7B04铝合金520mm×1820mm规格熔铸工艺研究

殷云霞，黄岩超，孙英文

(1.东北轻合金有限责任公司，黑龙江 哈尔滨 150060；2.哈尔滨拓境科技有限公司，黑龙江 哈尔滨 150060 )

7B04铝合金属于高强高韧铝合金，是变形铝合金中强度最高的一类铝合金，因其板材强度达到588MPa～686MPa，超过硬铝合金，故称超硬铝合金。除强度高外，塑性比硬铝低，但在相同强度水平下，断裂韧度比硬铝高，同时具有良好的热加工性能，适宜生产各种类型和规格的半成品，因此超硬铝是航空工业中的主要结构材料之一。

该合金以其优异的抗腐蚀性能、韧性和高的强度被广泛应用于航空运输工具的结构件，如新一代战机机翼等。该合金铸锭多为420mm厚，但随着国家航空材料国产化的需要，铝合金航空材料需求量及对板材宽度要求都有所增加，铸锭厚度及宽度也要相应增加，所以欲试验生产520mm×1820mm规格铸锭，以提高生产效率，为了摸索该规格工艺制度，进行了工艺研究及质量攻关。

1 试验过程

1.1 成分对组织和性能的影响

7B04合金属于Al-Zn-Mg-Cu系合金，其化学成分见表1。该系合金可通过热处理强化，合金中起主要强化作用的元素是Zn和 Mg；Cu也有一定的强化效果，但是其主要作用是为了提高材料的抗腐蚀性能。此外，合金中还有少量的Mn、Cr、Ti等辅助元素，可在铸锭均匀化退火时产生弥散质点，阻止位错及晶界的迁移，提高再结晶温度，阻止晶粒长大，从而有效地细化晶粒，并保证在热加工及热处理后保持未再结晶和部分再结晶组织，使合金在强度提高的同时具有良好的抗应力腐蚀性能。

表1 7B04合金化学成分(质量分数，%)

Fe、Si是合金中的杂质，主要以硬而脆的FeAl3、Mg2Si和游离Si的形式存在，还可以与Mn、Cr形成(FeMn)Al6、(FeMn)Si2A15、Al(FeMnCr)等粗大的不溶化合物。这些含Fe、Si的难溶第二相在加工变形时会破碎、拉长，并沿变形的方向呈带状排列，分布在晶内或晶界上，起到缺口的作用。当基体变形时容易在颗粒-基体边界上产生孔隙，形成微细裂纹，成为宏观裂纹的萌生地，同时杂质颗粒也会促使微裂纹的过早发展。所以含Fe、Si不溶相的存在，析出物的不利形状以及它们所占据的大量体积会造成局部塑性变形能力的降低，对合金的各项性能产生非常不利的影响。

(1)Zn、Mg、Cu主元素对性能的影响。单调Zn时，随着Zn含量的增加σb(强度极限)、σ0.2(屈服强度)增加，延伸率明显下降，而电导率稍有下降；同时调Zn、Mg、Cu时，随着Zn、Mg、Cu含量的增加，σb、σ0.2明显上升，延伸率下降，而电导率基本不变。综上所述，主元素Zn、Mg、Cu均取中、上限时，材料的各项性能较好。

(2)Fe、Si杂质对组织和性能的影响。单独调整Fe时，随着Fe含量的增加σb、σ0.2下降，电导率稍有提高，但变化不大；KIC(断裂韧性)略有提高。随着Fe、Si含量的增加，7B04合金各项性能均下降，特别是KIC下降明显；且Si含量对7B04合金的KIC的影响比Fe大。因此，在生产中为了提高合金的综合性能，特别是KIC，要严格控制Fe、Si杂质含量，特别要控制其中Si的含量，合金中Si含量升高，更容易导致KIC的大幅降低。综上所述，Fe一般控制在0.08%～0.15%，Si一般小于0.06%。

(3)Mn元素作用。Mn能阻止合金的再结晶过程，提高再结晶温度，并能显著细化再结晶晶粒。Mn部分固溶于铝基体，其余以MnAl6的形式存在于组织中。再结晶晶粒的细化主要是通过MnAl6化合物弥散质点对再结晶晶粒长大起阻碍作用实现的。Mn在铝合金中能减少Fe的有害影响，能使合金中由Fe形成的片状或针状组织变为细密的晶体组织。且MnAl6能溶解杂质Fe，形成(FeMn)Al6，减小Fe的有害影响。故一般铝合金允许有一定量的Mn存在，但含Mn量过高时，会引起偏析。

(4)Cr元素作用。Cr在铝中形成(CrFe)Al7和(CrMn)Al12等金属间化合物，阻碍再结晶的形核和长大过程，对合金有一定的强化作用，还能改善合金韧性和降低应力腐蚀开裂敏感性，但会增加淬火敏感性。Cr在铝合金中的添加量一般不超过0.35%，并随合金中过渡元素的增加而降低。

1.2 生产工艺

(1)工艺流程为，配料→熔化及调整成分→铸造→均匀化退火→机加。

(2)配料。选用Si<0.06%的电解铝锭，新铝用量50%～100%，其余为一级废料。Zn、Mg、Cu以纯金属的形式加入，以Al-3Be中间合金的形式配入0.0005%～0.001%的Be元素，Mn、Cr、Ti元素按成分要求均以中间合金形式加入。

(3)熔炼。熔炼温度700℃～750℃，使用2#熔剂覆盖熔体，熔化炉Ar气精炼时间不少于30min，保温炉以Al-6Ti中间合金的形式加0.005%的Ti。

(4)铸造。在线除气装置，双级30ppi+50ppi陶瓷板过滤，保温炉Al-Cl2精炼时间不少于30min，静置时间30min～60min，在线播种Al-5Ti-0.2B丝。

7B04合金主要铸造工艺参数为，铸锭规格520mm×1820mm，铸造速度40mm/min～60mm/min，铸造温度700℃～730℃，水流量70m3/h～90m3/h，需要挡水板，需要回火。

2 检测项目

在生产的7B04铝合金520mm×1820mm铸锭底部锯切一片厚20mm～30mm的试片，对其化学成分、低倍组织、高倍组织和力学性能进行分析，各项检测取试样的位置如图1所示，其中，化学成分取样为1、2、3、4、5；低倍取样为11；高倍取样为6、7、8、9、10；力学性能取样为12、13、14、15。

2.1 低倍组织分析

经低倍组织检查，11号试片偏析层厚度为0.2mm，未见其它缺陷。试样中无偏析、疏松、缩孔、气泡、裂纹、夹杂等宏观缺陷。铸锭低倍检查符合标准要求。

2.2 高倍组织观察

7B04合金试片显微组织见图2。可以看出，铸锭的枝晶间距相差不大，铸锭均经过均匀化处理，晶界显著变细，但仍然有不少枝晶存在，晶内也还存在少量粗大的第二相，残留共晶组织和枝晶可以通过优化均火工艺消除。

2.3 化学成分分析结果

选取铸锭1/4截面进行成分均匀性分析，具体情况见表2。可以看出，生产的铸锭杂质Si、Fe含量都未超出规定范围，Cu、Mg、Zn的含量基本也都在合理范围内，中心位置试样成分偏低一些，符合结晶规律。

表2 7B04合金各试样化学成分(质量分数，%)

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

试样编号SiFeCuMnMgCrNiZnTi1(厚边)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(宽1/4)0.0500.111.400.272.390.14<0.055.880.0385(宽边)0.0560.141.540.292.480.13<0.055.930.021

由图3可以看出，铸锭不同位置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%。铸锭的偏析程度较小，所有位置试样成分均在标准范围内。

2.4 力学性能

力学性能检测结果见图4。可以看出，铸锭从中心到边部各项力学性能指标相差不大，整体比较均匀，说明铸锭各部分组织比较均匀，具有良好的综合性能。

3分析与讨论

3.1 熔体质量对铸锭裂纹倾向性的影响

(1)加入Be元素保护熔体。7B04合金中Mg含量相对较高，烧损倾向大，且大规格铸锭铸造速度较慢，进一步增大了其吸气、氧化的倾向性。所以，向熔体中加入一定量的Be后可在表面形成一层致密的氧化膜，将熔体与空气隔绝，发挥熔体保护作用，一般Be元素的加入量约为0.0008%。

(2)加强熔体净化处理。7B04合金熔炼时易吸氢和氧化，经熔炼后的金属被氢和夹杂物污染，铸造时铸锭受激冷收缩，产生应力集中区域，特别是在大面表层的拉应力区，若铸造前熔体净化不彻底，在铸锭拉应力区形成了气孔、夹渣等易引起应力集中的缺陷，将导致铸锭裂纹。本次生产，熔炼及铸造过程中使用2#熔剂进行熔体保护，通过熔剂的浸润、隔离、转移分离作用，一方面可以将熔体与炉气(空气)隔开，防止炉气(空气)和金属液体接接触，因而减弱了熔体与炉气(空气)作用的物理化学过程的强度。另一方面将非金属夹杂物捕集在熔盐中，并将其中混杂的金属液滴分离开来，起到了除渣的作用。在铸造开始前，通过向熔体中吹入Ar-Cl2气进行精炼操作，可使氢气随着气泡上浮而逸入大气，上浮过程中还可以通过浮选作用将悬浮在熔体中的微小分子氢气泡和夹杂物中的气体一并带出界面。铸造过程中使用双级在线除气提高除气效率，使用双级30ppi+50ppi陶瓷片过滤，通过陶瓷片的阻挡、沉积、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场所，实现熔体与渣子的分离。

(3)适量添加晶粒细化剂。熔炼过程中熔体局部过热是不可避免的，这将引起熔体内非自发晶核的活性衰退，导致铸锭粗晶组织的形成。粗晶组织包括粗大等轴晶、柱状晶和羽毛晶，其都可增大铸锭裂纹倾向性。多年生产实践证明，向合金中加入微量的晶粒细化剂可以细化组织，对抑制裂纹有明显的作用。晶粒细化的效果取决于细化剂的种类和添加时机。Al-5Ti-0.2B丝中大量细小弥散TiB2质点的存在，有利于形成细小的晶粒，其细化效果优于Al-Ti丝，且在线加入时细化效果优于保温炉加入。所以本次生产7B04合金选择在铸造过程中在线播种Al-5Ti-0.2B丝。

3.2 铸造参数对铸锭裂纹倾向性的影响

在铸造过程中，由于铸锭规格较大，铸锭各部位的凝固时间和冷却速度不同，使铸锭中存在应力集中区域。为达到减小铸造应力、均匀分布应力的目的，应合理调整铸造工艺参数和制定合理的挡水板高度。

(1)选择合适的工艺参数。铸造速度、温度及冷却水流量都是决定液穴深度的主要参数，扁锭大面表层始终处于拉应力状态，液穴过深、液穴壁薄，都易导致铸锭大面裂纹，液穴过浅及“肩”形液穴易导致小面冷隔缺陷，因此选择合适的工艺参数十分重要。结合合金性质和其熔铸工艺特点，确定7B04合金520mm×1820mm规格铸造速度为40 mm/min～60mm/min，铸造温度为700℃～730℃，冷却水流量为70m3/h～90m3/h。

(2)确定合适的挡水板高度。由于7B04合金的收缩系数较大，且在低温下的塑性较差，持续的水冷会导致应力集中在铸锭大面产生裂纹，因此需要在结晶器下方安装挡水板，利用铸锭自身的残余热量纵向回火，降低铸锭应力。但挡水板的悬挂位置十分重要，挡水板悬挂过高时，液穴在挡水板之下，因铸锭纵向回火作用，此时挡水板下方的液穴斜率大于挡水板上方，而此时正是铸锭凝固末期，易导致铸锭心部补缩疏松和析出型疏松。结合7B04合金的熔铸工艺特点和以往铸造过程中液穴测量经验，确定挡水板高度为距离结晶器下沿350mm。

4 结论

采用上述工艺生产的铸锭可以满足要求，从而可以得出以下结论：

(1)熔炼温度720℃～750℃，熔化炉出炉前使用Ar气精炼时间不少于30min；

(2)铸造前在保温炉使用Ar-Cl2气体精炼时间不少于30min，静置30min～60min，铸造过程中采用在线除气和双级30ppi+50ppi陶瓷片过滤对熔体进行熔体净化处理；

(3)铸造工艺参数为，铸造速度(V)40mm/min～60mm/min，挡板前温度(T)700℃～730℃，冷却水流量为70m3/h～90m3/h，挡水板高度为距离结晶器下沿350mm。