熔體超聲處理對7050鋁合金鑄錠微觀偏析的影響

彭洪美， 李曉謙， 蔣日鵬

(中南大學(xué) 機電工程學(xué)院，湖南，長沙 410083)

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熔體超聲處理對7050鋁合金鑄錠微觀偏析的影響

彭洪美， 李曉謙， 蔣日鵬

(中南大學(xué) 機電工程學(xué)院，湖南，長沙 410083)

采用不施加超聲、施加300、1 000 W功率超聲三種工藝處理半連鑄成形7050鋁合金大扁錠，并對不同鑄錠的第二相形貌、溶質(zhì)元素含量變化進行了分析. 結(jié)果表明：經(jīng)超聲處理的鑄錠，非平衡共晶組織變得細小而分散；超聲作用下 Zn、Mg 和 Cu 元素的成分曲線較常規(guī)鑄錠平緩，1 000 W超聲作用效果更加明顯，其Zn、Mg 和 Cu 的晶內(nèi)相對溶質(zhì)固溶度分別提高6.36%，19.44%和 10.14%；超聲處理增大了各溶質(zhì)元素的有效分配系數(shù)ke值，凝固初期的增幅為0.04～0.24；1 000 W超聲作用使鑄錠芯部及邊部區(qū)域的微觀偏析得到有效弱化，而芯部距離邊部1/2處作用效果相對較差；由于超聲加速了凝固前沿的冷卻速度，使更多的溶質(zhì)原子固溶到α-Al中，Zn、Mg和Cu元素在鑄錠中的微觀偏析得到了改善.

7050鋁合金；超聲半連鑄；成分曲線；有效分配系數(shù)

7050鋁合金是一種熱處理可強化型鋁合金，具有超高的強度和硬度、較好的耐腐蝕性能和抗疲勞性能，廣泛應(yīng)用于航空航天及交通運輸產(chǎn)業(yè)[1].由于其合金元素含量較高，在普通的半連續(xù)鑄造過程中，往往形成粗大的非平衡共晶相分布于晶內(nèi)與晶界，經(jīng)后期的均勻熱處理工藝仍會析出不均勻沉淀物，導(dǎo)致應(yīng)力集中和裂紋萌生，嚴重影響合金的品質(zhì)和性能.偏析在很大程度上是由合金成分和鑄造工藝造成的，研究變形鋁合金的偏析行為對于指導(dǎo)合金配比和優(yōu)化鑄造參數(shù)有著非常重要的意義[2].超聲波作為一種高頻聲波，作用于熔體時會產(chǎn)生空化、聲流、諧振、異質(zhì)活化等非線性效應(yīng)[3]，其作為一種綠色環(huán)保的輔助鑄造工藝手段在當前得到了廣泛的關(guān)注. H R Kotadia 等[4-5]研究發(fā)現(xiàn)在鋁合金凝固過程中施加超聲外場會有效細化α-Al基體組織，減少縮孔、縮松和裂紋等缺陷，有效改善鑄件的力學(xué)性能.目前該領(lǐng)域的研究多集于超聲對鑄件微觀組織和性能等方面的影響，對合金元素固溶能力以及固液界面前沿再分配能力等影響元素微觀偏析的研究相對較少，且研究都局限于小坩堝實驗，不能為工業(yè)鋁合金大尺寸扁錠的制備提供技術(shù)支持.因此，文中針對長×寬為1 320 mm×500 mm的7050鋁合金大扁錠，通過改變超聲功率，研究了其對第二相形貌及Zn、Mg 和 Cu元素成分曲線的影響，并計算了溶質(zhì)元素的有效分配系數(shù)ke，建立了固相無擴散，液相混合擴散的凝固模型，探究熔體超聲處理對7050鋁合金溶質(zhì)元素微觀偏析的抑制行為和促進溶質(zhì)元素在橫截面上均勻分布的作用規(guī)律，為高品質(zhì)鋁合金大鑄錠的生產(chǎn)制備提供新的理論和方法.

1 實 驗

1.1 實驗材料與設(shè)備

實驗材料為7050鋁合金，其合金成分配比如表1所示，滿足7050鋁合金成分指標.

表1 實驗用7050合金成分(質(zhì)量分數(shù))

實驗設(shè)備主要有：Novelis PAE France 9t半連續(xù)鑄造機；自制超聲波發(fā)生器(4臺)，輸出頻率17～22 kHz，最高輸出功率2 kW；超聲振動系統(tǒng)(4套)；熔煉爐；超聲振動系統(tǒng)固定支架.

分析設(shè)備主要有：Automet250型自動研磨機；TESCAN掃描電鏡；EPMA電子探針分析儀.

1.2 實驗方案

在常規(guī)7050鋁合金扁錠超聲半連續(xù)鑄造過程中， 4套超聲振動系統(tǒng)對稱布置在結(jié)晶器中[6]，超聲工具桿經(jīng)預(yù)熱插入熔體.實驗過程如下：

① 當鑄造電流、功率等參數(shù)穩(wěn)定時，通過4套超聲振動系統(tǒng)向鋁合金熔體中施加1 000 W功率超聲. ② 當鑄造長度至2 800 mm時，將4套超聲振動系統(tǒng)的輸出功率調(diào)整為300 W. ③ 當鑄造長度至3 900 mm時，停止施振，移走超聲振動系統(tǒng)，同時繼續(xù)澆注鑄錠長度至4 650 mm時結(jié)束.

從鋁合金扁錠中截取厚度為20 mm的3塊橫截面樣板，各樣板距離起始澆注面為1 000，3 500，4 500 mm，分別對應(yīng)3種不同功率超聲處理的鑄錠.鑒于鑄造工藝的對稱性，每塊樣板均取1/4截面進行分析.如圖1所示，對不同工藝條件處理的3塊樣板進行分割，編號制成試樣.特別地，對樣板芯部、芯部距離邊部1/2處、超聲作用位置及邊部試樣分別標記為①、②、③和④.利用TESCAN掃描電鏡進行第二相形貌觀測；使用EPMA打點400測量主要溶質(zhì)元素Zn、Mg 和Cu的含量，測量范圍為試樣中200 μm×200 μm區(qū)域，后根據(jù)等級排序法[7]獲得各元素含量關(guān)于固相分數(shù)的函數(shù)曲線.所得結(jié)果均為同一試樣5個隨機視野的數(shù)據(jù)平均值.

2 實驗結(jié)果

2.1 第二相形貌

圖2是不同超聲作用強度處理的7050鋁合金鑄錠在③號試樣的背散射圖.由于7050鋁合金主要溶質(zhì)元素Zn、Mg和Cu在凝固過程中的平衡分配系數(shù)k0<1[8]，隨著鑄錠非平衡凝固過程的進行，不斷有溶質(zhì)元素從固相中析出，在固液界面前沿富集.經(jīng)EPMA線掃描能譜分析，發(fā)現(xiàn)Zn、Mg和Cu元素的譜線在晶界處均達到峰值，其中Cu的晶粒內(nèi)外質(zhì)量分數(shù)差值最大，其偏析最為嚴重.施加超聲場之后，二次相由長條狀向片狀轉(zhuǎn)變，共晶組織更加細小和分散．

2.2 成分曲線

圖3是經(jīng)不同功率超聲處理的鑄錠在③號試樣處Zn，Mg和Cu的成分曲線.其中固相分數(shù)計算如式(1)[7]所示.

fs(i)=(Ri-0.5)/N.

(1)

式中：fs(i)為排序后第i點對應(yīng)的固相率；Ri為i點對應(yīng)的排序編號；N為電子探針測量點的總數(shù).

由圖可知，各元素含量隨著固相分數(shù)的增加不斷增大.對比3種功率超聲發(fā)現(xiàn)：與普通半連鑄相比，超聲使各溶質(zhì)元素的含量在凝固初期有不同幅度的升高，末期大幅下降，溶質(zhì)元素分布變化曲線愈加平坦；在實驗所測得的功率范圍內(nèi)，1 000 W功率超聲作用效果最好，其成分曲線最為平坦，各溶質(zhì)元素分布均勻性最佳.

經(jīng)對比發(fā)現(xiàn)，1 000 W功率超聲處理對改善溶質(zhì)元素分布均勻性效果最佳，故對其鑄錠橫截面上試樣①、②、③和④進行重點分析. 圖4為各試樣內(nèi)Zn，Mg和Cu的成分曲線.

通過對比發(fā)現(xiàn)：橫截面上不同位置處各溶質(zhì)元素質(zhì)量分數(shù)差異整體變小，其邊部位置試樣成分分布曲線最為平緩，芯部距離邊部1/2處成分分布曲線稍陡.

2.3 晶內(nèi)相對固溶度

不同超聲場處理的試樣其內(nèi)Zn，Mg和Cu在晶內(nèi)及晶界處的質(zhì)量分數(shù)變化如表2所示.

表2 主要合金元素的質(zhì)量分數(shù)

表2由選取的20組打點數(shù)據(jù)計算得到，其中各溶質(zhì)元素的平均質(zhì)量分數(shù)與表1中7050合金成分有一定差距.

采用合金元素晶內(nèi)相對固溶度K衡量鑄錠內(nèi)各溶質(zhì)元素固溶到晶內(nèi)的能力，其表達式為

(2)

式中：mi為試樣中i元素固溶到晶內(nèi)的質(zhì)量；m為試樣中i元素總質(zhì)量．

根據(jù)表2的數(shù)據(jù)及其式(2)，計算結(jié)果如圖5所示.

由圖5可知，超聲不同程度地提高了各溶質(zhì)元素的晶內(nèi)相對固溶度，且超聲作用越強，效果越好. 1 000 W超聲作用下，Zn，Mg和Cu的晶內(nèi)相對固溶度分別提高6.36%，19.44%和 10.14%. 其中Mg固溶到晶內(nèi)的含量增加較為明顯，Cu在晶內(nèi)的固溶量雖然有所增加，但仍有較多的量在晶界偏聚.由于大尺寸鑄錠自身的特點和宏觀偏析的存在，實驗中超聲改善溶質(zhì)元素晶內(nèi)相對固溶度的效果并不顯著.

2.4 有效分配系數(shù)

半連續(xù)鑄造凝固過程中固液界面前沿各溶質(zhì)元素的再分配過程通常采用Scheil模型[8]表示，

(3)

式中：Cs為固相溶質(zhì)濃度；k0為平衡溶質(zhì)分配系數(shù)；C0為合金成分；fs為固相分數(shù).

在實際的凝固過程中用有效分配系數(shù)ke代替平衡分配系數(shù)k0，轉(zhuǎn)化成線性形式為

(4)

式中ke可以通過計算得到. 3種工藝條件下7050鋁合金凝固過程中Zn、Mg和Cu元素的ke變化曲線如圖6所示. 圖中只表示出枝晶網(wǎng)格形成前(fs≤0.6)的情況. 因為在凝固末期，優(yōu)先生長的晶粒之間搭接形成剛性骨架，阻礙枝晶間的鋁液流動，使得溶質(zhì)元素在殘余液相大量堆積，與Fe和Si等雜質(zhì)形成粗大金屬間化合物以及非平衡共晶組織，此時ke對描述溶質(zhì)元素分配情況已不再合適[8-9]. 觀察發(fā)現(xiàn)，隨著凝固過程的進行，300、1 000 W超聲使得各溶質(zhì)元素的ke值較常規(guī)鑄錠均有不同程度的提高，凝固初期其值增大幅度在0.04～0.24之間，fs接近0.6時，Zn元素的ke增大到1.由圖7可知，1 000 W超聲鑄錠橫截面上邊部試樣的溶質(zhì)元素ke值最大，而芯部距離邊部1/2處ke值相對較小.

3 分析討論

偏析是合金在凝固過程中溶質(zhì)元素的分布不均勻現(xiàn)象，它是結(jié)晶過程中溶質(zhì)再分配的必然結(jié)果.超聲的空化與聲流效應(yīng)對熔體凝固起主導(dǎo)作用，下面從這兩個方面對超聲強化固液界面前沿溶質(zhì)分布均勻性進行重點論述.

熔體在超聲作用下誘發(fā)產(chǎn)生的空化泡在經(jīng)歷振動、長大、崩潰乃至增殖形核等一系列反應(yīng)時，伴隨產(chǎn)生微射流、沖擊波等機械效應(yīng)，這會引起熔體的宏觀湍動，打碎已成體系的固相剛性骨架，形成大量分散的液體傳輸通道，形成微孔介質(zhì)[9].固液界面前沿的富集溶質(zhì)得到迅速擴散，分布更為均勻.

在鋁合金半連續(xù)鑄造過程中，鋁液自中心澆口流入時帶有強大的動量，在液穴內(nèi)形成大的熔體擾動.施加超聲時，工具桿端面的下方出現(xiàn)了明顯的聲流，方向呈向下噴射狀，最大流動速度為0.54 m/s. 此時，澆注流場與超聲聲流形成了對熔體大范圍的協(xié)同攪拌效應(yīng)，這種攪拌改變了熔體流場的分布狀態(tài)，均衡了溫度場和濃度場，使得凝固前沿冷卻速度加快.

在超聲外場下，采用溶質(zhì)在固相無擴散，液相混合擴散的凝固模型[8]描述溶質(zhì)元素的再分配行為.凝固初期(fs≤0.6)，溶質(zhì)元素分布狀況為

(5)

式中：Cs(x)為x處固相溶質(zhì)質(zhì)量分數(shù)；x為液相中的點到固液界面前沿的距離；v為凝固速度；DL為擴散系數(shù).

由式(5)可以看出，凝固速度是影響溶質(zhì)分布的關(guān)鍵性因素.熔體超聲處理可明顯加快熔體的整體凝固進程，這會減小溶質(zhì)元素在固液兩相的停留時間，更多的Zn、Mg和Cu固溶到α-Al中，使得凝固后期液相中Zn，Mg和Cu元素含量降低，這與實驗結(jié)果中圖2所示超聲作用下非平衡共晶組織變的細小相一致.如圖3實驗結(jié)果所示，超聲使固相內(nèi)溶質(zhì)質(zhì)量分數(shù)Cs增大，液相內(nèi)溶質(zhì)質(zhì)量分數(shù)C0保持不變，由ke=Cs/C0，則ke相應(yīng)增大.超聲功率從300 W增至1 000 W時，超聲空化及聲流效應(yīng)愈發(fā)強烈，此時熔體內(nèi)對流攪拌加劇，使得冷卻速度進一步加快，Zn、Mg和Cu元素在微觀范圍內(nèi)的分布更加均勻.由超聲振動系統(tǒng)的施加位置可知，芯部距離邊部1/2位置處的空化、聲流與澆注口噴射流協(xié)同攪拌作用效果最弱，冷卻速度相對較小，對應(yīng)微觀偏析程度最為嚴重，這與圖4和圖7的實驗結(jié)果相一致.

4 結(jié) 論

超聲空化與聲流效應(yīng)提高了溶質(zhì)元素在固液界面前沿的再分配能力，加快了凝固前沿的冷卻速度，使得Zn、Mg和Cu元素在α-Al中的固溶量增加，非平衡共晶量減少，有效弱化偏析.

與普通半連鑄相比，1 000 W功率超聲處理使溶質(zhì)元素的成分曲線在最初過渡區(qū)升高，在最終過渡區(qū)下降，對改善溶質(zhì)元素分布均勻性效果最佳.在枝晶網(wǎng)格形成前，Zn元素的有效分配系數(shù)增大至1.

經(jīng)1 000 W超聲處理的鑄錠其橫截面不同區(qū)域微觀偏析的弱化效果不同，超聲對其邊部和芯部的微觀偏析弱化效果尤其明顯.

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(責任編輯：孫竹鳳)

Effect of Ultrasonic Treatment on Ingot Microsegregation of 7050 Aluminum Alloy

PENG Hong-mei ， LI Xiao-qian， JIANG Ri-peng

(College of Mechanical and Electrical Engineering， Central South University， Changsha， Hu’nan 410083， China)

Aluminum alloy 7050 large scale billets were prepared with 300、 1 000 W ultrasonic field and without ultrasonic field in semi-continuous casting respectively. The second phase morphology of different ingot was observed, and the content of solute elements was analyzed. The results indicate that the non-equilibrium eutectic organization becomes small and scattered in the ingot with ultrasonic. The composition curves of Zn, Mg and Cu with ultrasonic field become gentle compared with conventional ingot and the effect is more obvious with 1 000 W ultrasonic. The relative intracrystalline solubility of Zn, Mg and Cu increases respectively by 6.36%, 19.44% and 10.14%，and the parameterkebecomes larger with ultrasonic field and increases significantly between 0.04～0.24 in the early solidification. The microsegregation in the edge and central portion of the ingot cross-section are effectively weakened with 1 000 W ultrasonic field, and the effect is relatively poor in 1/2 part from the center to the edge. Because the cooling rate at the solidification front is promoted by 1 000 W ultrasonic field, and there are more solute elements in α-Al, the microsegregation of each element in the ingot is alleviated.

7050 aluminum alloy; ultrasonic semi-continuous casting; composition curve; effective distribution coefficient

2015-05-05

國家“九七三”計劃項目(2010CB731706)；國家部委基金資助項目(2012CB619504)

李曉謙(1958—)，男，博士，教授，E-mail:meel@csu.edu.cn.

彭洪美(1990—)，女，碩士生，E-mail:974854583@qq.com.

TG 249.9; TB 559

A

1001-0645(2016)11-1105-06

10.15918/j.tbit1001-0645.2016.11.002