1993年前后国内一企业为了建一个铝厚板项目提出了“中厚板”这一名词，自此以后“中厚板”这一名词广为流行，但尚未见到对这一名词的内涵作出界定的报道，“中厚板”究竟是指“中板”与“厚板”的总称，还是仅指“中等厚度板材”一种．亟待明确。现在有文献把它看成仅指一种板材，有人认为是指两类板材。笔者认为最好取消这一名词，以便与国际接轨。如果非要引用这一名词不可，则可仿照钢材标准将铝板分为特薄板、薄板、中板、厚板、特厚板五种，其界定范围建议如表1，希望今后在制订与修改有关标准时予以考虑。

只要有热轧机不管是二辊的还是四辊的都可以轧出铝及铝合金厚板，但要生产有商业价值的可供所有产业应用的各种铝合金厚板，则必须有配备齐全的锯切、矫直、热处理、拉伸、超声探伤、包装等装备。厚板的生产能力并不决定于热轧机生产能力，而取决于精整设备的生产能力。

    就全世界而言，80%以上的铝合金厚板用于制造交通运输装备。美国是全球铝及铝合金厚板产量最多的国家，根据美国铝业协会公司( The AluminumAssociation Incorporated)的统计数据，1998年- 2010年美国国内厚板的总消费量为3 770 kt，其中交通运输装备业的总用量为3 228 kt，占85. 62%；美国也是全世界铝厚板出口最多的国家之一，每年出口量约占其产量的18%，在出口厚板中除航空航天用的占主要的外，宽度不小于4 150 mm的也不少，这种厚板主要供造船用，全世界到目前为止只有美国铝业公司( Alcoa)达文波特轧制厂(Davenport  Works)可以生产这样宽的厚板，它有5 588 mm四辊可逆式热粗轧机。中国也许到2016年可以生产这类宽大厚板，因为有企业准备建设5 600 mm级的宽大铝及铝合金板热粗轧机。

    据美国铝业协会公司的统计资料( 1998  - 2010年)．在美国生产的铝平轧产品中，薄板带（厚度不大于6. 35 mm）占97. 7%左右，厚板约占2.3%；而在其国内消费的铝平轧产品中，薄板带占96. 4%左右，厚板约占3.6%，这是由于美国有发达的航空航天工业。由此可以肯定地说，对一个国家来说，由于国情不同，消费的薄板带与厚板占的比例当然会有所不同，但厚板占的比例几乎很难超过4%。图1表示美国1998年- 2010年国内厚板平均消费领域比例，当然各年的比例不同，然而不管哪一年，交通运输装备制造业占的比例都超过81%。

1  厚板生产工艺流程

图2示出了铝及铝合金厚板工艺流程。

    图2为热处理可强化及不可强化铝合金厚板生产工艺流程简示图，这仅是大部分产品的典型工艺，具体工艺不但与合金种类、产品规格、技术条件、生产方法与装备情况等有关，而且还与企业有关，因而即使是同一产品不同企业的工艺流程也会有差别，不过基本关键工序是相同的。

1.1扁锭铸造

    生产铝合金扁锭时首先应确保化学成分的精确性，特别是2×××系的2524铝合金、2024铝合金、ALCLAD（包铝的）2024铝合金、2219铝合金、5024铝合金、6061铝合金、7075铝合金、ALCLAD 7075铝合金、7475铝合金、7050型铝合金、7055型铝合金，2214铝合金、2618铝合金、5083铝合金、7020铝合金等的成分一定要符合工厂的内部控制标准，以确保铸造作业的顺利进行与成品板材的性能。熔体净化处理与晶粒细化剂添加务必到位，因为它们对合金板材的性能起着最重要的作用。

1.1.1软合金铸造时的成分控制

    软合金包括1×××系铝合金、3×××系铝合金、w( Mg) <40-/0的5×××系铝合金、w( Mg2Si)<1%的6×××系铝合金、7A01、8011、8A06等铝合金。1×××系铝合金中的1A85、1A90、1A93等与3003、5052铝合金厚板(7 mm - 15 mm)多用于制造化工设备，如各种槽罐等。截止到2012年，中国引进了大批世界顶级的瓦格斯塔夫(Wagstaff)铸造机一百多台，其中81台为圆锭铸造机，22台为扁锭铸造机。最大的扁锭铸造机在山东南山轻合金有限公司，2007年投产，可铸各种软合金锭，其基本技术参数如下：

    1)铸造1×××系铝合金扁锭的铁、硅控制

    连续铸造工业纯铝铸锭没有形成冷裂纹的倾向，但当铁、硅含量比控制不当或者杂质铜含量超标时会产生各种形式和程度不同的热裂纹（图3、4）。

    在生产条件下可按表2所示的关系控制工业纯铝铸锭的铁、硅含量。扁锭规格为300 mm xl 040mm及300 mm xl 240 mm。

    当工业纯铝的品位较高，即合金中w(Si)<0. 35%时，应当控制铁含量大于硅的，以降低铸锭的热裂纹废品率。因为当纯铝中铁含量大于硅含量时，其结晶过程（图5）是在611℃以包晶转变（L+α→α+β）结束的；而在硅含量大于铁的时，合金的结晶过程是在574.5℃以共晶转变（L+α→α+β+Si）结束的。两者相比，前者的有效结晶温度区间缩小了36.5℃，合金的热脆性降低，因而铸锭产生热裂纹的倾向性也降低。

    随着工业纯铝品位降低，要求铁量大于硅的量变小，当生产铁、硅含量比1035工业纯铝锭的高时，基本上可以不必控制铁、硅含量比例。因为随纯铝品位降低，合金中的铁、硅总含量增加，不平衡共晶含量增加，合金在脆性区的塑性提高，焊合裂纹的能力增强。同时，不平衡共晶量的增加，还使合金在结晶过程中树枝晶枝杈开始接触的温度（线收缩开始温度）降低。所有这些都提高了合金抗热裂纹的能力，因而可以放松对铁、硅含量比例的要求。    此外，在生产中还应注意以下两点：    一是在生产1070、1070A、1060等高品位的工纯铝铸锭时，若出现硅含量大于铁含量的情况，而加铁又可能造成纯铝品位降级时，一般也可不调整铁、硅含量比，而加入钛w( Ti)=0.01%-0.02%来提高合金抵抗热裂的能力。但钛急剧降低纯铝的导电性，因此，用作导电制品的1070A铝合金铸锭中不允许有钛。为了防止热裂，应格外注意控制铁、硅含量比例。

    二是杂质铜是有可能引起高品位工业纯铝铸锭产生热裂纹的因素。尽管合金中铜含量很低，但在连续铸造时，由于冷却速度很高，当w( Cu》0. 05%时，在冷凝过程中会形成不平衡低熔点共晶物，使热裂纹倾向性大大增加。在GB/T 3190所包含的纯铝合金中，只有1035和1100两个铝合金的w(Cu)>0. 05%，但由于允许的铁、硅含量较高，在现行的工

艺条件下没有发现铜对铸造性能的危害。

    2)铸造3×××系铝合金扁锭时化学成分控制

    连续铸造3×××系铝合金铸锭时，化学成分控制重点是防止热裂纹和金属化合物一次晶的形成。图6是根据铸造环试验结果得到的铁、硅含量对w(Mn)=1.25%的3×××系铝合金裂纹倾向性的影响。由图6可见，在w(Fe)<0.2%时，只有w(Si)<0. 05%的情况下才能消除裂纹；而在w( Fe》0. 20%时，只有铁含量大于硅含量时，3×××系铝合金的裂纹倾向性才可降低到很小的程度。

    在实际铸造条件下，应按以下要求控制合金成分：

    应当控制铁含量大于硅含量。最好是w(Fe)=0. 4% -0.6%，w( Si) =0. 20%-0. 4%，因为当合金中硅含量较高，且铁含量小于硅含量时，则在574℃以共晶反（L→α+T+ Si）结束；而当铁含量大于硅含量时，由于铁与硅和锰优先形成AIFeSi三元和Al-FeSiMn四元金属间化合物，大大降低了合金中游离硅的数量，并使合金的结晶过程在648℃以包晶反应结束，极大地缩小了合金的有效结晶区间，使铸锭的热裂倾向性大大降低。此外，适当提高合金中铁的含量还能降低锰在铝中的过饱和度，减少锰的晶内偏析程度，对退火板材的晶粒细化有良好作用。因此，在生产中一般都将3×××系铝合金中的铁控制在w( Fe) =0.4% -0.6%．并使铁含量大于硅含量。但提高合金铁、硅含量会降低其冲击韧性。因此，对于必须保持高冲击韧性指标的制品，如对3104铝合金易拉罐材，应该把铁和硅含量控制在下限，一般为w( Fe) =0. 35% -450-/o,w( Si) =0. 15%-0.25%.

某些企业在生产3A21铝合金半硬状态板材时，由于处理设备温差大，性能得不到保证，采取调整铁、硅含量的办法来弥补，在内部化学成分控制标准中，将铁、硅质量分数分别控制在小于0. 25和小于0. 20%，使得扁铸锭的铸造裂纹倾向性大大提高。在生产这种扁铸锭时，应尽量提高铁含量(最好控制在w( Fe)=0.22% -0.25%)，同时加入w(Ti)=0.03%-0.08%。因为该合金中硅含量虽然很低(w(Si)<0.20%)，但它仍能与铝、锰一起形成熔点仅为574℃的三元共晶，使合金的结晶范围和脆性区急剧扩大。如果此时合金中w(Fe) <0. 20%，则铁在合金中就很难形成独立的相，而只能溶解于MnAI。和Mn3 Si2All5形成(FeMn) A16和(MnFe) 3Si2Al15，起不到减少合金中游离硅和低熔点三元共晶量的作用。所以．为了降低合金的热裂倾向性，应尽量把铁含量控制在技术条件允许的上限，并添加钛。

    锰是3×××系铝合金的主要组元，通过溶解在铝中和生成化合物起固溶强化和弥散强化作用。如图7所示，图中AB曲线为实际铸造条件下出现金属化合物一次晶的成分线，即成分位于AB线右上方的合金都将生成一次晶金属化合物。由于GB/T 3190所列的3×××系铝合金中，除3105铝合金外，其他几个合金的铁、锰含量都比较高，因此，在实际连续铸造条件下，必须控制w( Fe +Mn)<1. 8%，最好是不大于1.6%，否则，铸锭中很容易形成( FeMn) A16一次晶的粗大偏析聚集物，降低铸锭内部质量和材料在后续使用过程中的变薄拉伸性能。同时，这些化合物通常还会在铸造敞露液面靠近结晶器壁附近生成硬壳，使金属充型能力降低，并导致冷隔等表面缺陷的产生。由于上述原因，除3105铝合金外其他几个合金生产时都将锰含量控制在下限，一般为w( Mn)=1.0%-1.05%。

    3004、3005和3105铝合金的镁在铸造时能产生强烈的成分过冷倾向，使铸锭晶粒细化；同时镁还能与硅形成Mg2 Si对合金起强化作用，一般宜将镁含量控制在标准的中、上限。但考虑到镁过高时会改变材料表面氧化膜的化学组成及结构。因此3004型铝合金的镁宜控制在中限，一般为w( Mg)=1.0%-1.10%。

    3)铸造4×××系铝合金扁锭化学成分的控制

    一些4×××系铝合金用于生产钎焊用板、带、箔，而生产厚板则多用4004铝合金，其中w(si)=9%～10. 5%,w( Mg)=1.0%-2.0%。由Al-Si相图可见，随硅含量增加，合金的结晶温度区间变小，共晶体增加，流动性提高，线收缩率降低，热脆性小，而且硅的结晶潜热大（约为同质量铝的4. 65倍），因此具有相当好的充型补缩的能力，使该系合金具有良好的铸造性能。在成分控制上，主要应该注意下列事项：

    A．在生产共晶型合金时，应将硅含量按中限偏下控制，可降低初晶硅生成的倾向性，同时能提高铸锭的压力加工性能；

    B．合金中作为杂质存在的铁，一般应控制不大于0. 5%。一方面是为了避免生成粗大B相，以改善铸锭的塑性；另一方面，铁含量过高对变质处理不利；

    C.4×××铝合金在熔炼铸造时，一般温度较高，因此，对于含镁的合金，其镁的含量应按中限偏上控制，以弥补熔铸过程中镁的烧损；

    D．在满足技术条件对力学性能要求的前提下，对含镍和铜的合金这两个元素的含量宜按中下限控制，以提高工艺塑性。

1.1.2硬合金扁锭铸造时的化学成分控制

    1)5×××系铝合金的铸造时的成分控制

    在连续铸锭的正常冷却条件下，w(Mg)<4%的5×××系铝合金(5A66、5005、5050、5052、SA02、SA03等)，其裂纹倾向性小，而高成分的5×××系铝合金（SA05、SA06、SA12、SA13等）的热裂纹倾向性较大，且在铸造过程中还往往表现出高的拉裂倾向性。此外，这些合金中允许的钛含量较高(一般为w(Ti)=0. 05%~0.15%，高的达0.20%），在控制不当的情况下，也存在形成金属化合物一次晶的倾向性。

    铁、硅、锰含量对w( Mg)=5%的铝合金的裂纹倾向性影响见图8。该图表明：第一，裂纹倾向性随铁、硅含量的增加而喊小，w( Fe)/w( Si)无明显影响；第二，在铁、硅含量较高的情况下，加入w( Mn)=0. 4%的锰（在国家标准规定的合金成分范周内，绝大多数含镁高的铝合金均含有该数量的锰），可使裂纹向性减小。图9表示钠、锑含量对SA12铝合金裂纹倾向性的影响。

    由图9可知，对于SA12铝合金300mmx1200mm扁铸锭，当w(Na》3.5×10-4%时，不含锑将很容易产生铸造裂纹。

    为将含镁高的铝合金在铸造过程中的裂纹倾向性和形成一次晶化合物的倾向性降至最低，在实际生产中，应按下述原则控制化学成分：

    A．在生产w(Mg)>4%的铝合金扁铸锭时，应将杂质钠的质量分数控制在10×10-4%以下，以防止钠脆性。所谓钠脆性，是指合金中混入一定量的钠后，在铸造过程中的裂纹倾向性大大提高的现象。钠脆性是由合金中以单质态存在的游离钠引起的。因为钠是表面活性元素，熔点低，在液态及固态铝中都不溶解。当合金凝固时，游离钠被排斥在生长着的枝晶表面，凝固后分布在枝晶网格边界，削弱了晶间联系，使合金的高温和低温塑性急剧降低。

    中国生产的原铝锭中，通常都含w(Na)=0.001% -0. 002%，还含有比钠多得多的硅，但在不含镁的铝合金中一般不产生钠脆性。因为这些合金中，钠不以游离态存在，而总是以化合态存在于高熔点的三元化合物( NaAISi)中，不使合金变脆。在含镁量较少的合金中也没有或很少有钠脆性。因为虽然镁对硅的亲和力比对钠的大，镁与硅能优先形成Mg2Si，但合金中的含镁量有限，而硅含量相对过剩，合金中的镁既固溶一部分于铝中（镁在铝中的最小溶解度在室温时约为2.3%），又要以1. 73:1（质量分数比）的比例与硅化合，因而，镁消耗殆尽，过剩的硅仍可与钠作用生成( NaAISi)化合物，所以不使合金呈现钠脆性。但是，在含镁高的铝合金中，杂质硅被镁全部夺走，使钠只能呈游离态存在，因而显示出很大的钠脆性。

B．在生产5A12铝合金300 mm xl 200 mm扁铸锭时，应将钠的质量分数控制在5.5×10-4%以下，锑的为0.013% -0.018%。这是因为在SA12铝合金中，w( Mg)高达8.3%-9.6%，在不加人工艺添加剂的情况下，只要合金中w( Na)>3.5×10-4%，300 mm xl 200 mm扁铸锭在铸造过程中就很难抑制裂纹的产生。这样低的钠含量在目前生产条件下还很难保证。因此，国家标准规定在SA12铝合金中应加入w( Sb) =0. 004% -0.05%，以使锑与钠生成高熔点化合物，提高合金抗裂纹能力。但是锑的作用是有限的，当w( Sb)=0.013%时，只要w(Na)>5.5×10-4%，则裂纹仍将在所难免，故应对合金中的钠锑含量严格控制。为使钠含量降至最低，在熔炼时还应禁止使用含钠的熔剂，并采用除钠剂除钠。通常，氮氯混合气体精炼和二号熔剂精炼均可使w(Na)降至3×10-4%。

    C．含镁高的铝合金具有高的氧化性，在铸锭表面形成疏松多孔的氧化膜，往往成为裂纹的起因。为了获得优良的铸锭表面质量，提高铸锭抗裂纹的能力，除国家标准规定加铍外，对其他高镁含量的铝合金，最好也加入w( Be) =0. 001% -0.005%，特别是在生产大型扁铸锭时。这里应该指明，应采用铝一铍中间合金或铍氟酸钾的形式加铍，而不能采用含钠的铍盐。

    D．为了防止含钛一次晶化合物的生成，一般钛的加入质量分数最好不超过0. 05%。

    2)铸造多元合金铸锭的成分控制

    大部分多组元变形铝合金在连续铸造时，改变硅含量，会出现合金对热裂纹较为敏感的区域(图10)。这个敏感区的位置和大小，同铁含量及其他成分含量有关。铁、硅含量改变时，合金热脆性之所以发生急剧改变，主要是共晶量的变化和由此而产生的具有最大热脆性（3%-5%共晶量）的成分向某方面的移动引起的。为了改善合金抵抗热裂纹的能力，应该事先查明这个敏感区的位置。如果合金位于“硅含量一热脆性”曲线的上升部分，为了消除热裂纹，则应该降低硅含量，或者改变合金成分，使复杂共晶量减少。如果合金位于曲线的下降部分，则应该提高硅含量，或者改变合金成分，使共晶量增加。但是，由于硅比其他组元在更大程度上能够改变铝合金的裂纹敏感性，所以通常采取调整铁、硅含量，既可以达到改善合金铸造工艺性能而，又不显著改变产品的最终性能。

    已经查明，工业纯铝、3×××系铝合金、不以硅为合金元素的5×××系铝合金、镁的质量分数大于1%的铝一铜一镁系合金、7×××系铝合金，如2A02、2A04、2A06、2812、2A12、7A04、7A09、2A70等铝合金为平均成分时，它们位于热脆性曲线的上升部分；而w(Mg)<1%的铝一铜一镁系合金和w( Mg) <50-/0的铝-铜一锰系合金，如2AOI、2AI1、2A13、6A02、2A50铝合金等，则位于热脆性曲线的下降部分。因此，为了提高上述合金抵抗形成热裂纹的能力，属于前者的合金中的硅含量应当尽量控制在下限，并使铁含量大于硅含量；而属于后者的合金中的硅含量应当尽量控制在上限，并使硅含量大于铁含量。生产连续铸锭时，这些合金中的铁、硅含量关系建议按表3的要求控制。

    3)6×××系铝合金扁锭铸造时的成分控制

    工业上应用的大多数6××x系铝合金的成分都处于“硅含量一热脆性曲线”的下降部分，因此生产中只要将硅的含量控制在中上限，一般都具有好的铸造性能。从图11可看出，Al-Mg2Si直线将Al-Mg-Si三元相图分成两个派生的合金系，一个是Al-Mg2Si-Si系，在558℃发生共晶反应L→a+Mg2Si+ Si，三元共晶成分是4. 97%Mg+12.7%Si+余量Al；另一个是Al-A13 Mg2 -Mg2 Si系，在448℃发生共晶反应L→a+ A13 Mg2+Mg2 Si，三元共晶成分是34%Mg +0.75%Si+余量Al。因此，为了降低铸造裂纹倾向性，应该将成分点控制在硅过剩区，以缩小有效结晶温度区间。

    镁和硅是合金的主要成分，其成分的确定首先应保证成品材料力学性能。在6××x系铝合金中，6A02、6802、6A51、6061和6070中的w(Cu)=0.15%-0.600%，铜的加入使合金的铸态塑性下降．为了提高铸锭抗裂纹的能力，在铸造这些合金的扁铸锭时，其铜含量应该控制在下限，最好是w(Cu)<0. 3%。合金中的杂质铁含量较高时，虽然能改善合

金的铸造性能，但会影响材料阳极氧化后的表面质

量，降低合金强化效果。

    4)2x××系铝合金扁锭铸造时的成分控制

    2×××系铝合金可分为Al-Cu、Al-Cu-Mn、Al-Cu-Mg.Al-Cu-Mg-Mn、Al-Cu-Mg-Fe-Ni等5组。

    A．Al-Cu系铝合金

    Al-Cu系铝合金的201 1、2004、2A20的成分正处于极限溶解度附近，结晶温度范围宽（约100℃），凝固收缩率大，而共晶体中θ( CuAl2)相在熔点附近的塑性也较低，因此，形成热裂纹的倾向性较大。为防止热裂纹，在成分上应该将铜控制在中上限，但这会造成合金力学性能和耐蚀性的下降。

    控制w( Fe)/w( Si)>0.05%-0.10%，并尽可能将硅含量降到最低，避免合金中出现低熔点的a+ CuAl，+Si三元共晶体。

    根据标准要求，加入w( Ti) =0.05%  -0.15%，以进一步改善合金抗热裂纹的能力（图12）。

    B．Al-Cu-Mn系铝合金

    Al-Cu-Mn系铝合金成分与裂纹倾向性的关系见图13。2219、2A16、2816铝合金的最低w( Cu)都大于5. 8%，在成分控制上，只要将铜含量偏上限选取，同时加钛和控制铁含量大于硅含量，一般都会得到好的铸造效果。

    C．Al-Cu-Mg系铝合金

    AI-Cu-Mg系合金成分与裂纹倾向性的关系见图14。在成分上，21 17、2A01、2A13铝合金都处于裂纹频发区，具有较大的形成热裂纹的倾向性，由于它们都位于“硅含量一热脆性”曲线的下降部分，因此在成分上应控制硅含量大于铁含量，但作为杂质存在的硅，含量太多将对合金的加工工艺和使用性能不利，故正确的控制办法应该是在w( Si)≤0.5%的前提下，使硅的质量分数比铁的大(0. 03 -0.06)个百分点。

    D．Al-Cu-Mg-Mn系合金

    Al-Cu-Mg-Mn系的2014、2214A、2214、2A14、2017、2017A、2A50、2850等等铝合金含w(Si)=0. 5%-0.95%的硅（平均值），结晶组织中共晶量较多，铸造性能较好。2A1I、2811、2A10、2A17铝合金的平均成分位于“硅含量一热脆性”曲线的下降部分，应控制硅含量大于铁含量；而2A12、2A04、2A06、2A04、2A02等铝合金位于“硅含量．热脆性”曲线的上升部分，应控制铁含量大于硅含量。

    2A11铝合金具有较大的热裂纹倾向，影响最大的是杂质硅和铁的含量。为了提高2A1I铝合金锭连续铸造时的工艺稳定性，消灭或减少裂纹废品，生产中有两种完全相反的成分控制方法。一是在合金中铁含量不高的情况下，控制硅含量大于铁含量；二是在铁含量较高的情况下，控制铁含量大于硅含量，但此时应保持w(Si)≥0.4%，其机制不详，估计是由于低熔点共晶量变化，导致热脆性区域发生偏移所致。在这两种方法中，采用第二种方法时由于铁生成Cu2 FeAl7相会导致合金力学性能下降，因此，在炉料中如果加进的废料不多或炉料中含铁量不高时，应优先采用第一种方法控制。含锰较高的2A11铝合金倾向于产生冷裂纹。生产中还发现，2AI1铝合金中的w( Mg)<0.50%时，铸锭形成表面热裂纹的倾向性增大。

    2A12铝合金对热裂纹的敏感性比2A1I铝合金的低，形成冷裂纹的倾向更大。影响该合金裂纹倾向性最大的因素是杂质铁和硅的含量；同时，锰和镁含量也有一定影响。为了消除铸锭裂纹，在成分上应当控制w( Si)<0.35%，并保证铁的质量分数大于硅的0.05-0.10个百分点。

    平均成分的2A12铝合金处于热脆性曲线的上升部分，合金形成热裂纹的倾向随硅含量增加而增大。同时，合金中杂质铁和硅的数量愈多，合金的铸态塑性愈低，形成冷裂纹的倾向也愈大。所以，为了消除2A12铝合金锭形成热裂纹和冷裂纹的倾向性，应该尽量降低硅含量，并保证铁含量大于硅含量。

    合金中锰和镁的含量应适当控制低一些。因为随着锰含量的提高，合金中铜、镁、硅在铝中的溶解度降低，易熔共晶数量增加，而锰的化合物又促使形成新的易熔共晶，所以使合金铸态塑性降低，导致裂纹废品增加。而在合金中镁的含量增加时，则不仅使合金的塑性下降，而且提高了合金对缺口的敏感性，从而使铸锭产生裂纹的倾向性增大。生产中一般都将镁含量按中限偏下控制，并使w( Cu) +w( Mg) <6. 3%，以防止或降低由于硬脆相体积分数增加而导致裂纹倾向上升。

    E．Al-Cu-Mg-Fe-Ni系合金

    铁、镍含量宜控制在标准范围的中下限，否则会恶化工艺性能。一是在铸造过程中容易产生Fe-NiAlg金属化合物一次晶，并可能发展到不允许的程度，使铸锭报废；二是在铁、镍含量较高时，合金塑性降低，使铸锭产生裂纹的倾向性增大。

    镍、铜含量较高的2A90、2A21和2218铝合金由于导热性好，热收缩系数小，铸造时不倾向于产生热裂纹或冷裂纹。

    提高合金中的铜和硅含量，并在合金中加钛，可使合金产生裂纹的倾向性下降（图15）。

    合金中的锰与铁生成FeMnAl6化合物一次晶的倾向性较大。

    根据上述规律，建议生产中按下述要求控制化学成分：

    ①2A90型铝合金具有较好的铸造性能，在生产条件卞，只要按指定的工艺操作，铸锭的裂纹废品率实际上可以降为零。

    ②2A80型铝合金中含有较多的硅(w(Si)=0. 5%-1.2%)和铜(w( Cu)=1.go-/o~2.5%)，不平衡易熔共晶量较多，又通常加入w(Ti) =0. 03% -0. 08%，所以，合金形成裂纹的倾向性极微。但该合金形成FeNiAl。金属化合物一次晶的倾向性比2A70型合金的大。因此，铁和镍含量应按下控制，且杂质镁控制w(Mg)<0.1%。

    ③虽然2A70型铝合金硅含量较低，但合金结晶温度区间较窄，加之合金本身w( Ti)=0.02%-0.1%，因而，形成裂纹的倾向性也很小。当然，由于2A70铝合金位于热脆性曲线的上升部分，从提高铸造工艺稳定性出发，应将硅含量尽可能控制在较低的水平。

    ④在连续铸造2A70和2A80铝合金铸锭时，通常总是将合金中的铁和镍质量分数分别控制在下限(1.0% -1.2%)．并力求使合金的铁和镍含量大体相等。因为在连续铸造条件下，当这两个合金的铁和镍质量分数各大于1. 25%时，铸锭中就有可能产生粗大的FeNiAI。金属化合物的一次晶体，恶化铸锭性能。另外，这两个合金的性能在很大程度上取决于铁和镍含量之比，当合金中铁含量大于镍含量或镍含量大于铁含量时，将会导致合金中出现Cu2 FeAI-r或Cu3 NiAl6相，从而使固溶体贫化，强化相减少，合金的强度和塑性都降低。只有控制铁和镍的含量相等时，使它们全部形成FeNiAI。二次相的细小晶体，才有可能使合金具有最佳的性能。

    5)7×××系铝合金扁锭铸造时的成分控制

    7×××系铝合金可分为Al-Zn-Mg及Al-Zn -Mg-Cu合金两组。

    Al-Zn-Mg系合金与裂纹倾向成分的关系见图16。7A05等铝合金的平均镁含量（质量分数，下同）与平均锌含量的和为5. 7%、6.5%，而平均锌含量为4. 5%-5.7%，因此具有较大的热裂倾向性，但是，这几个合金都含有少量的钛和锆，晶粒较细，加之这几个合金的结晶温度范围都比较窄( 40℃-50℃)，故实际铸造性能尚可，疏松和热裂倾向均不大。在成分控制上，只要将镁含量按中偏上限选取，而锌含量按中偏下限选取，尽可能提高w( Mg)/w( Zn)比值，并控制铁含量大于硅含量。在锆的加入方式上，亦应采取措施避免粗大含锆金属化合物的产生和因加入方法不当造成实收率降低甚至含量不达标的现象发生。

    Al-Zn-Mg-Cu系合金是目前变形铝合金中强度最高的，由于该系合金具有比较严重的应力腐蚀倾向性，因此广泛采用加入铜、锰、铬的办法来改善合金的耐蚀性，并加入钛、锆改善铸锭和再结晶组织。这样一来，合金成分变得比较复杂，弄清成分对铸造性能的影响规律，将有助于提高产品质量和生产效率。

    由于AI-Zn-Mg-Cu系合金结晶温度范围宽、固液区塑性低，具有极大的形成热裂纹和疏松的倾向性。合金中的许多元素，首先是杂质硅和铁(图17)，其次是锰和镁（图18和图19）对合金的裂纹倾向性有重要影响。通常，在硅含量较低时，提高铁含量，合金的热脆性下降。这是因为铁含量的提高，导致了脆件区的范围缩小，从而提高了合金抗热裂纹的能力（图20）。镁含量对300 mm xl 200 mm扁铸锭裂纹倾向性的影响十分明显。随镁含量提高，铸锭的裂纹倾向显著下降。这一方面是提高了w( Mg)/w( Zn)比值，另一方面也可能是镁与硅结合形成Mg2 Si化合物抑制了硅的有害作用。随锰含量降低，合金在固液态的塑性提高（图21），因而热裂倾向性降低。锌和铜的含量在国家标准允许范围内变动时对合金的热裂性影响不明显，一些企业认为锌和铜的含量控制在中下限对消除裂纹有好处。实践还表明，为了防止合金中出现金属化合物一次晶，把w(Fe) +w( Mn) +w( Cr)控制在小于1.2%的水平是必要的。

    按照产生裂纹的倾向性，Al-Zn-Mg-Cu系合金实际上也可以分成7A31（含7AIO、7A52、7022、7A15、7A33和7A19）和7A04型铝合金（包括7075、7475、7050、7A09和7A03等）两大组。其中，7A31型铝合金的裂纹倾向性相对较轻，这是因为这些合金中的合金化元素总量相对较少，w( Mg)/w( Zn)比值较大，铜含量较低，从而使合金的结晶温度范围相对窄小，特别是低熔共晶点（固相点）温度的提高，增强了对裂纹的抵抗力。

    根据上述规律，在直接水冷铸造7A04型w( Mg)/w( Zn)合金铸锭时，为了消除铸锭裂纹，在化学成分的控制上可以采取两种办法，一种是调整对裂纹倾向性最敏感的元素硅和铁的含量，即尽量降低硅含量，提高w( Fe)/w( Si)比值。生产220 mm×800 mm和300 mm xl 100 mm扁铸锭时，分别控制w( Si) <0. 15%和0.1%，并使铁的质量分数大于硅的0. 03个百分点。另一种是综合调整的办法，即在降低硅含量的同时，综合调整其他主成分，即将镁含量偏上选取，锰含量偏下选取，同时在标准允许的范围内加入一定量的钛，以提高合金抗裂纹的能力。后者的好处是：有可能提高铸锭不产生裂纹的硅含量，从而有可能使用品位较低的原铝锭和提高配料中废料的比例，降低生产成本。

    中国虽然引进了一批世界领先水平的扁锭铸造机如瓦格斯塔夫公司的内导式铸造机、美国阿尔美克斯公司( Almex)的航空级变形铝合金扁锭铸造LARS半连续铸造机与自动铸造控制系统、俄罗斯的铝-锂合金扁锭系统，但至2012年年底还有一些大规格的7055铝合金扁锭不能批量铸造，裂纹废品率高到无法接受。

1.1.3铸造工艺

铝合金扁锭半连续铸造工艺流程见简图22。

    用于铸造的熔体必须符合品质要求，熔体化学成分应符合工厂内部标准；熔体温度控制在工艺规程规定的范围内；一般制品含氢量应小于0. 15 mL/(100 g Al)，重要制品应小于0.1 mL/( 100 g Al)；含渣量少（在有条件的工厂，对于重要制品，应采用氧化膜工艺试样法定量或定性地检验熔体的氧化物含量）；细化处理效果好（有条件的工厂，可采用热试验仪在铸造前对熔体处理效果进行现场检验）。

    A．软合金扁锭的铸锭工艺

    软合金扁铸锭是铝合金板带材厂铸造车间生产量最大的品种，其成品率一般为96%-98%，废品率一般为0. 3%-0.9%。软合金的晶粒度和热裂倾向性对温度比较敏感，形成疏松的倾向性较小，因而铸造温度不高，一般为690℃-710℃，仅比液相线温度高30℃-50℃，但对于形成一次晶金属化合物倾向性较大的3×××系铝合金，铸造温度应再提高10℃- 20℃。

    常用规格软合金扁铸锭的铸造制度见表4。铸造300 mm x138 mm x3 800 mm 4004铝合金扁锭的工艺参数：铸造温度670C~680℃，铸造速度50 mm/min - 55 mm/min，水压0.08N/m2～0. 15 N/mm2。

    B．含镁量高的铝合金扁锭铸造工艺

    w(Mg》4%的铝合金扁铸锭是铸造车间的一个主要品种，其成品率一般在94%- 96%，废品率一般为2%-4%，含镁量高的主要铝合金扁锭规格的铸造参数见表5。

    C.2xx×系铝合金扁锭铸造工艺

在正常生产条件下，2A1I和2A12铝合金扁铸锭的成品率为97%左右，而废品率分别为1%-2.5%和0. 5%-1%。

    2A1I铝合金具有较高的形成表面热裂纹的倾向性，而低温塑性较好，形成冷裂纹的倾向性较小。其铸造工艺特点与含镁量高的铝合金扁铸锭的大体相同，但由于含镁量较低不显示钠脆性。

    2A12铝合金形成热裂纹的倾向性较小，而形成

冷裂纹的倾向性较大，因此，该合金扁铸锭在铸造工艺上具有下述特点：

    铸锭宽厚比受到限制，目前最大为7。生产的规格主要有200 mm×1 400 mrn、255 mm xl 500 mm、300 mm xl 500 mm等。

    铸造速度较高，宽厚比为7的200 mm xl 400mm扁铸锭铸造速度达110 mm/min - 115 mm/min，而255 mm xl 500 mm和300 mm xl 500 mm规格的铸造速度也达100 mm/min - 145 mm/min。

    对铸锭浇口必须进行自身回火处理。

    铸锭大面水压0. 08 N/mm2-0.15 N/mm2，而小面水压较含镁量高的铝合金和2A1I铝合金扁锭的高，通常为0.06 N/mm2 -0.08 N/mm2，

    其他工艺参数与2A11铝合金同规格扁铸锭的相同，但在操作上，应注意防止冷裂纹。2A11及2A12铝合金扁锭铸造工艺见表6，2A14及2A70铝合金扁锭的铸造工艺制度见表7。

    D．7×××系铝合金扁锭铸造工艺

    7A04铝合金是扁铸锭中产量较大而成品率较低的一个重要品种，成品率90% - 92%，废品率3. 5%-7%。7A04铝合金具有较宽的结晶温度区间，高温、低温塑性都比较差，因而形成热裂和冷裂的倾向性都很大，也易产生表面疏松等缺陷。铸锭规格应具有较小的宽厚比。铸造工艺制度示于表8。

    生产7075 -T7651铝合金20 mm xl 200 mm×300 mm预拉伸厚板用的300 mm xl 280 mm xl 200mm扁锭的工艺参数：熔炼温度700℃-750℃，铸造温度705℃- 715℃，铸造速度55 mm/min - 60 mm/min，水压0. 08 N/mm2 -0. 15 N/mm2。