楊 路, 馮 梟, 曹 帥, 張 宇, 張德偉

(遼寧忠旺集團(tuán)有限公司，遼寧 遼陽 111003)

高強(qiáng)鋁合金具有密度低、強(qiáng)度高、加工性好及焊接性能良好等特點(diǎn)，被廣泛應(yīng)用于軍工、航空航天等領(lǐng)域，7055鋁合金是新型高強(qiáng)鋁合金中的杰出代表[1-2]。7055鋁合金是在7050鋁合金基礎(chǔ)上增加 Zn和Cu含量、降低Fe和Si雜質(zhì)含量，開發(fā)出的一種新型鋁合金[3]。7055鋁合金屬于Al-Zn-Mg-Cu系可熱處理強(qiáng)化超硬鋁合金，具有極高的強(qiáng)度和剛度、易加工、較好的抗應(yīng)力腐蝕和抗疲勞能力等特性[4-7]。已有的研究結(jié)果表明，7055鋁合金比7050鋁合金具有更高的強(qiáng)度，同時(shí)具有較強(qiáng)的斷裂韌性[8]。

7055合金在半連續(xù)鑄造過程中，鑄錠組織會不同程度地偏離平衡狀態(tài)，出現(xiàn)嚴(yán)重的成分偏析和內(nèi)應(yīng)力。為了解決7055鋁合金大直徑鑄棒的縮孔疏松冷熱裂紋等問題，本文研究了熔煉溫度、澆注溫度和澆注速度，以期獲得質(zhì)量穩(wěn)定的鑄棒工藝技術(shù)。

1 試驗(yàn)方案

1.1 合金成分設(shè)計(jì)

選擇直徑為φ446 mm的7055鋁合金圓鑄錠作為研究對象，其設(shè)計(jì)成分見表1。

表1 合金化學(xué)成分標(biāo)準(zhǔn)(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

7055合金中含有Zn、Mg、Cu、微量元素Zr和少量的雜質(zhì)元素Fe、Si。由于大部分合金元素在Al中的固溶度較低，合金組織容易分布不同尺度的復(fù)相顆粒，如微米級以上的粗大結(jié)晶相顆粒，微米級以下的彌散相顆粒和0.1 μm以下的析出相微粒。當(dāng)合金和雜質(zhì)元素含量超過其在Al基中的極限固溶度，合金組織會出現(xiàn)粗大的結(jié)晶相顆粒，而粗大的結(jié)晶相顆粒是應(yīng)力集中和裂紋的萌生源，影響7055合金的斷裂韌性、疲勞性能和應(yīng)力腐蝕。因此，在7055合金熔錠過程中，需減少鋁錠的Fe、Si雜質(zhì)含量，提高其冶金純度(大于99.9%)，同時(shí)不允許添加廢料。

1.2 鑄造工藝設(shè)計(jì)

7055合金是一種高合金化的鋁合金，其合金元素總量接近13 ω %，復(fù)雜的合金元素組成導(dǎo)致其結(jié)晶溫度范圍寬化，凝固收縮過程中線收縮率較大，鑄錠內(nèi)部應(yīng)力更高，因此熱裂傾向也大。在整個(gè)鑄造過程中，鑄錠斷面的溫度梯度是一個(gè)動態(tài)過程，熱應(yīng)力也會隨溫度梯度的變化而變化，鑄造時(shí)因冷卻不均勻造成很大的熱應(yīng)力。因此，7055合金在鑄錠結(jié)晶和冷卻過程中，當(dāng)鑄錠的強(qiáng)度和塑性無法承受這種鑄造應(yīng)力時(shí)，就會在鑄錠中形成裂紋。

對凝固過程進(jìn)行模擬分析，初始冷卻速率對枝晶間距的影響模擬結(jié)果，見圖1。從圖中可以看出，當(dāng)冷卻速度較小時(shí)，二次枝晶間距較大，組織偏析較為嚴(yán)重，而此時(shí)鑄造應(yīng)力卻較小。然而，隨著冷卻速度提高，二次枝晶壁間距變小，鑄造應(yīng)力反而隨之提高，即熱裂紋傾向增加[9]。

圖1 鑄造過程凝固計(jì)算分析Fig.1 Solidification calculation analysis of casting process

鑄錠的質(zhì)量取決于鑄造時(shí)的溫度、速度、冷卻強(qiáng)度等因素。根據(jù)模擬和試驗(yàn)分析結(jié)果，將鑄造工藝制定如表2所示。

表2 7055合金鑄造過程工藝參數(shù)

1.3 鑄錠試制

按表2制定的工藝進(jìn)行驗(yàn)證，試制后鑄錠直徑為φ446 mm，表面質(zhì)量如圖2所示。

從圖2中可以看出，工藝1和工藝3試制的鑄錠表面狀況良好，而工藝2和工藝4試制的鑄錠表面出現(xiàn)裂紋。這可能是因?yàn)楣に?較工藝1的冷卻水流量大，即冷卻速度大，使鑄造應(yīng)力超過了鑄錠允許的最大應(yīng)力，從而產(chǎn)生裂紋；而工藝4較工藝1鑄造速度大，過渡帶的脆性區(qū)尺寸相對更大，熔體焊合裂紋的能力降低，導(dǎo)致了更高的裂紋傾向，因此產(chǎn)生了開裂現(xiàn)象。

(a)工藝1；(b)工藝2；(c)工藝3；(d)工藝4圖2 不同工藝下7055合金鑄錠表面質(zhì)量(a) process 1;(b) process 2;(c) process 3;(d) process 4Fig.2 Surface quality of 7055 aluminum alloy ingot under different processes

2 試驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1 組織

鑄造鋁合金圓鑄錠應(yīng)首先要保證成型性，然后再保證鑄錠的內(nèi)部質(zhì)量。根據(jù)試制結(jié)果，對未開裂的工藝1和工藝3鑄錠進(jìn)行宏觀和微觀組織分析，以便獲得最優(yōu)工藝。

為了減少鑄錠殘余應(yīng)力，對工藝1和工藝3的鑄錠進(jìn)行470 ℃×12 h均勻化退火處理。圖3為不同工藝下鑄錠低倍組織，從圖中可以看出，兩種試片均無疏松、氣孔、夾雜、羽毛晶、粗大化合物聚集等缺陷，晶粒度可評為1級。但工藝3的鑄錠出現(xiàn)了光亮晶粒缺陷，見圖3(a)。

(a)工藝3；(b)工藝1圖3 不同工藝下鑄錠低倍組織(a) process 3;(b) process 1Fig.3 Macrostructure of ingots with different processes

光亮晶粒是一種貧乏的鋁固溶體，破壞了鑄錠組織的均勻性，影響了最終制品的性能，主要由鑄造溫度較低或鑄造速度較慢所致。對比工藝1與工藝3可知，本制品出現(xiàn)光亮晶粒是因?yàn)殍T造溫度較低。

(a)工藝1，邊部；(b)工藝1，R/2處；(c)工藝1，心部；(d)工藝3，邊部；(e)工藝3，R/2處；(f)工藝3，心部圖4 鑄錠微觀組織(a) process 1, edge ;(b) process 1, R/2;(c) process 1, heart ;(d) process 3, edge ;(e)process 3, R/2;(4) process 3, heartFig.4 Microstructure of ingot

圖4為均勻化退火后的工藝1和工藝3鑄錠不同位置的高倍組織。從圖4(a)、4(b)、4(c)中可以看出，工藝1鑄錠均勻化退火后，其組織形貌較好，無明顯偏析特征，也未見顯微疏松、夾渣、聚集的金屬間化合物等缺陷，鑄錠從邊部到心部組織均勻。但晶界較薄且斷續(xù)，晶內(nèi)有大量細(xì)小的第二相析出；從圖4(d)、4(f)可以看出，工藝3鑄錠心部、邊部與工藝1鑄錠相似，無明顯區(qū)別。但從圖4(e)中可以看出，無論是對比同工藝的不同位置，還是工藝1的相同位置，工藝3鑄錠的R/2光亮晶粒處組織形貌都有較大不同。光亮晶粒處晶界模糊，第二相析出很少且不均勻，可見光亮晶粒是一種貧乏的固溶體，難以保證后續(xù)加工過程的組織連續(xù)性，而且7055合金鑄錠不允許出現(xiàn)光亮晶粒缺陷。因此，工藝3不符合要求。

2.2 成分偏析

分別在工藝1鑄錠橫斷面邊部、R/2處和心部取樣，化學(xué)成分分析結(jié)果如表3所示。成分均勻且符合表1要求，其中Cu、Mg和Zn的成分偏析僅有0.12%、0.09%和0.16%，符合結(jié)晶偏析規(guī)律。

表3 鑄錠化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

3 結(jié)論

1)直徑φ446 mm的7055鋁合金半連續(xù)鑄造最優(yōu)工藝設(shè)計(jì)：熔煉溫度為710～750 ℃，盤首溫度為680～700 ℃，穩(wěn)定鑄造速度控制在25～30 mm/min范圍內(nèi)。

2)半連續(xù)鑄造溫度低時(shí)，容易出現(xiàn)光亮晶粒缺陷，缺陷處第二相析出較少且組織不均勻，難以保證后續(xù)加工的組織連續(xù)性。

3)最優(yōu)工藝設(shè)計(jì)生產(chǎn)的鑄錠，其表面質(zhì)量良好、成分偏析較小、低倍晶粒度為1級、低倍檢測無缺陷，且高倍晶粒尺寸較均勻。