馬小前

（西北鋁業(yè)有限責任公司，隴西748111）

0 前言

7×××系鋁合金是以鋅為主要合金元素的鋁合金，屬于熱處理可強化鋁合金。合金中加鎂，則為Al-Zn-Mg合金，合金具有良好的熱變形性能，淬火范圍很寬，在適當?shù)臒崽幚項l件下能夠得到較高的強度，焊接性能良好，一般耐蝕性較好，有一定的應力腐蝕傾向，是高強可焊的鋁合金。Al-Zn-Mg-Cu合金是在Al-Zn-Mg合金基礎上通過添加Cu發(fā)展起來的，該系鋁合金是目前生產的室溫強度最高的一類鋁合金，它比2×××系高強鋁合金有更高的強度，因此稱為超高強鋁合金。合金的屈服強度接近于抗拉強度，屈強比高，比強度也高，但塑性和高溫強度較低，可用作常溫、120℃以下使用的承力結構件；合金易于加工，有較好的耐腐蝕性能和較高的韌性。該系合金廣泛用于航空和航天領域，并成為這個領域中最重要的結構材料之一。然而，有時由于熔煉、鑄造工藝不當，亦出現(xiàn)粗大晶粒缺陷。本文以7A09鋁合金大晶粒鑄錠、正常鑄錠為試驗用材料，探討鑄錠粗大晶粒對擠壓后棒材組織與性能的影響情況。

1 試驗

1.1 材料及試驗方案

試驗材料為7A09合金φ410mm鑄錠。

對我單位生產的有粗大晶粒7A09合金實心鑄錠與正常鑄錠分別進行擠壓、淬火人工時效后，觀察其低倍組織、顯微組織與力學性能。通過對兩種不同鑄錠擠壓熱處理后棒材組織的對比分析，從中得出7A09鋁合金鑄錠晶粒粗大對擠壓棒材的影響。

1.2 試樣制備

低倍組織試樣按照GB/T 3246.2-2012《變形鋁及鋁合金制品組織檢驗方法-第2部分：低倍組織檢驗方法》取樣，經銑面、浸蝕制備試樣。

顯微組織試樣按照GB/T 3246.1-2012《變形鋁及鋁合金制品組織檢驗方法-第1部分：顯微組織檢驗方法》取樣，經過研磨、拋光、浸蝕制備試樣。

力學性能試樣按照GB/T 16865-2013《變形鋁、鎂及其合金加工制品拉伸試驗用試樣及方法》取樣、制備。

2 試驗結果

2.1 低倍組織

粗大晶粒鑄錠經擠壓后棒材的晶粒比鑄錠的晶粒明顯變小，并呈菊花狀。但相比正常鑄錠擠壓后棒材的晶粒仍然較大，二者的低倍組織對比圖如圖1所示。

2.2 顯微組織

粗大晶粒鑄錠擠壓后棒材組織顯示為晶界近似平行，一邊呈直線，另一邊呈鋸齒狀。與正常鑄錠擠壓后棒材顯微組織有明顯區(qū)別，二者的對比圖見圖2。

圖1 低倍組織對比

圖2 顯微組織對比

根據上述的組織觀察，可以得出粗大晶粒7A09鋁合金鑄錠在擠壓后大晶粒不能被消除，多數(shù)呈開放式菊花狀。

2.3 力學性能

粗大晶粒鑄錠、正常鑄錠經擠壓后棒材的縱向、橫向力學性能見圖3和圖4。

圖3 棒材縱向力學性能

圖4 棒材橫向力學性能

根據上述力學性能對比實驗可知，鑄錠晶粒粗大與正常鑄錠經擠壓后棒材縱向抗拉強度、屈服強度、延伸率基本無變化；橫向抗拉強度下降4%左右，屈服強度下降10%，延伸率基本無變化。

3 分析與討論

3.1 Al-Zn-Mg-Cu合金雜質元素及作用

Al-Zn-Mg-Cu合金為熱處理可強化合金，起主要強化作用的元素為Zn和Mg。Cu也有一定強化效果，但其主要作用是為了提高材料的抗腐蝕性能。

合金中有少量的Mn、Cr、Zr、V、Ti、B等微量元素，F(xiàn)e和Si在合金中是有害雜質，其相互作用如下。

（1）Mn、Cr：添加少量的過渡族元素Mn、Cr等對合金的組織和性能有明顯的影響。這些元素可在鑄錠均勻化退火時產生彌散的質點，阻止位錯及晶界的遷移，從而提高再結晶溫度，有效阻止晶粒長大；可細化晶粒，并保證組織在熱加工及熱處理后保持未再結晶或部分再結晶狀態(tài)，使強度提高的同時具有較好的抗應力腐蝕性能。在提高抗應力腐蝕性能方面，加Cr比加Mn效果好，加入0.45%的Cr比加同量的Mn的抗應力腐蝕開裂壽命長幾十至上百倍。

（2）Zr：Zr可大大提高合金的再結晶溫度，無論是熱變形還是冷變形，在熱處理后均可得到未再結晶組織。Zr還可提高合金的淬透性、可焊性、斷裂韌性、抗應力腐蝕性能等。

（3）Ti和B：Ti、B能細化合金在鑄態(tài)時的晶粒，并提高合金的再結晶溫度。

（4）Fe和Si：Fe和Si在Al-Zn-Mg-Cu系合金中是不可避免存在的有害雜質，其主要來自原材料以及熔煉、鑄造中使用的工具和設備。這些雜質主要以硬而脆的FeAl3和游離的Si形式存在，這些雜質還與 Mn、Cr形成 （FeMn） Al6、（FeMn） Si2Al5、Al（FeMnCr）等粗大化合物。FeAl3有細化晶粒的作用，但對抗蝕性影響較大。隨著不溶相含量的增加，不溶相的體積百分數(shù)也在增加。這些難溶的第二相在變形時會破碎并拉長，出現(xiàn)帶狀組織，粒子沿變形方向呈直線狀排列，由短的互不相連的條狀組成。由于雜質顆粒分布在晶粒內部或者晶界上，在塑性變形時，在部分顆粒-基體邊界上發(fā)生孔隙，產生微細裂紋，稱為宏觀裂紋的發(fā)源地，同時它也促使裂紋過早發(fā)展。此外，它對疲勞裂紋的成長速度也有較大的影響，在破壞時它具有一定的減少局部塑性的作用，這可能和由于雜質數(shù)量增加使顆粒之間距離縮短，從而減少裂紋尖端周圍的塑性變形流動性有關。因為含F(xiàn)e、Si的相在室溫下很難溶解，起到缺口作用，容易成為裂紋源而使材料發(fā)生斷裂，對伸長率特別對合金的斷裂韌性有非常不利的影響[1]。

3.2 影響鋁合金鑄錠晶粒度的因素

（1）雜質的含量。在實際的半連續(xù)鑄造條件下，鑄錠中晶核的形成實際上總是產生于雜質，而不是來源于自發(fā)形核。這是因為：第一，自發(fā)形核所需過冷度很大，對純鋁而言達195℃，而鋁合金鑄錠結晶時的過冷度實際僅有幾分之一度到1度；第二，鋁合金中存在著大量的可作為結晶核的雜質，即使對于99.99%的高純鋁，其中雜質也是相當多的[2]。因此，熔體中活性雜質含量越多，則鑄錠結晶時的晶核數(shù)量也越多，鑄錠晶粒度越細小。但是，不同的活性雜質，形核所要求的過冷度（即雜質的活性）是不同的。其中，TiA13所需的生核過冷度小到接近于零，是目前為止所發(fā)現(xiàn)的鋁合金中最為有效的活性質點。它不僅可以減少柱狀晶組織的出現(xiàn)和細化等軸晶粒，同時也能影響柱狀晶的橫向尺寸。因此，鋁合金中鈦含量的多少是決定鑄錠晶粒度變化的基本因素。

（2）合金成分。合金元素的細化作用與過冷參數(shù)有關，在濃度一定的前提下，過冷參數(shù)值越大，則合金產生濃度過冷的傾向越大，細化晶粒的作用越明顯。在鋁合金中，銅、鎂、硅、鋅、錳、鐵、鎳等元素都是程度不同的濃度過冷元素。因此，對于純鋁而言，它們都具有程度不同的晶粒細化作用，且隨濃度提高細化作用也增強。

（3）熔體過熱溫度。對于所有變形鋁合金，當其他條件相同時，熔體過熱溫度越高，則鑄錠形成柱狀晶和粗大等軸晶的傾向越大。熔體過熱溫度對晶粒度的影響可從兩方面來說明：一是過熱溫度越高，雜質的去活作用越強，熔體中非自發(fā)晶核的數(shù)目越少；二是熔體過熱溫度越高，結晶前沿液體中的溫度梯度越陡，形成濃度過冷的傾向縮小，并使過冷帶變窄，雜質質點在過冷帶停留時間變短，因而依靠原子擴散作用使雜質質點形成晶核的可能性變小，故鑄錠結晶時形成柱狀晶和粗大等軸晶的傾向增大。

（4）導流方式。向液穴導入熔體的方式直接影響結晶前沿各區(qū)域的溫度分布，鑄錠的晶粒大小和形狀與這種溫度分布相適應。直接向結晶前沿處供給過熱金屬，便可以在該處得到柱狀晶組織。在實際生產中，導流方式主要借助漏斗控制，因此漏斗的類型、大小、安放位置、偏斜程度、沉入深度、流眼的孔數(shù)、大小和分布、堵塞情況等都將影響到鑄錠的結晶組織。

（5）對凝固的金屬進行振動和攪動。鑄錠結晶期間，采用攪拌或振動等方法加強液穴內熔體相對于結晶面的運動，將有利于獲得細小的等軸晶。一方面，利用機械或電磁感應法攪動液穴中的熔體，增加了熔體與冷凝殼的熱交換，液穴中熔體溫度降低，過冷帶增大，破碎了結晶前沿的骨架，出現(xiàn)了可作為結晶核的枝晶碎塊，從而使晶粒細化；另一方面，使成長中的枝晶破碎，增加晶核數(shù)目，從而獲得細小的等軸晶[2]。

（6）冷卻速度。在直接水冷半連續(xù)鑄造中，隨著冷卻強度的增加，鑄錠結晶速度提高，熔體中溶質元素來不及擴散，過冷度增加，晶核增多，因而所得晶粒細小[3]。

4 改進措施

（1）合金熔體全部或局部不能過熱，防止非自發(fā)晶核溶解和結晶核心減少。

（2）降低鑄造溫度。

（3）增大冷卻強度，提高結晶速度。

（4）合金成分與雜質含量配置適當，增加晶粒細化劑含量[4]。

5 結論

由以上試驗分析可以看出：

（1）粗大晶粒鑄錠經擠壓后棒材的晶粒比鑄錠的晶粒顯著變小，并呈菊花狀，但相比正常鑄錠擠壓后棒材的晶粒仍然較大。

（2）粗大晶粒鑄錠擠壓后棒材組織顯示為晶界近似平行，一邊呈直線，另一邊呈鋸齒狀，與正常鑄錠擠壓后棒材顯微組織有明顯區(qū)別。

（3）粗大晶粒鑄錠與正常鑄錠經擠壓后二者棒材的縱向抗拉強度、屈服強度、延伸率基本無變化；橫向抗拉強度下降4%左右，屈服強度下降10%，延伸率基本無變化。

（4）合理控制鋁合金的化學成分，保證熔煉工藝，選擇相對較低的鑄造溫度，提高結晶速度，增加晶粒細化劑含量，可以避免形成粗大晶粒。