CN111683765A - 铸造方法 - Google Patents

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CN111683765A CN201980011712.4A CN201980011712A CN111683765A CN 111683765 A CN111683765 A CN 111683765A CN 201980011712 A CN201980011712 A CN 201980011712A CN 111683765 A CN111683765 A CN 111683765A
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Abstract

描述了铸造方法，包括a.)以米(m)为单位确定待铸造的产品横截面的直径(D)，b.)以米/秒(m/s)为单位测定使用直接冷硬铸造待铸造的产品的预期稳态铸造速度(V)，c.)对于待用于铸造该铸造产品的熔体而言基于熔体总重量以重量百分比(重量％)为单位确定Si含量(cSi)，其中确定预期直径(D)、预期稳态铸造速度(V)和预期Si含量(cSi)使得满足公式(I)V*D≤0.00057–0.0017*cSi和(II)V*D≥0.00047–0.0017*cSi和(III)cSi≤0，d.)制备熔体，其包含Zn:5.30至5.9重量％、Mg:2.07至3.3重量％、Cu:1.2至1.45重量％、Fe:0至0.5重量％、Si:根据cSi、杂质至多每种0.2重量％和总计0.5重量％，和余量为铝，e.)使用直接冷硬铸造将熔体铸造为具有预期直径(D)的铸造产品，其中使用预期稳态铸造速度进行铸造。

Description

铸造方法
背景
7000系(“AA7xxx”)合金常用于航空航天和运输应用。然而，AA7xxx合金难于铸造，因为在铸造产品中可出现热裂纹和冷裂纹。热裂纹是在熔体的凝固完成之前在铸造产品中产生的裂纹。冷裂纹是当熔体完全凝固并且铸造产品达到了较低的温度或甚至室温时在铸造产品中形成的裂纹。裂纹还称为裂缝。两种类型的裂纹在铸造产品中是不期望的，因为它们消极地影响铸造产品的性质。为了避免当铸造AA7xxx合金，特别是已知难于铸造的AA7075时裂纹的形成，发现有效的是使用与其它AA合金例如6xxx合金的铸造相比更低的铸造速度。然而，这导致铸造系统的较低效率，因为生产铸造产品需要更多时间。
本发明简要描述
本发明提供允许更高效地铸造AA7xxx合金的铸造方法。发明人发现了在铸造过程中AA7xxx合金形成热裂纹和冷裂纹的较高趋势是由它们的化学组成所致。即长的凝固间隔、构成AA7xxx合金显微组织的晶界上和枝晶之间的低熔点脆性金属间相与高热膨胀系数的相结合，使这些合金易于热开裂和冷开裂。发明人发现了当液体供给受到限制并且由高残余热应力所致的变形超过材料强度时，在共格(coherent)糊状区中熔体的凝固过程中热裂纹开始。发明人进一步发现了在已凝固材料的冷却过程中当材料处于其脆性状态时冷裂纹扩展。发明人还发现了热裂纹是冷裂纹的潜在引发位置。
因此，为了减轻前述问题，本发明提供铸造方法，其允许在铸造产品中没有裂纹的情况下高效的铸造。根据本发明的方法包括a.)以米(m)为单位确定待铸造的产品的横截面的直径(D)，
b.)以米/秒(m/s)为单位确定使用直接冷硬铸造待铸造的产品的预期稳态铸造速度(V)，c.)对于待用于铸造该铸造产品的熔体而言基于熔体总重量以重量百分比(重量％)为单位确定Si含量(cSi)，其中确定预期直径(D)、预期稳态铸造速度(V)和预期Si含量(cSi)使得满足公式(I)V*D≤0.00057–0.0017*cSi和(II)V*D≥0.00047–0.0017*cSi和(III)cSi≤0.1，d.)制备熔体，其包含Zn:5.30至5.9重量％、Mg:2.07至3.3重量％、Cu:1.2至1.45重量％、Fe:0至0.5重量％、Si:根据cSi、杂质至多每种0.2重量％和总计0.5重量％，和余量为铝，e.)使用直接冷硬铸造将熔体铸造为具有预期直径(D)的铸造产品，其中使用预期稳态铸造速度(V)进行铸造。图6显示由公式I至III限定的工艺窗口的图解表示。产品横截面的直径可任选地在0.45m和1m之间。熔体的硅含量可任选地大于0.01重量％。
根据本发明的实施方案，可基于产品或工艺要求来确定三个变量V、D和cSi中的两个并且可使用公式(I)至(III)来确定第三个变量。
根据本发明的实施方案，可使用在14和20立方米/小时之间和用于直接冷硬铸造的预期直径冷却水的米数(m3/(h*D))来进行将熔体铸造为铸造产品。
根据本发明的实施方案，在制备熔体中，可将0.025和0.1重量％之间基于Al、Ti和/或B的晶粒细化剂添加至熔体。
根据本发明的实施方案，待铸造产品的直径(D)可为待铸造产品在(例如相对于竖直铸造方向水平的)横截面中最大的圆当量直径。最大的圆当量直径可为与铸造产品的轮廓(横截面)相配同时仅覆盖材料的最大圆的直径。
根据本发明的实施方案，待铸造产品的直径(D)可大于450mm。任选地，可使用擦拭器从铸造产品去除水。可布置擦拭器邻近在稳态铸造过程中凝固区下端的竖直高度上的贮槽或底部。擦拭器可通过对水提供物理阻挡从而防止冷却水从直接骤冷模具沿着铸造产品的表面流下。可设计擦拭器使得例如通过在擦拭器和铸造产品之间不提供缝隙或提供窄的缝隙从而冷却水不可通过擦拭器和铸造产品之间，使得沿着铸造产品的表面流动的水转移离开铸造产品的表面。去除冷却水可减小铸造产品的冷却速率并且还可通过从铸造产品的中心朝向表面的热传输导致铸造产品表面温度的提高，这可降低开裂倾向。因此，可通过使用擦拭器来精确控制铸造产品的温度从而进一步减轻热开裂和冷开裂倾向。
本文中，使用SI单位或导出的SI单位。温度以摄氏度为单位给出。组成通常以基于总重量的重量百分比为单位给出，其中余量是铝。当描述数值模拟时，为了更方便地描述化学计量，使用原子百分比(原子％)描述一些相。
附图简要描述
图1显示根据本发明和根据具有不同Fe和Si含量的对比实施例的合金的固体分数的计算演变。
图2显示在水平横截面上示意的直接冷硬铸造模具。
图3对于以大约1m铸造长度的合金A2而言在视图(a)中显示温度场、在视图(b)中显示累积体积应变和在视图(c)中显示综合(integrated)临界应变。
图4对于以大约1m铸造长度的合金A2而言在视图(a)中显示平均应力、在视图(b)中显示最大主应力和在视图(c)中显示临界开裂尺寸。
图5显示对于合金A2、A3、A6和A7而言通过铸造产品(这里是圆柱坯料)的中心从底部至顶部的综合临界应变。
图6显示根据本发明的实施方案取决于Si含量(cSi)、铸造速度和铸造产品直径的铸造工艺窗口。
发明详细描述
进行了数值模拟以及工业试验。计算机模拟包括显微组织模拟以及铸造工艺模拟。工业试验涉及铸造具有不同化学组成的直径为405mm的坯料(通常为圆柱铸造产品)。使用例如在欧洲专利说明书EP1648635B1(其通过引用并入本文)中或A.
Figure BDA0002617497190000031
J.E.
Figure BDA0002617497190000032
R.Ledal，Light Metals，TMS，San Diego，CA,USA,2014，873-878中描述的铸造系统来铸造坯料。
数值模拟
数值模拟涉及模型的开发，然后将其与如以下描述的适当数据组合用于模拟从而证实本发明实施方案的有效性。
显微组织模型
使用了在软件Thermo-Calc(版本S，由瑞典索尔纳Thermo-Calc Software AB制作)与TTAL7数据库(由Thermotech Ltd.开发，可通过Thermo-Calc Software AB得到)一起编码的Scheil模型来计算凝固路径。Scheil模型不能预测冷却速率如何影响显微组织形成。其建立在固体中没有出现扩散并且在凝固过程中在液体中存在完全混合的假设上。因此，仅考虑了合金化学组成对凝固路径演变的影响，而这种模型忽略了动力学因素例如扩散。
工艺模型
Alsim模型(例如在D.Mortensen:Metallurgical and Materials TransactionsB，1999，30B，119–133；H.G.F
Figure BDA0002617497190000041
和A.Mo:Metallurgical Transactions B，1990，21B，1049–1061和H.J.Thevik、A.Mo和T.Rusten:Metallurgical and Materials TransactionsB，1999，30B，135–142中描述的)是对于连续铸造工艺的热、流体流动、宏观偏析、应力和变形的瞬态模拟的有限元模型。对于直接冷硬铸造(DC)，边界条件用关于接触区、气体间隙尺寸和水冲击点的非常高水平的细节来描述。在热边界条件下考虑了应力和位移对接触区的影响，即在铸锭和模具或底座(bottom block)之间的气体间隙形成。将瞬态温度和固体场的分数输入至在以下文章中详细描述的二阶段力学模型：H.J.Thevik、A.Mo和T.Rusten:Metallurgical and Materials Transactions B，1999，30B，135–142。在铸锭的完全固体区域中以及糊状区的共格部分中进行力学分析。共格糊状区的上边界对应于输入至模型的共格处的固体体积分数。通过例如在M.M’Hamdi、A.Mo、H.G.F
Figure BDA0002617497190000042
Metallurgical andMaterials Transactions A，2006，37，3069中进一步描述的综合临界应变(ICS)来估计热开裂易感性。该标准考虑了在凝固过程中缺乏熔体供给和热变形两者，因为这两种现象是在DC铸造过程中热撕裂的主要驱动力：
Figure BDA0002617497190000051
这种热开裂指示确保在没有不充分进料的情况下不出现热开裂。这通过引入临界液体压降pc来留意。在这个值以上，认定液体进料甚至在拉伸应力状态存在下将防止热裂纹的形成。当压降小于临界值时，认定材料的体积和偏粘塑性应变(由函数wv和wd加权)有助于现有孔隙的加宽和它们生长成热裂纹。参数“gsnof”表示铸造产品的显微组织中晶粒之间的聚结和桥联的固体分数相当高，并且合金获得了足够的延展性以防止热裂纹的形成。
对于冷开裂而言，使用例如在以下文章中详细描述的临界裂纹尺寸(CCS)标准来估计开裂敏感性：M.Lalpoor、D.G.Eskin、L.Katgerman，Metallurgical and MaterialsTransactions A，2010，41，2425。该标准的主要理念是如果缺陷尺寸(即热裂纹)超过在材料脆时温度下的CCS，则将出现冷开裂。该标准考虑了初始缺陷的几何形状(例如币形或拇指甲形)以及依赖温度的平面应变断裂韧性(KIc)。例如，对于硬币形(体积)裂纹，通过以下给出标准：
Figure BDA0002617497190000052
其中σ11是第一主应力σ11。
显微组织模拟
对于表1中列出的合金进行了一系列模拟来模拟合金化含量的变化如何影响朝向凝固结束的相形成和凝固路径。合金化组分Zn、Mg和Cu保持固定而添加不同比率的合金化组分Fe和Si。
图1显示对于具有不同Fe和Si含量的合金而言凝固的最后部分。即，图1显示如表1中显示具有不同Fe和Si含量的模型合金A1至A7的固体分数的计算演变。
可见的是具有最高Si含量的合金具有15℃的较宽凝固区间。对于具有低Si的合金而言终止凝固的反应是：
液体->Mg2Si+MgZn2 (3)
其中MgZn2相还含有Cu，即相组成为33原子％Mg、30原子％Cu、16原子％Zn和11原子％Al。提高Si含量导致较长的凝固区间，因为Si与Mg反应形成Mg2Si。则较少的Mg将可用于形成MgZn2相。如果MgZn2相的量不足以固定住(tie up)液体溶液中的所有Cu，则含有低熔点Cu的相例如Al2CuMg_S和Al7Cu2M将形成，从而导致较宽的凝固范围。含铁相是早期形成的相并且发现Fe的变化对凝固的结束和凝固区间长度没有影响。
表1以重量％为单位的模型合金的组成，其中余量为铝
Figure BDA0002617497190000061
工艺模拟
通过工艺模型化比较了模型合金A2、A3、A6和A7的开裂倾向。使用例如在EP1648635B1中描述的LPC铸造技术铸造具有直径405mm的模型合金坯料来进行全耦合热传递、流动和力学模拟。在图2中显示2D轴对称起始几何形状和网格。使用来自ThermoCalc的凝固路径和使用Alstruc软件计算的作为温度函数的热物理性质例如密度、热导率、热容和熔化热(例如参见A.L.Dons、E.K.Jensen、Y.Langsrud、E.
Figure BDA0002617497190000071
和S.Brusethaug:Metallurgical and Materials Transactions A.1999.30A.2135–2146)作为热模型的输入。对于本构力学方程，从在以下公开的实验7050数据提取糊状区参数：T.Subroto、A.Miroux、D.G.Eskin、K.Ellingsen、A.Marson、M.M'Hamdi和L.Katgerman，Proc.13thInternational Conference on Fracture，Beijing，China,2013.9。对于完全凝固的固体而言，使用在以下公开的7050数据：M.Lalpoor、D.G.Eskin和L.Katgerman，MaterialsScience and Engineering A，2010，527，1828-1834。对于所有合金而言用作模型输入的力学数据相同并且仅考虑合金化学组成对凝固路径和热物理性质的影响。
进行瞬态模拟直至达到1米的铸造长度。对于所有实验而言，在30秒的短暂保持时间之后铸造速度从30逐渐增加至36mm/min(毫米/分钟)然后保持恒定(稳态铸造速度)。水量设置为7m3/h(立方米/小时)。
图2显示2D开始几何形状和网格。在铸造过程中，熔体通过熔体入口被导入模具中。在模具中，使用冷却水冷却模具。竖直向下移动底座或基座同时熔体连续流动至模具中从而产生铸造产品。竖直向下移动底座的速度被称作铸造速度。过高的铸造速度将导致具有裂纹的铸造产品。过低的铸造速度将导致铸造设备的使用差和随时间生产量低。
图3显示在合金A2的铸造长度为1m之后的温度场、累积体积应变以及综合临界应变(ICS)。图3的视图(a)显示温度场、视图(b)显示累积体积应变和视图(c)显示综合临界应变。例如从图3可见的，在坯料中心发现最高ICS值并且发现起始时期是中心裂纹形成的最相关阶段。
在图4中对于合金A2与最大主应力和平均应力一起显示临界裂纹尺寸标准。在图4的视图(a)中显示的平均应力场揭示表面处的压缩应力和中心中的拉伸应力。在铸造较低部分的中心中发现如通过图4的视图(b)中显示的最大主应力场(120MPa)看出的在任何方向上的最高应力值。在相同区域中发现具有最小临界裂纹尺寸的区域并且模型表明5mm量级的缺陷将扩展为冷裂纹。具有最高热开裂敏感性的区域与具有最小临界裂纹尺寸的区域一致并且可为冷开裂的潜在引发点，例如从图4的视图(c)可见的。
图5显示对于所有四种合金A2、A3、A6和A7而言通过坯料中心的综合临界应变的值。热开裂倾向的排序按照凝固区间长度。发现液体压降显著较高，表明对于较长的凝固区间而言糊状区的液体供应较困难从而导致较高的ICS值。因为Si含量的提高导致较长的凝固区间，所以热开裂倾向与Si含量相互关联。
物理实验
使用如EP1648635B1(其通过引用并入本文)中描述的直接冷硬铸造来生产在表2中给出的具有不同化学组成的一系列坯料。一般来说并且参考图2，直接冷硬铸造模具在顶部和底部上具有开口。熔体通过顶部开口被引入模具中，在模具中至少部分凝固从而形成铸造产品。为了促进凝固，可使用冷却水。水可被导入通过模具中的水套并且喷在离开模具的该至少部分凝固的铸造产品上。在铸造过程中使用的总水量影响铸造产品的冷却速率。铸造产品通过底部开口离开模具同时铸造产品被支撑在向下移动的底座上。铸造产品离开模具的速度被称作铸造速度或竖直铸造速度。本文中，铸造速度是指在铸造操作的开始阶段之后的稳态阶段。专利权利要求书中提到的铸造速度可为根据本发明在总铸造操作(从铸造的起始阶段至结束)过程中的最大铸造速度。
表2以重量％为单位的实验合金的组成(余量为铝)和发生开裂时以mm/min为单位的铸造速度
Figure BDA0002617497190000081
Figure BDA0002617497190000091
对于本实验平行地铸造六个坯料。对于所有铸件保持冷却条件类似。在达到稳态之后，将铸造速度缓慢逐渐增加直至在两个坯料中出现冷开裂。当两个坯料具有冷裂纹时的铸造速度表示为“临界铸造速度”(V临界)并且以毫米/分钟为单位给出。当冷裂纹形成时通过可听见的声音观察冷开裂。发现了具有较高Si含量的合金在较低的铸造速度下开裂，然而具有低Si含量的合金在较高的铸造速度下开裂或没有开裂。在图6中显示在Si含量和临界铸造速度之间的相关性。通过由于低熔点相的形成所致较长的凝固区间来解释所观察到的行为，如还通过数值模拟确认的那样其导致在坯料中心的开裂倾向提高。这还通过数值模拟与热传递机制一起确认了铸造产品的直径对临界铸造速度有影响。还从热传递因素发现了铸造产品的直径可近似为(相对于竖直铸造方向)在铸造产品的水平横截面中铸造产品的最大的圆当量直径。
发明人发现了临界铸造速度通常独立于熔体的Mg、Cu、Fe和Zn的含量。发明人还发现了临界铸造速度和Fe/Si比率相互独立。然而，为了改进铸造效率和产品性质，根据本发明的方法中使用的合金可任选地包含最小为0.01重量％Si。
因此，为了实现高效铸造和为了生产高效铸造产品，可基于期望的产品性质选择Mg、Cu、Fe和Zn的含量。然而，为了确保铸造产品的良好力学性质和耐腐蚀性，将Zn限制为5.30至5.9重量％，将Mg限制为2.07至3.3重量％，将Cu限制为1.2至1.45重量％和将Fe限制为0至0.5重量％。根据实施方案，可将Zn含量限制为5.60至5.80重量％。根据实施方案，可将Mg含量限制为2.30至2.50重量％。根据实施方案，可将Cu含量限制为1.20至1.40重量％。对于Zn、Mg和/或Cu而言的所述较窄限制可给铸造产品较好的力学性质和耐腐蚀性而当根据本发明进行铸造时形成裂纹的倾向保持为低的。根据本发明，余量为铝。在根据本发明的合金中对于每种元素可包括至多0.20重量％的杂质且总计至多0.50重量％。
当在对于这种合金的直接冷硬铸造中的铸造条件不满足公式V*D≤0.00057–0.0017*cSi时，其中V是以米/秒为单位的铸造速度(即底座的竖直速度)，D是以米为单位的铸造产品的直径(例如以米为单位的最大的圆当量直径)并且cSi是以重量百分比为单位的合金的硅含量，出现开裂从而导致具有差品质的铸造产品。
另一方面，当铸造条件不满足公式V*D≥0.00047–0.0017*cSi时，则没有有效地使用铸造设备并且铸造产品的生产率不足。
当熔体的硅含量cSi高于0.1重量％时，(并因此也是在熔体凝固之后形成铸造产品的合金的硅含量)，力学产品性质劣化并且合金/熔体还需要过低的铸造速度。
因此，如图6中所示，可基于期望的铸造速度来选择Si含量从而允许有效地使用铸造设备，或者如果由于产品规格固定Si含量，则可选择优化的铸造速度。当使用根据本发明的工艺窗口时，可对使用最高的可能速度同时维持产品品质的AA7xxx型铸造合金优化铸造工艺。

Claims (6)

1.铸造方法，包括
a.)以米(m)为单位确定待铸造的产品的横截面的直径(D)，
b.)以米/秒(m/s)为单位确定使用直接冷硬铸造待铸造的产品的预期稳态铸造速度(V)，
c.)对于待用于铸造该铸造产品的熔体而言基于熔体总重量以重量百分比(重量％)为单位确定Si含量(cSi)，
其中确定预期直径(D)、预期稳态铸造速度(V)和预期Si含量(cSi)使得满足公式
(I)V*D≤0.00057–0.0017*cSi
和
(II)V*D≥0.00047–0.0017*cSi
和
(III)cSi≤0.1，
d.)制备熔体，其包含
Zn:5.30至5.9重量％、
Mg:2.07至3.3重量％、
Cu:1.2至1.45重量％、
Fe:0至0.5重量％、
Si:根据cSi、
杂质至多每种0.2重量％和总计0.5重量％，和余量为铝，
e.)使用直接冷硬铸造将熔体铸造为具有预期直径(D)的铸造产品，其中使用预期稳态铸造速度(V)进行铸造。
2.根据权利要求1所述的方法，其中基于产品或工艺要求来确定三个变量V、D和cSi中的两个并且使用公式(I)至(III)来计算第三个变量。
3.根据权利要求1或2所述的方法，其中使用在14和20立方米/小时之间和用于直接冷硬铸造的预期直径冷却水的米数(m3/(h*D))来进行将熔体铸造为铸造产品。
4.根据权利要求1至3中任一项所述的方法，其中在制备熔体中，将0.025和0.1重量％之间基于Al、Ti和/或B的晶粒细化剂添加至熔体。
5.根据任一项在前权利要求所述的方法，其中待铸造的产品的直径(D)为待铸造的产品的横截面中最大的圆当量直径。
6.根据任一项在前权利要求所述的方法，其中待铸造产品的直径(D)大于450mm并且其中任选地使用擦拭器从铸造产品去除水，并且其中任选地布置擦拭器使得它在稳态铸造过程中产品的凝固区底部的竖直水平上。
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