黎正華，李曉謙，胡仕成，陳銘

(中南大學(xué) 機(jī)電工程學(xué)院 現(xiàn)代復(fù)雜裝備設(shè)計(jì)與極端制造教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，湖南 長沙，410083)

7050鋁合金由于具有高強(qiáng)高硬性而廣泛應(yīng)用于航天航空業(yè)。因?yàn)槠浜辖鸷枯^高，在鑄造過程中存在嚴(yán)重的成分偏析。宏觀偏析的出現(xiàn)不僅對鑄錠的性能有不良的影響，而且增加了鑄錠產(chǎn)生熱裂的傾向，同時對后續(xù)熱處理工藝和制品的最終性能有不同程度的影響。宏觀偏析缺陷的出現(xiàn)嚴(yán)重限制了鑄錠的生產(chǎn)能力，如鑄錠的尺寸、合金的組成以及鑄造過程中的工藝參數(shù)等[1]，因此，宏觀偏析在產(chǎn)品生產(chǎn)過程的重要性不容忽視。宏觀偏析是合金鑄錠在凝固過程中的溶質(zhì)元素分布不均現(xiàn)象，它的出現(xiàn)與合金的凝固過程緊密相關(guān)，液相流動過程中的溶質(zhì)擴(kuò)散對其起決定性作用，因此，控制液相的流動是控制宏觀偏析的主要手段[2-3]。在凝固過程中引入外場作為一種綠色環(huán)保的工藝手段在當(dāng)前得到了廣泛的社會關(guān)注。Eskin等[4]在 7050半連鑄過程中引入超聲外場后發(fā)現(xiàn)鑄錠組織細(xì)化效果明顯，偏析程度減弱，裂紋萌生得到抑制；Nadella等[5]在鋁合金半連續(xù)鑄造過程中施加電磁場發(fā)現(xiàn)，在磁場受迫對流的作用下，鑄錠中的宏觀偏析得到弱化；Zhao等[6]也獲得了相同的實(shí)驗(yàn)結(jié)果；蔣日鵬等[7-10]對超聲處理技術(shù)進(jìn)行了研究，但內(nèi)容多集中于超聲對各類合金晶粒尺寸及力學(xué)性能的影響，而對宏觀偏析的敘述較少，特別是針對超聲作用于半連續(xù)鑄造過程中關(guān)于宏觀偏析的實(shí)驗(yàn)和規(guī)律研究則更少。為此，本文作者通過改變超聲功率，研究熔體超聲處理作用于 7050鋁合金半連續(xù)鑄造過程對溶質(zhì)元素宏觀偏析的影響，并從兩相區(qū)液固相相對運(yùn)動、鑄錠收縮導(dǎo)致的流動以及懸浮晶粒等方面對超聲弱化偏析的原因進(jìn)行說明。

1 試驗(yàn)材料與方法

1.1 試驗(yàn)設(shè)備與裝置

(1) 超聲波發(fā)生器：輸出功率為105，135，170，200和240 W；輸出頻率為(19±0.5) kHz。

(2) 超聲振動系統(tǒng)：PZT壓電陶瓷換能器；45#鋼變幅桿；鈦合金工具桿。

(3) 其他輔助設(shè)備：2 t熔煉爐和半連續(xù)鑄機(jī)及配套的溫度控制記錄儀；熱電偶；位移控制操作臺；SPECTRO-MAXx立式直讀光譜儀，Leica臺式金相顯微鏡，實(shí)驗(yàn)裝置如圖1所示。

圖1 超聲半連鑄示意圖Fig.1 Schematic diagram of ultrasonic semi-continuous casting

1.2 試驗(yàn)材料

試驗(yàn)材料為7050鋁合金，由質(zhì)量分?jǐn)?shù)為99.7%的工業(yè)純鋁錠和各種合金母錠在實(shí)驗(yàn)室配置而成，材料的合金成分如表1所示。

表1 實(shí)驗(yàn)用7050合金成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Table 1 Alloy composition of 7050 aluminum in experiment%

1.3 試驗(yàn)方案

試驗(yàn)采用的鑄造工藝參數(shù)為：鑄造溫度740 ℃，鋁熔體液面的上升速度約0.72 mm/s，結(jié)晶器以及噴淋水水壓約0.10 MPa，在鑄造過程中從頂部直接加入超聲波并盡可能保持其他鑄造工藝條件不變，只通過改變超聲功率進(jìn)行試驗(yàn)對比。(1) 采用“插絲法”測定初始凝固前沿的位置點(diǎn)及其高度，即分別插入鐵絲測H1和H2，如圖2所示。其中：H1為沿鑄錠中心線方向測得的液穴最深處與液面之間的距離；H2為沿結(jié)晶器內(nèi)壁測得的液穴最淺處與液面的距離；定義液穴深度為H=H1-H2。(2) 采用SPECTRO-MAXx立式直讀光譜儀對不同工況下的鑄錠橫截面進(jìn)行成分測定。采用偏析比q作為偏析量化的指標(biāo)：q=wmax/wmin(其中，wmax和wmin分別表示橫截面內(nèi)溶質(zhì)質(zhì)量分?jǐn)?shù)的最大值和最小值)。(3) 對不同工況下的橫截面進(jìn)行取樣，采用Leica金相顯微鏡觀測不同位置的微觀組織。

圖2 DC鑄造過程中液穴測量位置及鑄錠收縮引起的流動示意圖Fig.2 Schematic diagram of measure location of sump and shrinkage flow in DC casting

2 結(jié)果分析與討論

圖3所示為實(shí)驗(yàn)測得的凝固前沿H1和H2隨超聲功率變化曲線。從圖3可以看出：液穴深度H隨著超聲功率的增加逐漸變小，未加超聲時液穴的深度為210 mm，而240 W超聲功率作用時，液穴深度變?yōu)?97 mm，施加170 W超聲后，液穴變淺的趨勢趨緩。

圖3 740 ℃和0.72 mm/s條件下凝固前沿形態(tài)隨超聲功率變化規(guī)律Fig.3 Evolution of solidifying front shape with ultrasonic power under condition of 740 ℃ and 0.72 mm/s

產(chǎn)生上述現(xiàn)象的原因在于功率超聲的作用時，超聲的空化效應(yīng)能夠增大熔體的過冷度，提高形核率，在超聲微射流和聲流的攪拌作用下，使得形核質(zhì)點(diǎn)的擴(kuò)散速度增大，使得液穴里熔體凝固趨于均勻化[11-15]。合金凝固時，Clausius-Clapeyron方程為[14]：

式中：ΔT為壓力改變而導(dǎo)致的熔點(diǎn)改變值；Tm為金屬的凝固點(diǎn)溫度；ΔV為凝固時體積的變化；ΔH為金屬凝固時的焓變。

在壓力變化時，ΔH改變值可以忽略不計(jì)，其中壓力包括液體金屬的靜壓力，凝固收縮所產(chǎn)生的抽壓力以及外加超聲場的聲壓驅(qū)動力。由于ΔT/Δp＞0，所以，合金熔點(diǎn)隨著超聲聲壓的增加而增大，即增大超聲功率可使合金的凝固溫度升高；分析液穴內(nèi)溫度場的分布情況可知：邊部的溫度梯度要大于中心的溫度梯度。對整個液穴而言，在熔點(diǎn)變化值相同的情況下，必然導(dǎo)致液穴深度H降低和熔池深度H1降低，但是，隨著超聲功率的增加，超聲的熱作用機(jī)制以及超聲空化產(chǎn)生的高溫會使得局部的溫度升高，因此，在施加170 W功率后液穴變淺的趨勢趨緩。

圖4所示為半連續(xù)鑄造過程中，不同超聲功率作用下鑄錠中心和邊部的微觀組織。從圖4可見：無超聲作用時，鑄錠邊部和中心均存在混晶，即粗大的晶粒與細(xì)小的晶?；祀s在一起，晶粒尺寸差異特別明顯(如圖4(a)和4(e))，觀察超聲外場作用下鑄錠微觀組織發(fā)現(xiàn)，混晶逐漸減少，邊部和中心組織均得到不同程度的細(xì)化，且組織分布更為均勻，近球形。對比功率超聲作用后的凝固組織發(fā)現(xiàn)，超聲功率對鑄錠凝固組織的細(xì)化效果不同，240 W功率超聲作用對鑄錠具有最佳的細(xì)化效果。其原因可能是由于超聲波的空化效應(yīng)和聲流效應(yīng)對形核和形核長大過程的作用，顯著提高形核率[7-15]，晶核隨著液相運(yùn)動，擴(kuò)散到鑄錠各個部位，從而促進(jìn)了整個鑄錠的形核，使形成的組織更為均勻。超聲波的空化效應(yīng)和聲流效應(yīng)隨著超聲功率的增加而增強(qiáng)，因此超聲功率越大，微觀組織的球化細(xì)晶效果越好。

圖5所示為溶質(zhì)元素Zn，Mg和Cu在鑄錠橫截面內(nèi)的徑向分布，其中：Y坐標(biāo)軸相當(dāng)于結(jié)晶器壁，右端為鑄錠的中心，橫坐標(biāo)為沿半徑方向結(jié)晶器壁與測量點(diǎn)之間的距離與鑄錠半徑的比。由圖5可知：溶質(zhì)元素Zn，Mg和Cu均存在逆偏析，鑄錠中心部位溶質(zhì)元素含量低于鑄錠邊部。通過對比未加超聲和施加功率超聲工況，溶質(zhì)元素分布變化曲線在超聲作用下均趨于平坦，溶質(zhì)元素分布變得均勻。在實(shí)驗(yàn)所測得的功率條件下，超聲功率越大，曲線越平坦，溶質(zhì)元素徑向分布越均勻。

圖6所示為Zn，Mg和Cu溶質(zhì)元素偏析比隨超聲功率變化規(guī)律。由圖6可見：未加超聲時，Zn，Mg和Cu溶質(zhì)元素的偏析比分別為1.243，1.158和1.190；240 W超聲作用時，偏析比降為1.086，1.098和1.110，偏析程度顯著降低。

由于7050合金的合金成分高，Zn，Mg和Cu溶質(zhì)分配系數(shù)K分別為0.45，0.43和0.17[5]，因此，在常規(guī)凝固過程中均存在逆偏析。對于超聲抑制 7050鋁合金半連鑄過程溶質(zhì)元素逆偏析的主要原因如下。

2.1 超聲對兩相區(qū)流場的影響

導(dǎo)致合金元素宏觀偏析的主要原因?yàn)橐汗滔嗟南鄬\(yùn)動，因此，對純液相的流場研究對溶質(zhì)分布的影響沒有多大意義。對于兩相區(qū)，根據(jù)固相分?jǐn)?shù)的不同，可以分為漿狀區(qū)和糊狀區(qū)，在2個部分的流場分布情況是截然不同的。漿狀區(qū)的固相分?jǐn)?shù)為 0～0.3，固相強(qiáng)加在液相上的拉液力相對很小，影響溶質(zhì)分布流場的因素主要是溶質(zhì)浮力流和外場強(qiáng)迫對流。在漿狀區(qū)內(nèi)，固相懸浮在液相中，由于固相和液相的密度不一樣，固相在伴隨液相運(yùn)動的過程中速度存在差異，固液相的相對速度越小，液穴內(nèi)溶質(zhì)分布越均勻。液固相相對運(yùn)動速度公式為[5]：

圖4 不同超聲功率作用下的微觀組織結(jié)構(gòu)Fig.4 Microstructures obtained by different ultrasonic powers

圖5 不同超聲功率下溶質(zhì)元素徑向分布情況Fig.5 Solute concentration profile in radial direction under different ultrasonic powers

式中：vs為固相速度；vl為液相的速度；gs為固相分?jǐn)?shù)；sρ為固相密度；lρ為液相密度；ds為晶粒尺寸；g為重力加速度；mμ為固液相混合熔體的相對黏度。

圖6 Zn，Mg和Cu溶質(zhì)元素偏析比隨超聲功率變化規(guī)律Fig.6 Evolution of segregation ratio of Zn, Mg and Cu with ultrasonic power

經(jīng)分析可知：超聲對凝固組織有明顯的細(xì)化效果，在0～240 W有效功率范圍內(nèi)，超聲功率越大，細(xì)化效果越明顯。在一定固相分?jǐn)?shù)下，由于施加功率超聲，使得晶粒尺寸ds晶粒尺寸減小，由于超聲對凝固組織的細(xì)化作用，使得兩相區(qū)內(nèi)液固相相對速度減小，從而弱化了鑄錠的逆偏析。

在糊狀區(qū)，固相分?jǐn)?shù)為 0.3～1，固相晶粒之間相互搭接形成了一個剛性骨架，有效地阻礙了液相的流動，固相的運(yùn)動速度和鑄造速度相同，影響液相徑向流動主要原因是鑄錠的收縮。鑄錠在凝固的同時體積收縮，對于鋁合金而言體收縮率為6%～8%，鑄錠收縮的同時導(dǎo)致液相沿體積收縮方向流動，由于補(bǔ)償?shù)囊合嗔黧w溶質(zhì)成分含量要高于鑄錠的平均成分，因此，控制凝固前沿富集溶質(zhì)的液相收縮流動是抑制鑄錠宏觀偏析的有效手段。對此引入DC鑄造過程鑄錠收縮如圖6所示，鑄錠收縮速度分量可正交分解為一個水平分量vh和vv[5]。

式中：vshr為鑄錠收縮引起的流速；β為收縮率；gl為液相分?jǐn)?shù)；vcast為鑄造速度。

水平分量沿鑄錠的半徑方向指向鑄錠的表面，豎直分量與鑄造速度方向相同，雖然會導(dǎo)致豎直方向的宏觀偏析，但是，對徑向分布情況沒有影響；而水平分量會使溶質(zhì)由鑄錠的中心向表面運(yùn)動，盡管這一物理過程發(fā)生得很慢，運(yùn)動的距離很短，但是，當(dāng)所有的溶質(zhì)都存在這種運(yùn)動趨勢時，在鑄錠的表面將形成正偏析，中心部位由于沒有更加富集的熔體進(jìn)行補(bǔ)償，將形成負(fù)偏析。由上面分析可知：超聲場的加入使得液穴變淺，并且超聲功率越大，液穴深度越淺。由于α＜45°，因此，由鑄錠收縮引起的對徑向宏觀偏析起影響作用的速度水平分量隨超聲功率的增加而減少，使得偏析程度降低。

為了更好地反映鑄錠收縮對徑向宏觀偏析的影響，引入凝固過程水平方向溶質(zhì)傳遞距離公式[5]：

式中：α為液穴切線與水平方向的夾角；A為常數(shù)，與合金的成分有關(guān)；Lm為糊狀區(qū)高度；β為收縮率；C0為合金元素的液相成分。(dLh/dR)/C0能有效地反映鑄錠徑向的相對偏析程度。分析式(4)可知：隨著液穴的變淺，鑄錠徑向的偏析比變小，即鑄錠的徑向宏觀偏析程度隨著超聲功率的增加而降低。

2.2 超聲對懸浮晶粒的影響

在凝固過程中，固相的溶質(zhì)平均濃度要低于液相的溶質(zhì)平均濃度，因此，液相中先結(jié)晶懸浮晶粒的形成和長大過程是造成偏析的一個重要原因。懸浮晶粒中溶質(zhì)濃度相對較低，隨著液相的運(yùn)動而運(yùn)動，在運(yùn)動的過程中長大，由于重力和浮力的相互作用，最終沉積。凝固過程中的溶質(zhì)傳輸決定著凝固組織中的成分分布，并影響到凝固組織的結(jié)構(gòu),在懸浮晶粒表面的溶質(zhì)濃度要高于液相中的溶質(zhì)濃度，懸浮晶粒由于成分過冷不斷長大，導(dǎo)致了非平衡凝固組織的形成，表現(xiàn)為徑向的混晶分布，如圖4所示。由于混晶的成分與液相成分存在差異，因此，將造成鑄錠徑向的宏觀偏析。溶質(zhì)原子擴(kuò)散程度的估計(jì)參數(shù)在一定程度上能反映溶質(zhì)元素在凝固過程的擴(kuò)散情況，溶質(zhì)擴(kuò)散程度的估計(jì)參數(shù)α[2]為：

式中：D為固相擴(kuò)散系數(shù)；τ為擴(kuò)散時間，即局部凝固時間；l為擴(kuò)散距離,可用半枝晶間距表示。由圖 4可知：施加超聲后，晶粒組織得到了明顯細(xì)化。在相同的擴(kuò)散時間內(nèi)，l變小，溶質(zhì)的擴(kuò)散程度增加，因此施加超聲場加速了凝固過程溶質(zhì)的擴(kuò)散，降低了懸浮晶粒表面的成分過冷，抑制了懸浮晶粒的長大，同時空化效應(yīng)有效提高了整個熔體的過冷度，增加形核率，使得液相的結(jié)晶過程趨于整體化，晶粒的生長趨于均勻化，表現(xiàn)為橫截面的晶粒細(xì)化和晶粒呈等軸晶狀，從而抑制了非平衡凝固組織的形成，弱化了偏析。

3 結(jié)論

(1) 在外加超聲場作用下，7050鋁合金熔體結(jié)晶溫度升高，液穴變淺，有利于溶質(zhì)元素在截面尺寸范圍內(nèi)的均衡分布和擴(kuò)散。

(2) 熔體超聲處理加大了溶質(zhì)在凝固過程中的擴(kuò)散程度，減少了局部的成分過冷，使得晶粒的生長條件趨于均勻化，抑制了非平衡凝固組織的形成，弱化了偏析的程度。

(3) 超聲處理有效的細(xì)化了鑄錠組織，使得兩相區(qū)液固相相對速度減小，鑄錠收縮引起的徑向流速減小，徑向偏析程度降低，有效地改善了溶質(zhì)元素的逆偏析，但不能消除逆偏析。

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