高强度7055铝合金半连续铸造工艺研究

2021-05-10张德伟

热处理技术与装备 2021年2期

杨路, 冯枭, 曹帅, 张宇, 张德伟

(辽宁忠旺集团有限公司，辽宁辽阳 111003)

高强铝合金具有密度低、强度高、加工性好及焊接性能良好等特点，被广泛应用于军工、航空航天等领域，7055铝合金是新型高强铝合金中的杰出代表[1-2]。7055铝合金是在7050铝合金基础上增加 Zn和Cu含量、降低Fe和Si杂质含量，开发出的一种新型铝合金[3]。7055铝合金属于Al-Zn-Mg-Cu系可热处理强化超硬铝合金，具有极高的强度和刚度、易加工、较好的抗应力腐蚀和抗疲劳能力等特性[4-7]。已有的研究结果表明，7055铝合金比7050铝合金具有更高的强度，同时具有较强的断裂韧性[8]。

7055合金在半连续铸造过程中，铸锭组织会不同程度地偏离平衡状态，出现严重的成分偏析和内应力。为了解决7055铝合金大直径铸棒的缩孔疏松冷热裂纹等问题，本文研究了熔炼温度、浇注温度和浇注速度，以期获得质量稳定的铸棒工艺技术。

1 试验方案

1.1 合金成分设计

选择直径为φ446 mm的7055铝合金圆铸锭作为研究对象，其设计成分见表1。

表1 合金化学成分标准(质量分数，%)

7055合金中含有Zn、Mg、Cu、微量元素Zr和少量的杂质元素Fe、Si。由于大部分合金元素在Al中的固溶度较低，合金组织容易分布不同尺度的复相颗粒，如微米级以上的粗大结晶相颗粒，微米级以下的弥散相颗粒和0.1 μm以下的析出相微粒。当合金和杂质元素含量超过其在Al基中的极限固溶度，合金组织会出现粗大的结晶相颗粒，而粗大的结晶相颗粒是应力集中和裂纹的萌生源，影响7055合金的断裂韧性、疲劳性能和应力腐蚀。因此，在7055合金熔锭过程中，需减少铝锭的Fe、Si杂质含量，提高其冶金纯度(大于99.9%)，同时不允许添加废料。

1.2 铸造工艺设计

7055合金是一种高合金化的铝合金，其合金元素总量接近13 ω %，复杂的合金元素组成导致其结晶温度范围宽化，凝固收缩过程中线收缩率较大，铸锭内部应力更高，因此热裂倾向也大。在整个铸造过程中，铸锭断面的温度梯度是一个动态过程，热应力也会随温度梯度的变化而变化，铸造时因冷却不均匀造成很大的热应力。因此，7055合金在铸锭结晶和冷却过程中，当铸锭的强度和塑性无法承受这种铸造应力时，就会在铸锭中形成裂纹。

对凝固过程进行模拟分析，初始冷却速率对枝晶间距的影响模拟结果，见图1。从图中可以看出，当冷却速度较小时，二次枝晶间距较大，组织偏析较为严重，而此时铸造应力却较小。然而，随着冷却速度提高，二次枝晶壁间距变小，铸造应力反而随之提高，即热裂纹倾向增加[9]。

图1 铸造过程凝固计算分析Fig.1 Solidification calculation analysis of casting process

铸锭的质量取决于铸造时的温度、速度、冷却强度等因素。根据模拟和试验分析结果，将铸造工艺制定如表2所示。

表2 7055合金铸造过程工艺参数

1.3 铸锭试制

按表2制定的工艺进行验证，试制后铸锭直径为φ446 mm，表面质量如图2所示。

从图2中可以看出，工艺1和工艺3试制的铸锭表面状况良好，而工艺2和工艺4试制的铸锭表面出现裂纹。这可能是因为工艺2较工艺1的冷却水流量大，即冷却速度大，使铸造应力超过了铸锭允许的最大应力，从而产生裂纹；而工艺4较工艺1铸造速度大，过渡带的脆性区尺寸相对更大，熔体焊合裂纹的能力降低，导致了更高的裂纹倾向，因此产生了开裂现象。

(a)工艺1；(b)工艺2；(c)工艺3；(d)工艺4图2 不同工艺下7055合金铸锭表面质量(a) process 1;(b) process 2;(c) process 3;(d) process 4Fig.2 Surface quality of 7055 aluminum alloy ingot under different processes

2 试验结果及分析

2.1 组织

铸造铝合金圆铸锭应首先要保证成型性，然后再保证铸锭的内部质量。根据试制结果，对未开裂的工艺1和工艺3铸锭进行宏观和微观组织分析，以便获得最优工艺。

为了减少铸锭残余应力，对工艺1和工艺3的铸锭进行470 ℃×12 h均匀化退火处理。图3为不同工艺下铸锭低倍组织，从图中可以看出，两种试片均无疏松、气孔、夹杂、羽毛晶、粗大化合物聚集等缺陷，晶粒度可评为1级。但工艺3的铸锭出现了光亮晶粒缺陷，见图3(a)。

(a)工艺3；(b)工艺1图3 不同工艺下铸锭低倍组织(a) process 3;(b) process 1Fig.3 Macrostructure of ingots with different processes

光亮晶粒是一种贫乏的铝固溶体，破坏了铸锭组织的均匀性，影响了最终制品的性能，主要由铸造温度较低或铸造速度较慢所致。对比工艺1与工艺3可知，本制品出现光亮晶粒是因为铸造温度较低。

(a)工艺1，边部；(b)工艺1，R/2处；(c)工艺1，心部；(d)工艺3，边部；(e)工艺3，R/2处；(f)工艺3，心部图4 铸锭微观组织(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

图4为均匀化退火后的工艺1和工艺3铸锭不同位置的高倍组织。从图4(a)、4(b)、4(c)中可以看出，工艺1铸锭均匀化退火后，其组织形貌较好，无明显偏析特征，也未见显微疏松、夹渣、聚集的金属间化合物等缺陷，铸锭从边部到心部组织均匀。但晶界较薄且断续，晶内有大量细小的第二相析出；从图4(d)、4(f)可以看出，工艺3铸锭心部、边部与工艺1铸锭相似，无明显区别。但从图4(e)中可以看出，无论是对比同工艺的不同位置，还是工艺1的相同位置，工艺3铸锭的R/2光亮晶粒处组织形貌都有较大不同。光亮晶粒处晶界模糊，第二相析出很少且不均匀，可见光亮晶粒是一种贫乏的固溶体，难以保证后续加工过程的组织连续性，而且7055合金铸锭不允许出现光亮晶粒缺陷。因此，工艺3不符合要求。