航空用高品质7050铝合金大扁锭成型技术研究

2021-01-13徐正权

铝加工 2020年6期

王剑，徐正权

(西南铝业（集团）有限责任公司，重庆401326)

0 前言

Al-Zn-Mg-Cu系高强铝合金是可热处理强化型铝合金，具有高的强韧匹配性能、良好的热加工性能（适于轧制、挤压和锻造）、较好的耐腐蚀性能以及抗疲劳性能等优点，是航空航天、军事和交通领域的主要结构材料[1，2]。

从“七五”开始，我国即持续将“高强铝合金”作为攻关课题项目立项，组织材料生产研制单位、材料应用研究单位等国内优势科研院所联合开展7×××系合金研究。目前，利用数值模拟仿真技术对铸造过程中的温度场、流场、浓度场、应力场等进行模拟，可以大大缩短研制周期。另外，利用超声波、电磁力等外场干扰技术打断枝晶、增大过冷度、提高形核率、减少偏析、改变二次相的形成及分布、同时显著细化晶粒，最终有效改善金属的凝固组织并且减小裂纹产生的工艺研发倾向也已成为研究热点[3]。在工业规模化批量生产7050合金材料时发现，随着加工材截面积增大，合金铸锭规格相应增大，铸锭裂纹废品较多，铸锭与加工材组织均一性下降，这是因铸锭内部显微疏松、氧化夹渣、非金属夹杂等严重铸造缺陷所带来的加工材探伤断口废品比例增高，从而制约了7050 合金材料的规模化批量产出及其在高性能要求场合的应用。这其中的主要原因就在于航空用7050 合金大规格优质锭坯制备技术与装备技术方面尚未取得突破性进展，其中尤以前者影响最大。因此，开展航空用高品质7050 合金大规格优质铸锭制备技术研究是很有必要的。

1 航空用7050合金扁锭现状分析

1.1 铸造成型困难

7050 合金是Al-Zn-Mg-Cu 系高强合金，合金化元素总量超过10%，铸态强度高。该合金具有很宽的结晶温度范围，固液相区温度宽至488～629 ℃，凝固枝晶间化合物众多，且与氧化夹杂和吸气疏松混杂一起，造成合金铸造凝固结晶时在固液区强度低和线收缩大。由于在合金凝固末期补缩、焊合条件恶化，再加上杂质元素对合金脆性影响及铸造工模具和铸造工艺选择不恰当，导致扁锭在铸造时具有很大的裂纹倾向性，极难成型。

7050 铝合金扁锭中的强化相多，有η（Mg-Zn2）、T（Al2Zn3Mg3）、S（Al2CuMg）相等，还可能存在Mg2Si、（FeMn）Al6等。在不平衡冷却条件下，固液区增大，晶界上的强化相增多，塑性下降，增大了合金的裂纹倾向[4]。尤其是在铸造开头阶段和铸造过程中容易产生各种裂纹，导致工业化生产大规格铸锭的成型率很低。

1.2 铸锭组织一致性差

由于7050 合金铸造时具有凝固区间宽和非平衡结晶等特点，晶内和晶界处均有较多粗大的第二相，尤其是沿晶界处连续分布着共晶组织[5]，加上合金元素扩散特性及微量元素等综合影响作用，铸锭断面1/4 区域和中心部位存在晶粒粗大、树枝晶发达现象。粗、细晶粒区域有较为明显界限，在铸锭断面较大区域内也存在成分偏析，大规格铸锭存在这种现象更甚。这种组织、成分不均匀性会遗传到后端，影响到铸锭加工板材的探伤、断口、性能等的一致性。

1.3 铸锭显微疏松严重

7050 合金的高化学成分、宽凝固结晶温度范围及树枝晶发达和含有易氧化元素等特性决定了铸锭内部还存在极为严重的显微疏松、氧化夹杂等内部冶金缺陷，极大影响着加工材疲劳韧性等性能。在铸锭试样未浸蚀状态下，即可发现铸锭内部微观上存在严重的疏松情况，这种显微疏松孔洞大量存在于铸锭1/4 厚度到心部位置、氧化夹渣缺陷位置、晶粒间或发达的枝晶间位置、复杂化合物处等位置。分布在铸锭晶界或枝晶间的疏松其内表面多参差不齐或呈棱角孔洞状，这种孔洞型疏松所占比例最大，与铸锭氢含量和合金凝固特性密切相关，最难彻底除去；另一种为各种氧化夹渣紊乱混杂型疏松，可通过控制氧化夹渣来减少；还有一种与复杂化合物聚集、混杂且分布不均匀的共晶型疏松也较难根除。

1.4 加工板材存在缺陷

对7050 合金轧制加工板材进行断口组织检验和水浸A级探伤后发现，板材探伤合格率较低；断口解剖检查时经常出现目视可见缺陷，影响加工板材性能和成材率。在这些缺陷中，其铸锭心部显微疏松遗传的疏松气孔缺陷所占比例最多，其次为氧化夹杂引发缺陷和在线加入Al-Ti-C细化剂带来的Ti、C 元素富集引发缺陷，其它硅酸盐夹杂、铁锈夹杂、熔剂夹渣等为偶发缺陷。

2 扁锭成型技术研究

2.1 化学成分优化

直接水冷铸造的热裂纹敏感性受化学成分、中间合金、细化剂加入量的影响很大[6]，因此通过优化化学成分来提高铸锭成型性显得极为重要。铝熔体中杂质含量高时，位错及晶格畸变数量增加，不但降低了合金的塑性，而且增大了合金组织的内应力，故应对铝合金的杂质元素Fe、Si 进行严格控制[7]。实际生产时，控制Fe/Si≥1.2，以抑制有害针状β 相（Fe2Si2Al9）的产生，使之生成危害较小的骨骼状α相（FeSi3Al12），缩小合金的脆性区，以改善合金的热裂纹倾向性，提高合金的铸造性能。

2.2 铸造工装开发

2.2.1 结晶器

结晶器形状对铸锭成型影响巨大，目前常用的结晶器形状有直面、V形面、圆弧面，材质为6061锻铝或预拉伸厚板。经过长时间验证，三种结晶器各有所长，直面结晶器成型率相对较低，但机加工量小，加工效率高，成本低；V形面结晶器成型率相对较高，但机加工量较大，加工效率相对较低；圆弧面结晶器成型率较高，但机加工量大，加工效率较低，成品率损失也较大。因此这3种结晶器没有绝对之优劣差异，可以根据需求自由选择使用。2.2.2底座

底座设计的合理与否对铸锭成型影响极大，底座的合理性取决于其形状和材质，常用的底座有双曲面底座、深底座和平底座，材质有钢铁、铝质。

对于全自动铸造而言，铸造开头不采用纯铝铺底，而是用铸态塑性有限的7050 合金本体熔体铺底，这对铸造底座形貌提出严格要求，即铸造底座不仅应与铸锭初始阶段翘曲变形程度、铸锭底部裂纹等密切相关，还应与初始液穴形态的生成相关联。经过研究自主开发优化设计（400～600）mm×（1 120～2 000）mm 系列扁锭结晶器工装，将结晶器底座设计成上表面光滑的双曲凹面形状，优化双曲面曲率半径尺寸，做到既不阻碍铸锭自然翘曲，又不至于使翘曲过大变形产生裂纹，使铸锭出结晶器时逐渐见水，逐层收缩，减少铸锭底部凝固时的收缩抗力；对影响冷却水流向、热交换蒸气作用大小和方向的底座滤水孔的数量及位置进行重新布置，调整了结晶器小面形状及冷却水箱结构和在线润滑油供给回路，设计了防止铸锭出结晶器后扭曲和倾倒的相应结构（见图1）。实践验证，该铸造工装经过逐步优化完善后，其结晶器和底座结构设计合理，为7050合金铸造生产奠定了良好基础。

2.3 自动化铸造工艺研究

铸锭开头以及稳态工艺参数直接影响铸锭能否成型，因此制定合适的工艺参数异常关键。开头工艺主要涉及流量、铸造速度、铸造温度、液位高度、填充速率及刮水器位置；稳态工艺主要包括水流量、铸造速度和铸造温度。如果工艺制定不好，铸造开头不裂则漏，裂纹问题尤为突出。

图1 优化前后铸锭底座形貌

2.3.1铸锭底部裂纹预防

在7050 合金扁锭的熔铸生产试验中发现，影响铸锭成型最主要的因素就是铸锭底部裂纹和大面裂纹缺陷。在7050 合金铸造生产初期常出现底部裂纹，裂纹出现概率近60%，导致铸造过程不能继续进行。我们仔细分析铸造开头时铸锭的凝固情况，发现铸锭底部从结晶器出来见水直接冷却时，会产生收缩翘曲变形。当底座形状不当及结晶器冷却不均匀、收缩翘曲不对称或翘曲量不够或铸锭内应力没有得到释放时，铸造过程就可能产生后续裂纹；当底部翘曲量过大，又会撕裂铺底部引发底部裂纹或漏铝。这种底部裂纹不严重时可能自行愈合或借助外力愈合，严重时会从铸锭底部一直向上延伸发展，使得铸造不能继续进行。通过优化铸造底座形貌尺寸，完善熔体铺底工艺、冷却水流量和铸造速度的变化规律，采取铸锭开头弱冷技术手段，有效控制铸锭开头阶段应力大小，最终有效减少或消除了铸造开头时的底部裂纹，并且使其在7050合金扁锭铸造生产后期也几乎不见，大大提高了铸造开头成功率。

2.3.2 铸锭大面裂纹预防

7050 合金扁锭铸造时另一类主要裂纹缺陷就是大面裂纹，多数情况下出现在铸造开始阶段。该类型裂纹不会愈合，一旦出现只能停止铸造重新开头。统计分析这种大面裂纹绝大多数情况起源于铸锭开头阶段表面冷隔、氧化膜等缺陷处，由于该缺陷处凝壳较薄，强度较低，加上铸锭与结晶器摩擦阻力、铸锭底部翘曲变形及刮水导致内应力变化等因素综合影响，使得7050 合金铸造凝固结晶时铸锭收缩受阻而出现这种大面裂纹。

针对裂纹多数源自大面局部的原因，我们采取了以下系列预防措施：充分烘烤转注工具，减少水分和熔体反应生成的氧化渣；控制铸锭正常液穴形成前的冷却水压和铸造速度，减小铸锭开头段内应力变化；降低结晶器内液面波动幅度、保证结晶器在线润滑油量和均匀性，以减小铸锭和结晶器壁摩擦阻力；适当提高铺底熔体温度，增加熔体流动性，减少铸锭表面冷隔缺陷；铸造铺底完成后快速熟练打去熔体表面渣，待熔铸正常后不再扰动熔体表面；配合模拟仿真分析，微调结晶器内分流袋尺寸及形状，改变熔体供流充型的流动能力。经过上述措施整改以后，铸造过程中出现铸锭大面裂纹的概率大大减少。

2.3.3 稳态铸造工艺参数优化

当7050 合金铸锭能够稳定铸造成形后，要在保证铸造成型基础上获取高冶金质量的铸锭，除了合金熔体尽量高纯化（除气、过滤处理）外，另一主要影响因素就是铸造速度和冷却水流量。随铸造速度提高，冷却强度提高，结晶速度增大，晶内结构细化，铸锭平均性能提高。但在更高铸造速度下，液穴变深，铸锭中心疏松程度增大，化学成分区域的偏析也加大，也就是说铸造速度是高性能和均匀性的一个折中平衡值。我们重点针对7050 合金铸锭严重的显微疏松情况，试验了铸造速度、冷却水量、刮水板位置等工艺参数对铸锭显微疏松情况的影响，每个参数试验3熔次，试验结果取其平均值，结果见图2、图3和表1。

图2 铸造速度对疏松的影响

可以看到，随着铸造速度降低，铸锭的最大疏松尺寸有所减小。这是因为铸造速度降低时铸锭液穴深度和过渡带尺寸减小，铸锭断面成分和树枝状晶粒尺寸趋于均匀，提供了有利于凝固补缩的通道，增加了熔体补缩能力，使得铸锭断面疏松分布更均匀。生产实践中可在兼顾铸造成型和生产效率的基础上，适当调低各规格扁锭铸造速度，从而控制铸锭显微疏松情况。

铸造冷却水流量更多影响的是结晶速度、晶内结构和第二相状态，对液穴、过渡带的影响没有铸造速度大。