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王貴福，趙 濤，楊海峰

（東北輕合金有限責(zé)任公司，黑龍江 哈爾濱150060）

　　摘要：分析了2124鋁合金大規(guī)格扁錠裂紋傾向大和熔體易被污染的原因，從配料、熔煉、熔體凈化等方面提出了保證熔體純凈度的措施。重點(diǎn)分析了不同鑄造速度對(duì)裂紋傾向的影響。

　　關(guān)鍵詞：鑄造；鑄造應(yīng)力；熔體純凈度

　　2124鋁合金預(yù)拉伸板具有強(qiáng)度高、塑性好、加工后不易變形的特點(diǎn)，廣泛應(yīng)用于航空器材的結(jié)構(gòu)件。隨著航空工業(yè)的發(fā)展，對(duì)2124鋁合金預(yù)拉伸板的厚度要求越來越厚，同時(shí)要求具有高的強(qiáng)度、韌性和好的抗疲勞、耐腐蝕性能，其最終制品要經(jīng)過A級(jí)探傷檢驗(yàn)和斷口氧化膜檢查。為保證軍工需要，我公司進(jìn)行了2124鋁合金厚板用440mm×1500mm規(guī)格扁鑄錠的熔鑄工藝研究。在研究中，除要求保證鑄造成型外，還要嚴(yán)格控制主成分，使制品的強(qiáng)度滿足要求；要降低雜質(zhì)含量和提高純凈度，保證制品的韌性、抗疲勞性能和耐腐蝕性能。

　　1 2124鋁合金成分及440mm×1500mm扁錠熔鑄工藝特點(diǎn)

　　1.1 2124鋁合金的成分及各元素的作用

　　2124鋁合金的化學(xué)成分如表1所示。2124鋁合金屬于典型的Al-Cu-Mg系合金，含有θ（CuAl₂）、β（Mg₂A1₃ ）、S（A1₂CuMg）、T［Mg₃₂（AlCu）₄₉］相。其中S、θ相是主要強(qiáng)化相。

表1 2124鋁合金化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）　　　 %

　　1.1.1 Mg、Cu元素的作用

　　從Al-Cu-Mg系合金相圖可以看出，在2124鋁合金成分范圍內(nèi)（w（Cu）4.2％～4.4％、w（Mg）l.5％～1.6％）的Al-Cu-Mg合金其抗拉強(qiáng)度最大。同時(shí)由于該合金位于Al-S偽二元截面附近，因此合金的持久強(qiáng)度大。但Mg能降低Cu在Al中的溶解度，合金在淬火狀態(tài)下有不溶解的θ和S相，這些相的存在加速了晶間腐蝕。此外，該系合金w（Mg）＞1％時(shí)具有很強(qiáng)的熱裂和冷裂傾向。

　　1.1.2  Mn的作用

　　該合金中w（Mn）＝0.30％～0.9％。加Mn是為了消除Fe的有害影響，提高合金的耐蝕性。Mn能稍許提高合金的室溫強(qiáng)度，但使塑性降低，能遲延和減弱人工時(shí)效過程，提高合金的耐熱強(qiáng)度。當(dāng)w（Mn）＞1.0％時(shí)，形成粗大的（FeMn）Al₆脆性化合物，降低合金的塑性。因此合金中Mn含量不能過高。

　　1.1.3  Si的作用

　　合金中w（Mg）＞1.5％時(shí)，經(jīng)淬火、時(shí)效處理后，合金的強(qiáng)度、耐熱性和鉚接塑性隨著Si含量的增加而下降，因此合金中Si含量要盡可能少。此外，Si含量增加使合金鑄造時(shí)形成裂紋的傾向增加。這是由于w（Mg）＞1％時(shí)，雜質(zhì)Si與Mg生成Mg₂Si以后，仍有過剩Mg存在，這使Mg₂Si的固溶度降低。如果Si含量很少，則生成的Mg₂Si量較少，在晶界和枝晶界形成不連續(xù)的含Mg₂Si的低熔點(diǎn)共晶，對(duì)裂紋的產(chǎn)生沒有明顯影響。當(dāng)含Si量較多時(shí)，在晶界和枝晶界形成較多的含Mg₂Si的低熔點(diǎn)共晶，由于Mg₂Si是一個(gè)很脆的相，所以增大了裂紋傾向。

　　1.1.4  Fe含量及Fe、Si的相互關(guān)系

　　Fe和Al形成FeAl₃化合物，F(xiàn)e同時(shí)還能溶入Cu、Mn、Si等元素所形成的化合物中，這些不溶于固溶體的粗大化合物，降低合金的塑性，變形時(shí)易開裂，降低強(qiáng)化效果。但w（Fe）<0.25％時(shí)，對(duì)合金性能的不利影響很小，還可以減小鑄造焊接時(shí)的裂紋傾向。這是因?yàn)楹辖鹬械腇e與Si生成α（Fe₂SiAl₁₂）相和FeMnSiAl₆相，減少了Mg₂Si相，α（Fe₂SiAl₁₂）相和FeMnSiAl₆相比Mg₂Si的脆性要低很多，從而有利于抑制裂紋。

　　1.2 2124鋁合金440mm×1500mm扁錠熔鑄工藝特點(diǎn)

　　1.2.1 大規(guī)格鑄錠的裂紋傾向大

　　如前所述，Al-Cu-Mg系合金w（Mg）＞1％時(shí)具有很大的熱裂紋和冷裂紋傾向。

　　隨著鑄錠厚度增加，外層金屬冷卻成型后內(nèi)層金屬仍然具有很高的熱量，在繼續(xù)冷卻收縮散熱的過程中，因內(nèi)外層金屬收縮速率不一致，內(nèi)層金屬在收縮過程中，受到外層已凝固金屬的阻礙，當(dāng)這種阻礙超過金屬所能承受的極限時(shí)，就會(huì)產(chǎn)生裂紋。鑄錠規(guī)格大，這種阻礙力也大，因此鑄錠產(chǎn)生裂紋的傾向也越大。此外，隨著鑄造的進(jìn)行，鑄錠底部?jī)?yōu)先冷卻，在上部金屬冷卻過程中，冷卻水仍然經(jīng)由下部已凝固部分的金屬流入鑄造井內(nèi)（在沒有擋水裝置的鑄造條件下），因此下部金屬受到的冷卻量大，散熱多，上部金屬受到的冷卻小，導(dǎo)致沿長(zhǎng)度方向的上下部金屬溫差大，上下部分金屬冷卻收縮不一致，互相制約，當(dāng)這種制約超過金屬所能承受的極限時(shí)，也會(huì)產(chǎn)生裂紋。

　　1.2.2 金屬內(nèi)部純凈度不高

　?。?）易產(chǎn)生氣孔、疏松體缺陷

　　合金熔體中的Al、Mg與爐氣中的水蒸氣發(fā)生反應(yīng)生成氫，熔體由液態(tài)轉(zhuǎn)變成固態(tài)時(shí)，氫在鋁合金中的溶解度下降19倍。因此在鋁合金凝固過程中，氫的含量超過了其溶解度即以氣泡的形式析出。來不及上浮排出的氫氣泡在凝固過程中形成細(xì)小、分散的氣孔，氧化物和其他夾雜物起氣泡核心的作用。

　?。?）夾渣缺陷

　　2124鋁合金中Mg含量較高，因φ（MgO）／φ（Mg）<1，因此該合金熔體表面不能形成致密的氧化膜。在非真空熔鑄條件下熔鋁爐內(nèi)是氧化性氣氛，在熔體氧化膜不致密時(shí)氧化可以繼續(xù)向熔體內(nèi)部進(jìn)行。同時(shí)由于攪拌、熔體轉(zhuǎn)注等容易造渣的操作，熔體不可避免地會(huì)存在夾渣。顆粒大的夾渣一般漂浮于鋁液表面或沉積于熔體底部，顆粒小的夾渣一般懸浮于熔體中。對(duì)于大于10μm的夾渣可以通過過濾方式去除，而小于10μm的則很難去除。

　　2 試驗(yàn)過程

　　2.1 配料

　　使用本合金的一級(jí)廢料不超過30％。配料中所需的Cu、Mg以純金屬形式加入，Mn以Al-Mn中間合金形式加入。不使用復(fù)化料及添加劑。

　　配料時(shí)，控制合金中的w（Si）<0.10％，w（Fe）<0.10％。除所用原材料本身帶入的Si、Fe之外，不再行添加Fe。Cu、Mg、Mn加入量按成分控制范圍的中限計(jì)算。

　　2.2 熔煉

　　采用電爐投固體料熔化。裝爐前兩次清爐，認(rèn)真檢查電阻絲，如有缺陷更換新電阻絲。熔煉溫度700℃～750℃。完全熔化后認(rèn)真攪拌熔體，取樣，取樣溫度在720℃以上，取樣位置在兩爐門中間熔體深度一半處。

　　爐前化學(xué)成分分析，控制w(Fe)<0.10％，w(Si)<0.10％，其他成分按中限控制，不加Fe。Al-Ti中間合金在流槽沖入。鑄造流線播種20kg Al-Ti-B絲。

　　熔體在電爐內(nèi)用Ar氣精煉10min后出爐。

　　2.3  鑄造

　　向靜置爐導(dǎo)熔體之前要進(jìn)行兩次清爐，再用長(zhǎng)流管導(dǎo)入熔體，用干燥的熔劑塊疊壩，滿管流動(dòng)。熔體在靜置爐用Ar氣精煉30min，靜置30min。

　　鑄造線上采用除氣裝置進(jìn)行在線除氣，采用雙級(jí)陶瓷片進(jìn)行在線過濾，并在線播種A1-5Ti-B絲細(xì)化晶粒。鑄造工藝參數(shù)見表2。

表2  2124鋁合金440mm×1500 mm扁錠鑄造工藝參數(shù)

　　3  試驗(yàn)結(jié)果

　　3.1  鑄錠表面偏析情況

　　由于鑄錠側(cè)面的水冷強(qiáng)度要大于寬面的，從寬面上看由兩側(cè)向中心冷卻強(qiáng)度逐漸降低，所以中心部分的偏析瘤要比兩側(cè)的大，如圖1所示。

圖1  鑄錠寬面偏析示意圖

　　3.2  兩種工藝參數(shù)所得鑄錠的形狀

　　用兩種工藝參數(shù)鑄造的鑄錠形狀上有差別，見圖2。

圖2  兩種工藝方案所得鑄錠截面形狀

　　3.3  兩種工藝參數(shù)所得鑄錠的裂紋廢品量

　　采用兩種工藝，在鑄造現(xiàn)場(chǎng)均未發(fā)現(xiàn)鑄錠大面裂紋(多為熱裂紋)和側(cè)面裂紋(多為冷裂紋)。對(duì)鑄錠進(jìn)行銑面處理時(shí)發(fā)現(xiàn)有皮下裂紋。用方案一鑄造的鑄錠其皮下裂紋廢品率為1％；用方案二鑄造的鑄錠其皮下裂紋廢品率為6.8％。

　　3.4  鑄錠探傷檢查成品率

　　用工藝方案一所得鑄錠，經(jīng)探傷檢查其成品率為96.2％；用方案二所得鑄錠的成品率為95.8％。兩者探傷檢查結(jié)果基本相同。

　　4  討論

　　4.1  對(duì)鑄錠形狀不同的原因分析

　　由圖2可見，用方案一鑄造的鑄錠寬面略向內(nèi)凹陷，而用方案二鑄造的鑄錠寬面呈平面。這是因?yàn)樵谄渌に噮?shù)相同的情況下，方案一的鑄造速度快，其冷卻強(qiáng)度不如方案二的(二者的水壓相同)，在采用相同結(jié)晶器的情況下，方案一的鑄錠在空氣中放置過程中繼續(xù)收縮程度比方案二的大，因此形成了略凹陷的截面。

　　4.2  鑄造速度與裂紋傾向的關(guān)系

　　半連續(xù)鑄造時(shí)，進(jìn)入結(jié)晶器中的熔體在與結(jié)晶器壁接觸時(shí)受急冷成殼，在收縮的影響下與結(jié)晶器壁間形成縫隙，使導(dǎo)熱受阻，在液穴內(nèi)熔融鋁加熱的作用下，液穴壁的溫度升高，發(fā)生二次加熱現(xiàn)象。二次加熱的結(jié)果，是使液穴壁內(nèi)晶界和枝晶界的不平衡共晶熔化，這些已熔化的不平衡共晶在液穴熔體靜壓力的作用和收縮擠壓力的作用下，沿晶間孔道流向鑄錠表面。隨著鑄造的向下進(jìn)行，這些流至表面的不平衡共晶在未來得及凝固時(shí)就被二次水冷卻，因此容易產(chǎn)生淬火裂紋。鑄造速度越慢，二次加熱的時(shí)間越長(zhǎng)，產(chǎn)生淬火裂紋的傾向越大。裂紋一經(jīng)產(chǎn)生，便又成廠應(yīng)力集中的場(chǎng)所，使之向長(zhǎng)度和深度方向發(fā)展，其在鑄錠長(zhǎng)度上的分布可能是連續(xù)的，也可能是斷續(xù)的，裂紋向鑄錠內(nèi)部的擴(kuò)展深度不等，有時(shí)被表面偏析浮出物覆蓋，在銑面后才能發(fā)現(xiàn)。這種裂紋在鑄造過程中或鑄造結(jié)束可能會(huì)導(dǎo)致冷裂，使鑄錠完全裂開，有時(shí)伴有很大響聲，可能會(huì)損壞鑄造工具甚至傷人。用方案一鑄造時(shí)，熔體在結(jié)晶器內(nèi)停留時(shí)間比方案一的短，被二次加熱的程度輕，因此形成淬火裂紋的可能性較小。此外，鑄造速度過低時(shí)還可能引起鑄錠側(cè)面裂紋。但也不能任意增大鑄造速度，因?yàn)樗俣冗^高，液穴變深，形成寬面裂紋的傾向變大。因此在考慮鑄造速度對(duì)裂紋的影響時(shí)，要綜合考慮對(duì)各種裂紋的影響。從本試驗(yàn)來看，2124鋁合金440mm×1500mm扁鑄錠合適的鑄造速度為50mm／min～60mm／min。

　　5結(jié)論

　　2124鋁合金440mm×1 500mm規(guī)格扁鑄錠合理的熔鑄工藝為：

　?。?）配料時(shí)，使用本合金一級(jí)廢料不超過30％。爐前化學(xué)成分分析控制w（Si）<0.06％，w（Fe）<0.10％。爐前不補(bǔ)Fe。

　?。?）鑄造時(shí)用除氣裝置進(jìn)行在線除氣，用雙級(jí)陶瓷片進(jìn)行在線過濾，在線播種Al-5Ti-B絲細(xì)化晶粒。

　?。?）鑄造速度控制在50mm／min～60mm／min，鑄造溫度控制在690℃～715℃，冷卻水壓0.03 MPa～0.12 MPa，鑄造開頭用純鋁鋪底，收尾做回火處理。