7085铝合金是由美国ALCOA公司于2003年开发的一种轻质合金，具有高强度、高韧性、良好的淬透性等优点。它是航空航天常用的结构材料，主要应用于新一代飞机承力结构件，并且已经成功在波音787飞机和空客A380飞机中得到应用^[1-3]。性能优良的大规格铸锭是制备产品结构件的基础材料，对产品后续深加工、成品率有十分重要的意义。但是7085铝合金在制备大规格铝合金铸锭的过程中，铸锭心部和边部传热不均匀，易引起铸锭开裂，降低铸锭的可加工性^[3-6]。而且7085铝合金中锌、铜、镁等元素含量较高，容易在铸锭的心部形成粗大的共晶组织，产生应力集中现象。通常，合金的微观组织对于合金的性能起着至关重要的作用，而制备的工艺对合金的微观组织产生影响。因此，发展先进的制备工艺，提高铸锭的综合性能具有重要的实际生产指导意义^{[2, 7-8]}。研究发现，提高凝固过程中的冷却速度和施加超声外场振动，能够细化铸锭微观组织，使晶粒尺寸变小，有利于铸锭的后续深加工^[9-11]。张月等^[7]研究了冷却速度对Mg-8Gd-1Er合金凝固组织的影响，建立了冷却速度与过冷度、晶粒密度、硬度的定量关系，发现随着冷却速度的增加，第二相体积分数由3.57%减小到1.01%。Zhang等^[12]采用液氮冷却和超声振动方式，研究了2219铝合金在凝固过程中氢含量和共晶组织的变化，发现在两者协同作用下，凝固组织中氢含量降低了76.9%，共晶相面积分数减少了62.4%。杨亚琴等^[8]研究了铸造冷却速度对AZ91镁合金凝固组织与性能的影响，发现随着冷却速度的增加，AZ91铝合金的力学性能获得了提升。李晓谦等^[13]研究了不同的冷却方式对纯铝凝固机理的影响，发现冷却速度较大时更多的柱状晶向等轴晶转变。黄明哲等^[14]研究了超声外场对7085铝合金第二相的影响，发现超声外场能够改善结晶相的形貌，使之从针状向棒状转变。

本工作以7085铝合金为研究对象，探究在不同的冷却速度及超声外场协同作用下，7085铝合金的微观组织和力学性能的变化，对比α-Al晶粒尺寸和第二相形貌、偏析的变化规律，分析超声对7085铝合金凝固组织的细化机理，为制备大规格7085铝合金铸锭提供基础理论依据。

1 实验 1.1 实验材料与方法

实验基体材料来自工业生产的半连续铸造铝合金扁锭, 7085铝合金成分见表 1。从扁锭上相邻位置处分别取6组铸锭，每组约500 g铝锭，将取得的6组实验铸锭分别放入电阻加热炉的石墨坩埚中进行熔炼，待铝锭完全融化后，添加精炼剂并充分搅拌，以净化熔体。将热电偶置于铝熔体液面下方25 mm处，铝熔体温度保持在750 ℃，并保温30 min^[13]。不采用超声组试样，分别采用炉冷、空冷和水冷3种方式冷却至室温，编号为Ⅰ，Ⅱ和Ⅲ。在采用超声组试样中，当铝熔体冷却至680 ℃时，将钛合金工具杆插入铝熔体中，插入深度18 mm，施振功率500 W，施振时间10 min。超声系统工作结束后，分别采用炉冷、空冷和水冷将铝熔体冷却至室温，分别编号为Ⅰ_U，Ⅱ_U和Ⅲ_U。超声铸造装置示意图如图 1所示。

1.2 实验设备

采用Leica台式金相显微镜检测样品的金相组织；使用TESCAN扫描电镜观察第二相的形貌；采用Instron3369电子万能力学试验机(标尺为30 mm)检测试样的力学性能。

1.3 样品制备方案

将制备的铸锭，从心部取15 mm×15 mm×15 mm的正方体试样，在自动磨机上打磨、抛光，进行扫描电镜观察，然后用Keller(5 mL HF+15 mL HCl+25 mL HNO₃+955 mL H₂O)试剂腐蚀，进行金相组织检测。同时将抛光后的试样在硬度测试仪上进行测试, 施加载荷100 N，共测5组，取其平均值。从每个铸锭上分别取3个拉伸试样，试样尺寸如图 2所示，以2 mm/min等速拉伸，分别测出其抗拉强度、伸长率，并取平均值。

2 结果与分析

利用温度分析仪对6组试样进行冷却速度的分析。可知炉冷条件下冷却速度最慢，水冷速度最快，各组试样的平均冷却速度如表 2所示。施加超声外场后，能够增加铝熔体中热对流，加快铝熔体的冷却速度。

2.1 α-Al基体组织

7085铝合金中初生相为α-Al。图 3为各组试样的微观组织。可以发现，未施加超声外场振动组试样中，炉冷条件下，晶粒呈粗大的树枝晶状，气孔含量较多；空冷条件下，晶粒尺寸逐渐变得均匀，出现了部分等轴晶，但仍然以树枝晶为主；水冷条件下，树枝晶形态较少，以等轴晶和细晶为主，夹杂和气孔几乎不存在。而施加超声组试样中，炉冷条件下，晶粒呈雪花状，尺寸相对均匀；空冷条件下，晶粒则以细小的等轴晶为主；水冷状态下，晶粒呈细晶形态。相比于未施加超声组试样，晶粒细化效果明显，改善了晶粒形貌。为了定量表征晶粒尺寸的变化，随机选取5个视场，利用线性截距法进行晶粒尺寸测量，并取平均值，其测量结果如表 3所示。图 4为晶粒尺寸与冷却速度的关系。可知，晶粒尺寸与冷却速度拟合曲线方程分别为：L_W=154.4+25.33/v，L_S=148.1+15.3/v，数学回归方程与实测数据的方差分别为0.9193，0.9196。

细化率R为：

(1)

式中：w₁为未施加超声外场条件下的晶粒尺寸；w₂为施加超声外场条件下的晶粒尺寸。冷却方式的不同，晶粒微观尺寸的变化也不同，随着冷却速度从0.044 ℃/s增长至5.08 ℃/s，晶粒尺寸由713.4 μm减小至78.8 μm，细化率为89%；施加超声外场后，同等冷却方式下，炉冷、空冷、水冷条件下晶粒平均尺寸分别为426.5，303.4，61.8 μm，相对细化率分别为40.2%，14.6%，21.6%。由传热介质理论，晶粒尺寸d与冷却速度v的关系为^[15]：

(2)

式中：B是与合金成分及冷却条件相关的常数；n为粗化指数，在轻质合金中一般取0.2~0.4之间。可以看出，晶粒尺寸d与冷却速度v成反比关系，即随冷却速度的增加，晶粒尺寸减小。而且，超声波的引入能够在铝熔体中产生声流效应和空化效应，空化作用产生局部交负高压，熔体中的空化泡破碎，打断枝晶臂，脱落的枝晶臂自由漂浮在铝熔体中，成为新的形核质点。在铝熔体凝固过程中，假设形核固态颗粒为球形晶核，则铝熔体凝固过程中的均质形核功和异质形核功分别为^[16]：

(3)

(4)

(5)

式中：ΔG_j为均质形核功；ΔG_y为异质形核功；σ_LS为固液界面张力；T_m为7085铝合金凝固温度；H_m为7085铝合金凝固时的焓变，当熔体中压力改变时，一般可忽略；ΔT为压力改变时熔点的变化量；f(θ)=(2-3cosθ+cos³θ)/4，其中θ为异质形核颗粒与铝熔体之间的润湿角。超声波空化效应产生的高压冲击使得铝熔体局部熔点上升，即ΔT增加。此外，超声波能够提高基体与形核颗粒之间的强烈振动，活化异质颗粒成为有效形核位点，降低润湿角，增加基体与形核颗粒之间润湿性。由式(5)可知，非均质形核所需的能量普遍比均质形核小，即θ越小，异质形核所需的能量越低，因此更容易形核。同时在声流扰动作用下，新的形核质点均匀地分布于铝熔体中，有效成核晶粒的比例增加，超声波声流作用有利于铝熔体温度场的均匀化，增大生长限制因子Q，故凝固时形成的晶粒尺寸更加细小^[17-18]。传热过程中，固态金属的热阻值减小，增加了冷却过程中的热对流作用，降低温度梯度值，铸锭凝固速度加快，晶粒细化效果愈加明显。

2.2 第二相组织形貌

图 5, 6分别为各组试样在SEM下的显微组织和第二相图片。7085铝合金的微观组织为灰色基体α-Al和不同形貌的第二相。在7085铝合金铸锭组织中主要有4种类型的第二相：Al₂Cu(θ相)，Al₂Mg₃Zn₃(T相)，Al₃Fe和Mg₂Si相。各组试样中均能够检测到4种相^{[14, 19]}，用电子探针对每组试样中第二相的成分进行随机检测，每种相进行3次检测，各种合金元素的含量如表 4所示。从图 5可以发现，在各组试样中，Ⅰ号试样的第二相在晶界处呈现断续的、不规则的形态分布，尺寸和宽度较大。随着冷却速度的增加，第二相组织逐渐呈现连续、规则的网状分布，超声外场加入后，第二相之间的连续性增加，面积分数减小^[20]。

从图 5，6中可以看出第二相的形貌，其中亮白色片状结构为Al₂Cu(θ相)，亮白色多孔结构相为Al₂Mg₃Zn₃(T相)，在T相中溶入了部分Cu元素，所以θ相和T相多以共晶组织的形式存在，是7085铝合金中第二相的主要组成部分；Mg₂Si相呈黑色多角状，几乎不溶入其他合金元素；暗灰色针状、片状相为Al₃Fe相。图 7为空冷条件下Al₃Fe相微观组织。可以看出，在未施加超声时Al₃Fe相多呈弥散骨状或针状分布。施加超声后，试样中Al₃Fe多呈片状分布，而且发现有少量的鱼骨状Al₃Fe出现，如图 7(c)所示，形貌的改善增加了与基体之间的结合面积，使得基体与第二相的结合更加紧密，减弱因粗大第二相产生的应力集中效果，有利于提高后续的合金机械加工。在炉冷条件下，第二相多呈粗大的鱼骨状或柱状分布^[14]，主要以θ相和T相组成的共晶相为主；空冷条件下，第二相形貌有所改善，呈断续的板条状分布，晶界明显变窄、变薄；水冷条件下，第二相形貌呈连续的网状分布，晶界变得更细，呈现较为规则的形状。同等条件下对比，在施加超声外场后，各组试样的第二相形貌均有所改善，连续性更好，与基体结合得也更为紧密。用Image-pro Plus软件对第二相的面积分数、长度和宽度进行测量，如图 8所示。

炉冷条件下，两组试样第二相长度分别为235.8，204 μm，面积分数分别为14%，9.5%，宽度分别为45.3，33.5 μm，相对减少量分别为13.5%，32.1%，26%；空冷条件下，两组试样的相对减少量分别为48.6%，16.9%，24.9%；水冷条件下，相对减少量分别为35.6%，18.4%，9.6%。对比可以发现，炉冷条件下，第二相的长度、面积分数及宽度较大。从炉冷至超声水冷，第二相面积分数由14%降至5.3%，变化较为明显。

在凝固的过程中，α-Al在第一阶段形成，冷却速度较慢时，凝固前沿温度降到平衡凝固点以下的时间较长，所形成的α-Al晶粒多是粗大的树枝晶，导致基体与第二相间的界面能较高，增大第二相形核所需的阻力，故在炉冷条件下形成的多是粗大的脆性第二相。提高试样凝固过程中的冷却速度，能够增加基体组织的形核率，细化试样晶粒尺寸，降低α-Al与第二相结合的界面能。同时施加超声外场，对铝熔体产生搅拌作用，使温度均匀分布，增加了形核过冷度，促进第二相形核，缩短共晶相生长所需要的时间，从而改善第二相形貌，形成连续的网状结构，增强了与基体之间的结合强度。由于冷却速度的增加，凝固前沿的温度降到平衡凝固点以下时间缩短，散热速度增加，固体的凝固速度也相应增加，实际形核的温度降低，Zn，Mg，Cu等溶质元素扩散变得困难，在凝固末期发生共晶反应的液相成分变少，故第二相面积分数减小。而且超声的空化作用能显著提高溶质元素在固溶体内的浓度，降低相变驱动力，使第二相多呈薄壁的网状结构，面积分数进一步减小。

2.3 力学性能

不同冷却方式的7085铝合金铸锭试样室温拉伸力学性能如图 9所示。可以看出，随着冷却速度的增加，7085铝合金的抗拉强度和伸长率均呈现增加趋势，其中在未施加超声组中，7085试样的抗拉强度和伸长率在水冷条件下达到的峰值分别为168 MPa，5.8%，相比于炉冷试样分别增加256%，262.5%；在施加超声组中，同样在水冷条件下，7085试样的抗拉强度和伸长率达到的峰值分别为174 MPa，8.2%，相比于炉冷试样分别增加210.7%，290.5%。从图 9中还可以看出，同等冷却方式下，施加超声外场后，试样的抗拉强度和伸长率也呈现增加的趋势，相对于未施加超声组试样，抗拉强度分别增加21.7%，21.7%，3.6%，伸长率分别增加31.3%，15.7%，41.4%，其中超声外场对炉冷和空冷试样的抗拉强度的强化作用明显，对水冷组试样伸长率的增加较为明显。试样抗拉强度与冷却速度的拟合曲线如图 10(a)所示，二者关系分别为：y=60.37+21.86v，y=49.5+23.3v，线性回归方程与实测数据的方差分别为0.9921，0.9950，伸长率与冷却速度的拟合方程为：y=0.974v+1.86，y=1.15v+2.24，如图 10(b)所示，线性回归方程与实测数据的方差分别为0.9870，0.9960。

在炉冷条件下，提高冷却速度可有效阻止晶粒长大，α-Al晶粒尺寸随冷却速度的提高而逐渐减小，数量增加，枝晶臂间距(dendritic arm spacing，DAS)减小，拉伸时裂纹扩展难度增加，抗拉强度提高。随着DAS减小，第二相被分割成更小的区域，呈连续的网状分布。第二相宽度变窄、面积分数减小，增强了基体组织与第二相之间的结合强度，使得材料的微观组织更加致密。在受外力作用时，引起的应力集中程度降低，抗变形能力增加^[21]。超声作为一种高能量波，在增加形核数量和改变晶粒微观组织形貌的同时，使得晶粒均匀分散在熔体中，呈细小、密集分布，起到细晶强化的效果。第二相长度和宽度均变短、变薄，面积分数减小，能够均匀地承受变形过程中的载荷，减少晶粒内部应力集中现象，使得裂纹形成和扩展困难，裂纹的扩展更加曲折，提高了拉伸过程中滑移位错和塑性变形能力。超声波的声流作用增加了Zn，Mg，Cu等元素在铝基体中的固溶度^[14]，对7085合金产生固溶强化的作用，提高了基体合金的塑性，所以在提高强度的同时保持了良好的伸长率。在未施加超声组试样中，铸锭内部气孔含量较高，裂纹扩展源相对施加超声组含量较多，使得裂纹形成和扩展容易，同时内部第二相的长度、宽度、面积分数也相对较大，多为粗大第二相，增加了应力集中的可能性，所以未施加超声组试样的伸长率相对较低。总体来说，水冷和超声协同作用起到晶粒细化和改善第二相形貌的作用，使得7085铝合金试样的力学性能得到更大提升。

3 结论

(1) 7085铝合金α-Al凝固组织的平均晶粒尺寸随着冷却速度的增加而减小。在施加超声外场之后，晶粒尺寸进一步减小，细化率均超过14%，其中炉冷条件下达到40.2%，而且晶粒逐渐呈现等轴晶和细晶形态，7085铸锭组织最小晶粒尺寸达到61.8 μm。

(2) 各组试样中，随着冷却速度的增加，第二相逐渐变薄变窄，超声外场的引入改善了第二相的形貌，由断续、粗大的柱状分布逐渐演变成连续、规则的网状分布，面积分数也由14%减小至5.3%。

(3) 随着冷却速度的增加，铸锭的抗拉强度和伸长率均有所增加，其中超声和水冷协同作用下铸锭的抗拉强度达到174 MPa，伸长率增加至8.2%，对7085铝合金试样的力学性能影响最佳。