制得的铸锭无裂纹缺陷。在该合金扁锭上任取一试片进行低倍、高倍组织、力学性能检查。

　　3.1　金相组织

　　（1）低倍组织：在低倍试片上没有发现夹渣、裂纹等缺陷，铸锭晶粒度小于一级。

　　（2）高倍组织：在高倍照片中未见晶间疏松缺陷，铸锭均匀化处理后高倍组织中仍有部分第二相组织。

　　3.2 力学性能

　　从表3可以看出，铸锭的屈服强度、抗拉强度平均值较高，而且各部位数据相差不大，说明各部位结晶速度较均匀。平均伸长率17％，说明铸锭塑性较好；但各部位塑性有些差别，除掉分析误差的影响，总体上看边部的塑性好一些。

　　3.3 探伤成品率检查

　　经对7475合金扁锭进行A级探伤检查，未发现探伤废品。

表3 7475合金扁锭力学性能

　　3.4 断口氧化膜检查

　　对合金扁锭加工成的制品进行断口氧化膜检查，在部分制品上发现有氧化膜缺陷。该缺陷在铸锭上无规律性，并不是集中在铸锭的头或尾部。制品断口检查氧化膜废品约为5％。

　　4 分析与讨论

　　4.1 合金的裂纹倾向及采取的措施

　　7475合金有很大的裂纹倾向，生产中为了抑制裂纹，采取了以下措施。

　　4.1.1 控制化学成分

　　7475合金具有很大的热裂和冷裂倾向，几乎所有的合金元素和杂质对裂纹都有影响。

　　Mg元素对合金裂纹倾向的影响见图1，可以看出，随着Mg含量增加裂纹倾向降低。因此，在对性能影响不大的情况下，应尽可能提高Mg含量。经对制件成品性能要求、铸造性能的综合考虑，将w（Mg）控制在2.1％～2.4％。

图1 Mg含量对Al-Cu-Mg-Zn扁锭裂纹倾向的影响

　　Cu元素能显著增加合金的热脆性，当w（Cu）>1.5％时热脆性更大。因此，在保证合金强度的情况下，Cu含量应尽可能低，本次试验将w（Cu）控制在1.5％～1.7％。

　　杂质Fe可与其他元素形成一些粗大化合物，影响合金的强度和塑性；Si的负作用比Fe的大，随着Si含量增加，合金的热脆性急剧提高；但适量增加Fe含量可以降低热脆性（见图2）。这是因为在Al-Cu-Mg-Zn系合金中，Mg和Si形成Mg2Si后有大量的过剩Mg存在，此时Mg2Si很少进入固溶体而存在于晶界和枝晶界的低熔点共晶体中，增加合金的热裂倾向。合金中的Fe可能生成了一些含Fe、Si、Mn的杂质化合物，使晶界和枝晶界的Mg2Si量减少，从而在接近结晶终了时晶界和枝晶界可能形成不连续的含Mg2Si脆性相的低熔点共晶。合金中有适量的Fe时它可与Si形成FeAlSi化合物，使Mg2Si脆性相在晶界和枝晶界上呈不连续状存在，从而降低合金的热裂倾向。本次试验为了保证铸锭的塑性，控制w（Si）<0.08％，这样在晶界和枝晶界的Mg2Si量非常少，可以不必调整Fe、Si的含量及其比例，并控制w（Fe）＜0.10％。

图2　Fe、Si含量对Al-Cu-Mg-Zn热脆性的影响

　　4.1.2 控制铸造应力

　　在铸造过程中，扁锭侧面和宽面的冷却条件不同 ，铸锭各层金属的温度也不同，特别是在扁锭结晶器侧面开缺口时更是如此。在铸锭继续冷却至室温的过程中，由于宽面的温度较高，冷却收缩时受到侧边的阻碍、因而在宽面产生拉应力；如果在继续冷却的过程中的某一时刻内，侧面的冷却冷却速度高于宽面的冷却速度，则侧面的收缩将受到宽面金属的阻碍，在侧面产生拉应力。

　　控制铸造应力的方法就是尽量平衡铸锭中的温度场，使之在铸锭对应位置处的侧面和宽面的的温度分布尽可能均匀。在铸造过程中确保均匀分配液流，保证宽面两侧水冷均匀。使用侧面带缺口的结晶器，使铸锭侧面金属提前冷却，保证其收缩时处于同一水平面的宽面区金属不会对其收缩造成大的阻力（宽面的液穴壁薄），降低了小面区的拉应力：调整宽面和侧面冷却水的比例，尽量使侧面的冷却水压小于宽面的冷却水压，使宽面和侧面的收缩尽可能接近同步。

　　防止夹渣、拉裂、冷隔等易引起应力集中的缺陷产生。

　　4.1.3 晶粒细化

　　向铸造前的熔体中加入适量的晶粒细化剂，保证非自发晶核的数量，防止粗晶组织的形成，降低铸锭的裂纹倾向。采取的措施是在熔体导炉时在出炉流槽加Al-Ti细化剂，铸造在线播种Al－Ti－B丝。

　　4.2 熔体净化以及它与探伤成品率、断口氧化膜之间的关系

　　熔体净化主要是指除气和除渣操作。除气是通过向熔体中吹入Ar气实现的。这是因为吹入的Ar气气泡中开始没有氢气，其氢分压为零，这样在气泡内外存在着氢分压差，熔体中的氢原子在此分压差的作用下向气泡界面扩散，并在界面上复合为氢分子进入气泡。这一过程一直进行到氢在气泡内外的分压相等时才会停止，进入气泡的氢气随着气泡上浮而逸入大气。此外，气泡在上浮过程中，还可以通过浮选作用将悬浮在熔体中的微小氢气泡和夹杂

　　物中的气体一并带出界面，从而达到除气的目的。本试验中除气操作包括电炉出炉前对熔体用Ar气精炼10min，在静置炉对熔体用Ar气精炼30min，铸造在线用Ar气除气等操作，除气率达到35％～40％。除渣是通过采用陶瓷片过滤来实现的。陶瓷片过滤是一种深过滤，主要是通过阻挡、沉积、吸附等作用，使夹杂物、氧化膜停留在孔道表面、缝隙、缩孔、洞穴等一切可能滞留的场所，实现与熔体的分离。但这种除渣只能滤掉10μm以上的大颗粒杂质，无法滤掉小于10μm的小颗粒杂质。

　　本试验未发现铸锭有疏松、气泡缺陷，说明所采取的除气措施是有效的。在进行A级探伤时未发现夹渣缺陷，说明熔体中大颗粒夹渣已被滤掉。最终制品有氧化膜缺陷，这说明在对铸锭A级探伤时颗粒小的夹杂无法检测到。因此，在以后的熔铸中要加强过滤，确保去除微小夹杂物。

　　5结论

　　通过试验得出7475合金扁铸锭合理的熔铸工艺制度为：

　　（l）配料时使用本合金一级废料不超过30％。

　　（2）炉前化学成分控制w(Si)<0.08％，w（Fe）<0.10％；炉前不补加Fe。

　　（3）铸造过程用除气装置进行在线除气，用双级陶瓷片进行在线双级过滤，在线播种Al-5Ti-B丝细化晶粒。

　　（4）铸造温度控制在690℃～715℃，冷却水压0.05MPa～0.15MPa，开头采用纯铝铺底，收尾回火，300mm×1200mm扁锭铸造速度45mm／min～60mm／min，340mm×1200mm扁锭铸造速度40mm/min～55 mm／min。

　　（5）要加大对熔体的过滤精度。