CN104404326B

CN104404326B - 一种7a85铝合金的热顶铸造工艺及7a85铝合金铸锭

Info

Publication number: CN104404326B
Application number: CN201410766881.8A
Authority: CN
Inventors: 刁文武; 姚勇; 王剑
Original assignee: Southwest Aluminum Group Co Ltd
Current assignee: Southwest Aluminum Group Co Ltd
Priority date: 2014-12-12
Filing date: 2014-12-12
Publication date: 2017-08-29
Anticipated expiration: 2034-12-12
Also published as: CN104404326A

Abstract

本发明提供一种7A85铝合金的热顶铸造工艺，包括以下步骤：A)将Cu源、Mg源、Zn源、Zr源和Al源混合后进行熔炼，得到熔炼物；B)将所述步骤A)得到的熔炼物依次进行在线除气、在线过滤和在线细化，得到在线处理产物；C)将所述步骤B)得到的在线处理产物进行铸造，得到7A85铝合金，所述铸造的速度为8～14mm/min。本发明提供的热顶铸造工艺采用适当的铸造速度，能够提高铝合金的探伤合格率，实验结果表明，本发明提供的航空用铝的热顶铸造工艺制得的7A85铝合金的探伤合格率为97～99％。

Description

一种7A85铝合金的热顶铸造工艺及7A85铝合金铸锭

技术领域

本发明属于金属材料技术领域，尤其涉及一种7A85铝合金的热顶铸造工艺及7A85铝合金。

背景技术

铝合金是以铝为基体元素的合金总成，主要包括的合金元素由铜、硅、镁、锌、锰，还包括镍、铁、钛、铬、锂等合金元素。铝合金的密度低，但强度比较高，接近或超过优质钢，塑性好，可加工成各种型材，具有优良的导电性、导热性和抗蚀性，是在航空、航天、汽车、机械制造、船舶及化学工业中应用最广泛的一类有色金属材料，其使用量仅次于钢。

通常屈服强度500MPa以上的铝合金被称为超高强度铝合金，他们是以AL-Zn-Mg-Cu系和Al-Zn-Mg系为主的可热处理强化的铝合金(简称7xxx系铝合金)，自上世纪中叶以来，为了提高Al-Zn-Mg系铝合金的力学性能，并解决高锌、高镁铝合金中严重存在的应力腐蚀问题，国外在该类铝合金中添加Cu、Cr、Mn等元素，由此产生了一系列的新型AL-Zn-Mg-Cu超硬铝合金。由于它具有高的比强度和硬度、良好的热加工性、优良的焊接性能、高断裂韧度，以及高抗应力腐蚀能力等优点而广泛应用于航空航天领域，并成为这个领域中重要的材料之一。

其中，7xxx系铝合金中的7A85铝合金为航空业较为理想的结构材料，7A85铝合金用于制造飞机的主要受力构件，如机身框架、隔板、机翼壁板、翼梁、翼肋、起落架支撑梁等。7A85铝合金的生产工艺包括熔炼、在线处理和铸造，但是，现有的7A85铝合金的热顶铸造工艺生产的锭坯探伤合格率较低。

发明内容

本发明的目的在于提供一种7A85铝合金的热顶铸造工艺及7A85铝合金铸锭，本发明提供的7A85铝合金的热顶铸造工艺得到的铝合金探伤合格率较高。

本发明提供一种7A85铝合金的热顶铸造工艺，包括以下步骤：

A)将Cu源、Mg源、Zn源、、Zr源和Al源混合后进行熔炼，得到熔炼物；

B)将所述步骤A)得到的熔炼物依次进行在线除气、在线过滤和在线细化，得到在线处理产物；

C)将所述步骤B)得到的在线处理产物进行铸造，得到7A85铝合金锭坯，所述铸造的速度为8～14mm/min。

优选的，所述步骤A)具体包括以下步骤：

将Cu源、Zn源、、Zr源和Al源混合后进行熔炼，待熔体全部融化后，加入Mg源和0-0.0009％的Be，进行熔炼，得到熔炼物。

优选的，所述熔炼的温度为800～1050℃。

优选的，所述在线除气的温度为715～725℃；

所述在线除气的气体流速为25～35L/min；

所述在线细化采用Al-5Ti-B丝进行。

优选的，所述铸造的速度为9～13mm/min。

优选的，所述铸造的温度为650～770℃。

优选的，所述铸造中冷却水的流量为10～20m³/h。

优选的，当所述铸造的长度在0mm～300mm之间时，所述铸造过程中冷却水的流量为10～11m³/h；

当所述铸造的长度＞300mm时，将所述铸造过程中冷却水的流量以(1m³/h)/50mm的速度增加，直到所述冷却水的流量达到19～20m³/h。

优选的，所述步骤C)还包括以下步骤：

将所述步骤C)得到的7A85铝合金进行均匀化热处理，得到热处理的7A85铝合金；

所述均匀化热处理的保温温度为460～470℃；

所述均匀化热处理的保温时间为30～35小时。

本发明提供如上述技术方案所述的热顶铸造工艺制得的规格为Φ850的铝合金铸锭。

本发明提供一种7A85铝合金的热顶铸造工艺，包括以下步骤：A)将Cu源、Mg源、Zn源、Zr源和Al源混合后进行熔炼，得到熔炼物；B)将所述步骤A)得到的熔炼物依次进行在线除气、在线过滤和在线细化，得到在线处理产物；C)将所述步骤B)得到的在线处理产物进行铸造，得到7A85铝合金锭坯，所述铸造的速度为8～14mm/min。本发明提供的热顶铸造工艺采用适当的铸造速度、能够防止铸造时的铝熔体泄露，减少铸锭中心的裂纹倾向以及铸锭表面的拉裂倾向。提高铝合金的探伤合格率，实验结果表明，本发明提供的航空用铝的热顶铸造工艺制得的7A85铝合金的探伤合格率为97～99％。

附图说明

为了更清楚地说明本发明实施例或现有技术中的技术方案，下面将对实施例或现有技术描述中所需要使用的附图作简单地介绍，显而易见地，下面描述中的附图仅仅是本发明的实施例，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据提供的附图获得其他的附图。

图1为本发明实施例1得到的7A85铝合金铸锭浇口部的表层在50×下的高倍检测图；

图2为本发明实施例1得到的7A85铝合金铸锭浇口部的表层在200×下的高倍检测图；

图3为本发明实施例1得到的7A85铝合金铸锭浇口部的1/4处在50×下的高倍检测图；

图4为本发明实施例1得到的7A85铝合金铸锭浇口部的1/4处在200×下的高倍检测图；

图5为本发明实施例1得到的7A85铝合金铸锭浇口部的心部在50×下的高倍检测图；

图6为本发明实施例1得到的7A85铝合金铸锭浇口部的心部在200×下的高倍检测图；

图7为本发明实施例1得到的7A85铝合金铸锭底部表层在50×下的高倍检测图；

图8为本发明实施例1得到的7A85铝合金铸锭底部表层在200×下的高倍检测图；

图9为本发明实施例1得到的7A85铝合金铸锭底部的1/4处在50×下的高倍检测图；

图10为本发明实施例1得到的7A85铝合金铸锭底部1/4处在200×下的高倍检测图；

图11为本发明实施例1得到的7A85铝合金铸锭底部的心部在50×下的高倍检测图；

图12为本发明实施例1得到的7A85铝合金铸锭底部的心部在200×下的高倍检测图。

具体实施方式

本发明提供一种7A85铝合金的热顶铸造工艺，包括以下步骤：

A)将Cu源、Mg源、Zn源、Zr源和Al源混合后进行熔炼，得到熔炼物；

本发明提供的热顶铸造工艺得到的7A85铝合金的探伤合格率较高，能够达到97～99％。

本发明将Cu源、Mg源、Zn源、Zr源和Al源混合后进行熔炼，得到熔炼物；本发明优选在熔炼炉中进行所述熔炼，本发明优选在装炉前先在所述熔炼炉中撒入二号溶剂，将Cu源、Zn源、Zr源和Al源装入熔炼炉中，进行熔炼，当熔体软化下榻化平后，向炉内撒入二号溶剂粉，待上述炉料全部熔化，熔体温度达到720～740℃时，加入的Mg源和0-0.0009％的Be，加完后采用二号溶剂粉进行覆盖，搅拌后熔炼，得到熔炼物。

在装炉时，原则上应按从小到大的顺序进行，即将先装小块料，再装大块料，同时将熔点高的中间合金装在中上层，易烧损的金属装在中层。

在本发明中，所述Cu在所述原料中的质量分数为1.3～2.0％，优选为1.5～1.8％，更优选为1.7％；本发明优选采用纯Cu板为Cu源进行所述熔炼，所述纯Cu板中Cu的质量分数≥99.95％。

在本发明中，所述Zn在所用的原料中的质量分数为7.0～8.0％，优选为7.2～7.8％，更优选为7.6％。在本发明中，所述Zn和Mg的质量比为(4.5～5.0)：1，优选为4.8:1。本发明通过对Zn/Mg的质量比的精确控制，使本发明得到的7A85铝合金具有较好的强度和韧性。本发明优选采用纯锌锭为Zn源进行所述熔炼，所述纯锌锭中Zn的质量分数优选≥99.99％。

在本发明中，所述Zr在所用的原料中的质量分数为0.08～0.15％，优选为0.1～0.13％，最优选为0.12％；本发明优选采用Al-Zr中间合金为Zr源进行所述熔炼，所述Al-Zr中间合金中Zr的质量分数优选为3～5％，更优选为4％。

在本发明中，所述Mg在所用的原料中的质量分数为1.2～1.8％，优选为1.5～1.7％，更优选为1.6～1.7％。本发明优选采用纯Mg锭为Mg源进行所述熔炼，所述纯Mg锭中Mg的质量分数优选≥99.95％。

在本发明中，所述Be的质量分数为0-0.0009％

在本发明中，所述Al在所用的原料中的质量分数与其他组分的质量分数之和为100％，本发明优选采用纯Al锭为Al源进行所述熔炼，所述纯Al锭中，Al的质量分数优选≥99.7％。

在本发明中，所述二号溶剂粉为市售产品，较为标准，以质量百分数计：KCl:32-40％，MgCl₂:38-46％，BaCl₂:5-8％，型号即为二号，国内销售二号熔剂粉的公司非常多，大型铝厂也自行制作，如西南铝，每次的使用量优选为上述原料总量的0.5～2％，更优选为1％。

在本发明中，所述熔炼过程中熔炼的炉膛温度优选为800～1050℃，更优选为900～1000℃，所述熔炼中熔体的温度优选为600～770℃，更优选为650～750℃；所述熔炼的时间优选为20～60min，更优选为30～50min。

完成所述熔炼后，本发明优选对得到的熔体进行取样，以便对熔体成分进行分析，然后根据上述各成分的含量要求进行相应的成分调整，所述调整的方法为本领域技术人员熟知的方法。具体的，根据送检结果决定是否冲淡或者补料，冲淡或者补料按量按以下公式进行：

若生产7A85铝合金铸锭长度4200mm，1次铸造4根，考虑氧化烧损5％，铸锭规格Φ850，该合金密度为2800kg/m³，则计算出总的投料量＝π×0.65²/4×4.2×4×(1+5％)×2800≈29800kg。

以Cu元素为例，如果Cu元素炉前分析值为1.3％，需补到1.6％，

则需补含量40％的Al-Cu中间合金重量＝29800×(1.6％-1.3％)/40％≈224kg；

如果Cu元素炉前分析值2.1％，需冲淡到1.9％，

则需冲淡用的AL99.70锭总量＝29800×(2.1％-1.9％)/1.9％≈308kg。

注意补料或者冲淡前，应适当提高熔体温度至750℃以上，且加入的金属或者中间合金应干燥，防止放炮等事故。

本发明优选在炉门中间熔体进行取样，并在取样后采用所述二号溶剂粉进行覆盖。

完成成分调整后，本发明优选采用精炼管进行炉内氩气精炼，所述精炼的时间优选为15～30min，更优选为20min，所述精炼的温度优选为730～750℃，更优选为740℃；所述精炼时气泡的高度不应超过80mm。

完成所述精炼后，本发明优选将熔体进行静置，得到熔炼物，所述静置的时间优选≥25min。

得到熔炼物后，本发明将所述熔炼物依次进行在线除气、在线过滤和在线细化，得到在线处理产物。本发明采用双级旋转除气铝熔体在线净化技术，解决传统Ф850mm圆铸锭氢含量较高、制约锻件制品后续加工实物质量与性能提升的难题。

在本发明中，所述在线除气优选采用双转子除气精炼装置，所述精炼用气的流量优选为25～35L/min，更优选为30L/min；所述精炼的温度优选为715～725℃，更优选为720℃；所述转子的转速优选为290～310rpm，更优选为295～305rpm。

在本发明中，所述在线过滤优选采用单级30ppi陶瓷过滤板进行过滤；所述在线细化优选采用Al-5Ti-B丝。

完成在线处理后，本发明将得到的在线处理产物进行铸造，得到7A85铝合金锭坯，在本发明中，所述铸造的速度为8～14mm/min，优选为9～13mm/min，更优选为10～12mm/min；所述铸造的温度优选为650～770℃；所述铸造过程中冷却水的流量优选为10～20m³/h。在本发明中，所述铸造开始的时候，所述铸造速度优选为8～9mm/min，更优选为8mm/min，所述冷却水流量优选为10～11m³/h，更优选为10m³/h；当铸造长度达到300mm后，将所述铸造速度以(1mm/min)/50mm的速度增加，直至所述铸造速度达到13～14mm/min，更优选为14mm/min；所述冷却水的流量以(1m³/h)/50mm(即铸造的长度达到300mm后，铸造长度每增加50mm，水流量增加1m³/h)的速度增加，直到所述冷却水的流量达到19～20m³/h。冷却水流量过高或过低、铸造速度过慢均会使铸造时产生铝熔体泄漏，致使铸造过程无法进行；铸造速度过快使铸锭中心裂纹倾向增加、铸锭表面产生拉裂倾向增加，严重时甚至产生铝熔体拉漏现象。本发明采用适当的铸造速度进行铸造，以减小中心裂纹倾向，铸锭也不会出现严重冷隔产生横向裂纹。本发明采用逐渐加强的水冷方法，由于一次水冷较弱，液穴较浅，不容易产生中心裂纹铸锭，二次水冷相对加强，冷却速度大大提高，使得得到的铝合金铸锭内部组织致密，提高了铸锭成型率和内部冶金质量。

本发明优选在浇口部液体尚有1/3时停水，当浇口部马上要脱离结晶器时停车，完成所述铸造。

采用现有技术铸造7A85合金大规格圆锭时若不用纯铝铺底工艺，铸锭底部易产生裂纹，甚至整根通裂。本发明采用铺假底铸造技术，无需纯铝铺底，免刮水器刮水回火，有利于简化铸造工序，降低生产成本。

完成所述铸造后，本发明优选对得到的铸锭进行退火，以去除应力，所述退火的温度优选为350～450℃，更优选为380～420℃；所述退火的时间优选为6～10小时，更优选为7～9小时。

得到7A85铝合金锭坯后，本发明优选将得到的7A85铝合金进行均匀化热处理，得到热处理的7A85铝合金，7A85合金主要通过强化元素Zn、Mg、Cu固溶溶入基体，形成过饱和固溶体，时效时析出弥散分布的析出强化相而得到较高性能，而较多的残留未溶相将不利于性能的提高。同时，大规格、高合金化铸锭也使得合金成分偏析严重，因此对铸锭进行的均匀化热处理相当重要。

在本发明中，均匀化过程中析出的Al₃Zr粒子对合金的整体性能有重要影响，弥散细小分布的Al₃Zr粒子能有效抑制晶界迁移，促使固溶后合金中保留更多的变形组织，改善合金力学性能和抗应力腐蚀性能。晶界附近Al₃Zr粒子的微观形貌观察表明，引入慢速率升温过程对Al₃Zr粒子弥散析出具有重要作用。通常情况下，均匀化过程中的Al₃Zr粒子析出是脱溶沉淀过程，不仅与体系自由能差异有关，也与Zr元素的分布相联系。合金凝固时，铸锭中Zr原子在枝晶中心富集而于枝晶交界附近贫化，虽然在均匀化过程Zr原子会由晶内向晶界扩散，但Al3Zr粒子的析出峰值是在高温区域，采用单级或快速升温的均匀化制度时，Zr原子往往来不及扩散就已作为Al₃Zr粒子析出长大。因此快速升温过程的均匀化制度，Al₃Zr粒子分布密度有明显从晶内向晶界逐渐减小的趋势，并于晶界附近存在较大范围的无析出区。

在本发明中，在将所述7A85铝合金铸锭装炉进行均匀化热处理之前，应确保炉温≤350℃，本发明优选以490～500℃的加热温度进行加热，直至炉内温度达到460～470℃时进入保温阶段，所述保温的温度优选为460～470℃，更优选为465℃；所述保温时间为30～35小时，更优选为32小时。

为了提高7A85铝合金后续加工材的综合性能，可以在出炉时采用大功率风机冷却铸锭至200℃以下再空冷，此种操作可减缓含Zr粒子的粗化，提高其抑制再结晶的作用。

完成均匀化热处理后，本发明优选对所述均匀化热处理得到的铝合金铸锭进行后处理，所述后处理包括铸锭锯切、加工和检测，所述后处理可根据实际的生产需要进行处理，本发明不做特殊的限定。

本发明还提供了一种规格为Φ850mm的铝合金铸锭，按照上述技术方案所述的热顶铸造工艺制备得到，探伤合格率高。本发明提供的铝合金铸锭包括7A85铝合金铸锭，在本发明中，所述7A85铝合金铸锭优选包括以下质量分数的组分：Cu：1.3～2.0％；Mg：1.2～1.8％；Zn：7.0～8.0％；Zr：0.08～0.15％；Ti：0～0.06％；Si：0～0.06％；Fe：0～0.08％；Mn：0～0.04％；Cr：0～0.04％；余量为Al；所述Zn和Mg的质量比为(4.5～5.0)：1。

本发明通过对Cu含量和Zn/Mg比值的优化和精确控制，提高了7A85铝合金的强度。

本发明提供的7A85铝合金包括Cu，所述Cu的质量分数为1.3～2.0％，优选为1.5～1.8％，更优选为1.7％；本发明优选采用纯Cu板为Cu源进行所述熔炼，所述纯Cu板中Cu的质量分数≥99.95％。

本发明提供的7A85铝合金包括Mg，所述Mg的质量分数为1.2～1.8％，优选为1.5～1.7％，更优选为1.6～1.7％。本发明优选采用纯Mg锭为Mg源进行所述熔炼，所述纯Mg锭中Mg的质量分数优选≥99.95％。

本发明提供的7A85铝合金包括Zn，所述Zn的质量分数为7.0～8.0％，优选为7.2～7.8％，更优选为7.6％。在本发明中，所述Zn和Mg的质量比为(4.5～5.0)：1，优选为4.8:1。本发明通过对Zn/Mg的质量比的精确控制，使本发明得到的7A85铝合金具有较好的强度和韧性。本发明优选采用纯锌锭为Zn源进行所述熔炼，所述纯锌锭中Zn的质量分数优选≥99.99％。

本发明提供的7A85铝合金包括Zr，所述Zr的质量分数优选为0.08～0.15％，优选为0.10～0.13％，更优选为0.12％。本发明优选采用Al-Zr中间合金为Zr源进行所述熔炼，所述Al-Zr中间合金中Zr的质量分数优选为3～5％，更优选为4％。Zr作为合金中的重要添加元素，在材料中主要以细小弥散分布的粒状金属间化合物Al₃Zr形式存在。该金属间化合物具备两种形态：一种是从熔体中直接析出的Al₃Zr初生相，具有细化铸态晶粒的作用；另一种是后续热加工过程中(如铸锭均匀化)分解形成的细小弥散分布的粒状Al₃Zr二次相，强烈抑制后续热加工过程中的再结晶倾向，并作为时效过程中的原位质点对η相的析出分布、状态起着重要作用。

在本发明中，所述7A85铝合金为规格为Φ850mm的铝合金。

在本发明中，所述7A85铝合金中还包括一些杂质，如，Si、Fe、Mn、Ti和Cr中的一种或几种，所述Si的质量分数≤0.06％；所述Fe的质量分数≤0.08％；所述Mn的质量分数≤0.04％；所述Cr的质量分数≤0.04％；Ti的质量分数≤0.06％。

本发明提供的7A85铝合金中，Zn、Mg、Cu是主要的合金化元素，Zn、Mg元素作为合金主要的强化元素，主要在合金中以固溶、平衡相η(MgZn₂)、Τ(Al₂Mg₃Zn₃)以及非平衡相η′的形式存在，此外合金中还存在一定量的AlCuFe、S(AlCuMg)相。时效过程中析出的η′相，是合金的主要强化相。Cu大部分溶于基体,起辅助强化作用，还可以降低晶内和晶界之间的电位差而改善应力腐蚀性能。

本发明按照GB/T 6519-2013变形铝、镁合金产品超声波检验方法对本发明得到的7A85铝合金进行了探伤检测，结果表明，本发明提供的7A85铝合金的探伤合格率为97～99％。

本发明按照GB/T228《金属材料室温拉伸试验方法》对本发明得到的7A85铝合金进行了强度检测，结果表明，本发明提供的7A85铝合金的强度为520Mpa。

本发明提供一种7A85铝合金的热顶铸造工艺，包括以下步骤：A)将Cu源、Mg源、Zn源、Zr源和Al源混合后进行熔炼，得到熔炼物；B)将所述步骤A)得到的熔炼物依次进行在线除气、在线过滤和在线细化，得到在线处理产物；C)将所述步骤B)得到的在线处理产物进行铸造，得到7A85铝合金锭坯，所述铸造的速度为8～14mm/min；D)将所述步骤C)得到的7A85铝合金铸锭进行均匀化热处理，得到7A85铝合金铸锭。本发明提供的热顶铸造工艺采用适当的铸造速度、能够防止铸造时的铝熔体泄露，减少铸锭中心的裂纹倾向以及铸锭表面的拉裂倾向，提高铝合金的探伤合格率，实验结果表明，本发明提供的航空用铝的热顶铸造工艺制得的7A85铝合金的探伤合格率为97～99％。

为了进一步说明本发明，以下结合实施例对本发明提供的一种7A85铝合金的热顶铸造工艺及7A85铝合金铸锭进行详细描述，但不能将其理解为对本发明保护范围的限定。

在以下实施例中，所用的原材料符合以下要求：

重熔铝锭：Al≥99.7％；重熔镁锭：Mg≥99.95％；电解铜：Cu≥99.95％；锌锭：Zn≥99.99％；中间合金：Al-15Mn，Al-4Cr，Al-4Ti，Al-4Zr，Al-3Be：上述所有中间合金中，Fe、Si≤0.6％，其他≤0.1％。Al-10Fe：Si≤0.6％，其他≤0.1％。在线细化：Al-5Ti-BΦ9.5mm丝。

所用的辅助材料符合以下要求：

液氩：纯度≥99.98％，H₂O≤10ppm，[H₂]≤5ppm，[O₂]≤10ppm；2#熔剂：工业级；在线过滤：30ppi陶瓷过滤板。

合金配料时应合理搭配使用低铁硅铝锭和本身一级废料，高精铝锭用量≥50％，一级废料用量要求≤30％，配料时要求原材料表面清洁干净，铜、镁、锌元素直接以纯金属配料，其他以中间合金配料。

实施例1

生产铸锭长度4200mm、铸锭规格为Φ850的7A85铝合金。1次铸造4根，考虑氧化烧损5％，该合金密度为2800kg/m³，则计算出总的投料量＝π×0.85²/4×4.2×4×(1+5％)×2800≈28400kg。

在熔炼炉中均匀撒入65kg的2#溶剂粉，然后将482kg纯Cu板、2156kg纯Zn锭、142kgAl-Ti中间合金、851kgAl-Zr中间合金和24287kgAL锭按从小到大的顺序进行装炉，即将先装小块料，再装大块料，同时将熔点高的中间合金装在中上层，易烧损的金属装在中层。熔炼炉的炉膛温度控制在≤1050℃，熔体温度控制在≤770℃，当熔体软化下塌及化平后，向炉内均匀撒入130kg的2#熔剂粉，并适时搅拌金属。

炉料全部熔化完后，熔体温度达到730℃左右时加入482kg Mg锭和8.5kg的Al-Be中间合金。加入过程及加完后用89kg 2#熔剂粉覆盖，使用量以完全覆盖住为准。加完后应进行彻底搅拌，并将温度调整稳定在740℃左右，约过20分钟后进行炉前取样。

取样必须在炉门中间熔体进行，根据炉前快速分析结果和上述技术方案中的控制要求进行成分调整。

成分调整完成后，采用精炼管进行炉内氩气精炼，精炼时间20分钟，精炼温度740℃左右，精炼时气泡高度不应超过80mm。

精炼完成后应进行静置，静置时间至少25分钟。

将静置后的熔体采用双转子除气精炼装置进行在线除气，精炼用气量为30L/min，精炼温度为720±5℃，转子转速为300±5rpm；然后采用单级30ppi陶瓷过滤板进行在线过滤，更换过滤板时要求检查过滤板的完整性，并保证安装到位，小心放上配重物，并进行适当烘烤；然后按照1.5kg/t的量加入Al-5Ti-B丝，进行在线细化。

完成在线处理后，将熔体进行铸造，铸造温度为735℃，铸造开始时，铸造起车速度为8mm/min，冷却水流量为10m³/h，待铸造长度达到300mm以后，将铸造速度以(1mm/min)/50mm的增量调整至14mm/min，将冷却水流量以(1m³/h)/50mm的增量调整至20m³/h。

铸造收尾时当浇口部液体尚有1/3时停水，当浇口部马上要脱离结晶器时停车，严禁将水滴到浇口部。

铸造完成后，将铸造得到的锭坯进行均匀化热处理，以495℃的加热温度加热，加热至465℃后进入保温，保温32小时，完成均匀化热处理。

然后在360℃下退火8小时，然后对铸锭进行相应的进行锯切，锯切浇口部和底部均约350mm，得到7A85铝合金。铸造成型率为93％。得到的合金包含以下成分：1.7％的Cu、1.7％的Mg、7.6％的Zn、0.12％的Zr和余量的Al。

本发明按照上述技术方案对本实施例得到的7A85铝合金的浇口部进行了高倍检测，结果如图1～6所示，图1为本发明实施例1得到的7A85铝合金铸锭浇口部的表层在50×下的高倍检测图；图2为本发明实施例1得到的7A85铝合金铸锭浇口部的表层在200×下的高倍检测图；图3为本发明实施例1得到的7A85铝合金铸锭浇口部的1/4处在50×下的高倍检测图；图4为本发明实施例1得到的7A85铝合金铸锭浇口部的1/4处在200×下的高倍检测图；图5为本发明实施例1得到的7A85铝合金铸锭浇口部的心部在50×下的高倍检测图；图6为本发明实施例1得到的7A85铝合金铸锭浇口部的心部在200×下的高倍检测图。由图1～6可以看出，本实施例得到的7A85铝合金组织致密，晶粒等轴性较好。。

本发明按照上述技术方案对本实施例得到的7A85铝合金的底部进行了高倍检测，结果如图7～12所示，图7为本发明实施例1得到的7A85铝合金铸锭底部表层在50×下的高倍检测图；图8为本发明实施例1得到的7A85铝合金铸锭底部表层在200×下的高倍检测图；图9为本发明实施例1得到的7A85铝合金铸锭底部的1/4处在50×下的高倍检测图；图10为本发明实施例1得到的7A85铝合金铸锭底部1/4处在200×下的高倍检测图；图11为本发明实施例1得到的7A85铝合金铸锭底部的心部在50×下的高倍检测图；图12为本发明实施例1得到的7A85铝合金铸锭底部的心部在200×下的高倍检测图。由图7～12可以看出，本实施例得到的7A85铝合金组织致密，晶粒等轴性较好。。

本发明按照上述技术方案对本发明得到的7A85铝合金进行探伤检测，结果表明，本实施例得到的7A85铝合金的探伤合格率为99％。

由以上实施例可以看出，本发明提供的7A85铝合金的热顶铸造工艺能够提高合金的铸锭成型率和探伤合格率。

以上所述仅是本发明的优选实施方式，应当指出，对于本技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明原理的前提下，还可以做出若干改进和润饰，这些改进和润饰也应视为本发明的保护范围。

Claims

1.一种7A85铝合金的热顶铸造工艺，包括以下步骤：

A)将Cu源、Mg源、Zn源、Zr源和Al源混合后进行熔炼，得到熔炼物，所述熔炼的温度为800～1050℃；

C)将所述步骤B)得到的在线处理产物进行铸造，得到7A85铝合金，所述铸造的速度为8～14mm/min；

当所述铸造的长度在0mm～300mm之间时，所述铸造过程中冷却水的流量为10～11m³/h；

2.根据权利要求1所述的热顶铸造工艺，其特征在于，所述步骤A)具体包括以下步骤：

将Cu源、Zn源、Zr源和Al源混合后进行熔炼，待熔体全部融化后，加入Mg源和0-0.0009％的Be，进行熔炼，得到熔炼物。

3.根据权利要求1所述的热顶铸造工艺，其特征在于，所述在线除气的温度为715～725℃；

所述在线除气的气体流速为25～35L/min；

所述在线细化采用Al-5Ti-B丝进行。

4.根据权利要求1所述的热顶铸造工艺，其特征在于，所述铸造的速度为9～13mm/min。

5.根据权利要求1所述的热顶铸造工艺，其特征在于，所述铸造的温度为650～770℃。

6.根据权利要求1所述的热顶铸造工艺，其特征在于，所述铸造中冷却水的流量为10～20m³/h。

7.根据权利要求1～6任意一项所述的热顶铸造工艺，其特征在于，所述步骤C)后，还包括以下步骤：

所述均匀化热处理的保温温度为460～470℃；

所述均匀化热处理的保温时间为30～35小时。

8.如权利要求1～7任意一项所述的热顶铸造工艺制得的规格为Φ850mm的7A85铝合金铸锭。