航空航天领域大规格连续铸造2219铝合金板坯生产研究

导读

利用F软件对2219铝合金连铸过程进行数值模拟，并通过小铸锭模拟试验结合数值模拟研究连铸过程中最佳超声施加方式，以达到使铸坯晶粒组织细小均匀的目的。结果表明，凝固速度不同导致铸坯内晶粒组织不均匀，超声施加方式对晶粒细化效果影响较大；当凝固时间为4i时，在第1i加超声细化效果较为均匀，晶粒尺寸细化约为24.5%；在凝固末期施加超声细化效果存在较大梯度，沿作用方向降低。连铸中宽度方向中部施加超声作用，探头应位于糊状区上方。

2219铝合金属于可热处理强化的2xxx系铝合金，具有较高的比强度和良好的焊接性能以及力学性能，工作温度范围为-250~300℃，因而在航空航天领域获得广泛的应用，常被用来制造运载火箭燃料贮箱、飞机蒙皮和结构件等。航空航天等领域的发展对更大规格铝合金构件的需求越来越大。而对于大规格的铝合金铸锭，由于金属凝固过程存在尺寸效应，尺寸越大的铸锭凝固速度越慢，宏观偏析、缩孔、缩松等冶金缺陷越严重，常规手段难以克服。

中科院金属所提出的超大尺寸金属构筑成形技术，突破原来“以大制大”获得大锻件的思路局限，提出“基材构筑、以小制大”的理念，将小型均质化铸坯作为基元，通过表面加工、清洁组坯、真空封装、高温形变等技术，获得超厚尺度均质化大锻坯，通过后续锻造与热处理，制造高性能均质大锻件。该技术的先决条件是构筑组织性能均匀的铸坯，为满足均质化要求，需要针对铸坯中晶粒尺寸差异较大的区域进行细化，使整体晶粒尺寸达到同一水平。关于超声在铸造过程中的应用及作用机理的研究已经很多。但由于超声作用范围有限，在尺寸较大铸锭的连铸过程中，需要施加多个超声探头针对晶粒组织粗大区域进行细化，所以确定连铸过程中需要施加探头的位置亟待解决。

本研究选用截面尺寸为200×1000的2219铝合金作为研究对象，在电磁铸造过程中研究宽度方向上的超声施加方式。基于F软件，对连续铸造过程进行数值模拟分析，根据熔池形貌及铸锭不同位置的糊状区尺寸，判断铸锭不同位置凝固速度的差异性。由于200×1000铸锭成中心对称，所以取1/4铸锭进行建模及网格划分。本模型全部采用六面体网格，并对浇注入口等流速较大区域进行网格加密。

电磁铸造示意图见图1。当金属液由流槽流出后，电磁场产生的电磁力使液柱呈半悬浮状态，与结晶器无物理接触，后经底模及冷却水冷却凝固成坯壳，逐步引锭成形。所以在本模型中，铸锭液固界面上部视为在空气中悬浮的熔融金属液，铸锭下部为水幕冷却下的凝固坯。

图1电磁铸造示意图

为方便模拟计算的进行，做如下基本假设：①铝熔体为不可压缩流体；②固-液界面假设为无滑移边界，即壁面处速度为0；③视铸锭上表面为平面；④忽略固、液相的密度差。数值模拟计算参数见表1。

从铸锭中心部位沿宽度方向取截面，其熔池及糊状区形貌的模拟结果见图2。由于表面激冷，铸锭内部的固液界面呈向下的弧状，从边部到心部糊状区逐渐变厚，凝固速度相应逐渐减小。选取图2中区域~，糊状区厚度分别为5、10和20，根据拉坯速度，可知相应凝固时间为1、2、4i。

图2截面糊状区分布图

1凝固模拟试验

为达到晶粒尺寸均匀的目的，针对不同位置凝固时间，利用小铸锭进行模拟试验，分析不同凝固时间下的组织差异，并探究需要施加超声的位置及超声施加的方法。由于在连铸过程中超声探头的位置固定，其作用效果只针对同一片区域内具有相同特征（固相率）的熔体，且作用时间受拉坯速度限制。本研究为规避小铸锭与连铸凝固特点上的差异并保证熔体组织稳定，根据所选连铸参数，固定超声作用时间为1i，该时间下熔体在小区域范围内呈现相对一致的凝固特征。

试验使用可控温的SG2-5-10型井式电阻炉熔炼2219铝合金，原材料为工业纯铝（纯度99.7%，质量分数，下同）、A-50C、A-5V、A-10M、A-5Z、A-5Ti中间合金。具体熔炼步骤为：将纯铝随炉升温加热至熔化，待熔体温度达到730℃时加入其它中间合金，保温至完全熔化后，待熔体温度升至730℃时进行搅拌和精炼处理，最后当熔体温度稳定在730℃时，浇注到不同预热温度的圆柱型模具中制备小铸锭。试验配料铝熔体总量为4k，将模具预热温度分别控制在20、150及500℃，从而使凝固时间分别为1、2和4i。超声设备最大功率为450W，前部探头选用直径为30的不锈钢探头。超声探头下开始每隔1.5进行一次取样，将试样抛光腐蚀后，在LEICADMi8金相显微镜和JXA-8530FP型电子探针（EPMA）上进行晶粒尺寸观察及合金第二相形貌分析。

2不同凝固时间对晶粒尺寸的影响

在铸造过程中，凝固速度对合金的显微组织影响显著。在连续铸造过程中，冷却水全部集中在铸锭表面，而由于铸锭尺寸偏大，铸锭内部的冷却强度远弱于铸锭表面，这种不同部位冷却速度的差异造成了铸锭组织的不均匀性。

由于当温度为600℃时2219铝合金的固相率已经达到80%以上，所以取凝固时间为浇注完毕至熔体降至600℃的时间，误差控制在10以内。图3为凝固时间1、2和4i的金相组织，可以发现，铸锭的微观组织主要以等轴晶及少量枝晶组织为主，并且随着凝固时间的延长，晶粒尺寸整体呈增大趋势。总体凝固时间为1i和2i的铸锭，晶粒大小分别为96.0和99.6μ，虽然有增大的趋势，但尺寸差值不到5%。可见，在这两种凝固时间对应下的区域，晶粒尺寸相差不大，不需要进行超声细化。而凝固时间为4i的铸锭，晶粒大小达到137.4μ，与凝固时间为1i的铸锭相比，差值达到43.1%。因此，为实现晶粒组织均匀的目的，需要针对这一凝固速度下的区域施加超声进行晶粒细化。

图3不同凝固时间下晶粒尺寸

3凝固初期超声对晶粒尺寸的影响

对凝固时间为4i的模拟铸锭，在凝固的第1i开始施加450W超声作用，其探头下不同距离的金相组织见图4。结果表明在超声的作用下，微观组织由枝晶转变为等轴晶组织，晶粒尺寸明显减小且组织均匀。利用IPP软件对距探头不同距离的试样进行晶粒尺寸测量，并与未加超声试样进行对比。分析表明，超声对晶粒尺寸具有显著的细化效果，且在本试验条件下随着距探头距离的增加，细化效果并没有减弱，在高度方向上细化作用较为均匀，平均晶粒尺寸细化至103.8μ，对比同等凝固时间下未加超声作用铸锭的晶粒尺寸，细化了24.5%。

图4凝固第1i超声距探头不同距离金相组织

4凝固末期超声对晶粒尺寸的影响

对凝固时间为4i的模拟铸锭，在凝固的最后1i施加450W超声后的晶粒组织见图5。对晶粒尺寸进行统计对比后发现，超声对晶粒尺寸的细化效果随着距探头距离的增大明显下降。在距探头0和1.5处的平均晶粒尺寸差距较小，而随着距离的继续增大，超声细化效果急剧衰减，在探头下3处出现枝晶组织，且晶粒尺寸接近未加超声时水平，细化效果不到5%。在这种超声施加方式下，超声细化效果随着距探头距离的增大，超声作用效果越来越弱，与同等条件下在凝固初期施加超声的作用效果具有较大差异。

图5凝固最后1i超声距探头不同距离金相组织

5超声对凝固末期第二相形貌的影响

超声对铸锭的第二相组织具有相似的细化效果，见图6。在2219铝合金中，除C之外的元素含量较少，Z、V、Ti等元素主要形成细小的金属间化合物并均匀分布在合金基体中，所以合金中的第二相主要为A2C相。

在EPMA下观察距探头不同距离样品的显微组织分布发现，未施加超声的样品A2C相沿晶界呈连续的骨骼状的分布；而施加450W超声作用后，探头下样品的A2C相出现明显的破碎状，沿晶界分布的长条相细化为破碎的点状相和块状相；距探头1.5的样品A2C相虽未出现明显的破碎，但与未加超声试样的组织对比，呈现了明显的细化效果，第二相连续性降低且尺寸减小。

图6距探头不同距离第二相分布

6不同凝固时间施加超声作用机理分析

对比图4和图5可以发现，对凝固时间为4i的模拟铸锭，在凝固的第1i加超声与在凝固最后1i施加超声对晶粒的细化效果存在很大差异。原因主要是超声作用区域的凝固状态不同，固相率相差较大。对于连续铸造过程来说，固相率不同意味着超声作用于糊状区的位置不同，而研究超声探头插入糊状区的深度对指导连铸过程超声施加位置具有重要意义。为研究在连铸过程中超声探头合理的插入深度，需要分析铸锭中心区域的糊状区分布及液相百分数随铸锭高度的变化趋势。由于超声作用时间为1i，根据拉坯速度及此区域的凝固时间，将糊状区平均分为I、II、III、IV四个区域，每个区域的高度约为5，即每分钟铸锭向下移动的距离，见图7。依照超声作用区域及该区域固相率分析超声作用差异原因，并探究适宜施加超声的位置。

图7凝固区域划分示意图

当凝固时间为4i时，在凝固第1i加超声，此时超声探头位于糊状区顶部，超声作用的主要阶段为图7中区域I，此区域的固相率约为10%。见图8，在此阶段，铝熔体开始凝固，在熔体中形成了细小的初始枝晶组织，作为后续形核的质点。此时施加超声，大部分初始枝晶组织均悬浮于熔体之中，对超声效果的阻碍作用并不明显。在超声的空化作用下，探头下一定范围内形成大量微小的空化泡，这些空化泡迅速破裂并瞬间产生局部的高温高压，释放出巨大的能量，从而破碎了熔体中先形成的细小枝晶，使其成为微小颗粒悬浮于熔体之中。同时，由于铝熔体存在负载阻抗，导致超声声能的损耗，造成在超声探头下沿传播方向存在一定声压梯度；由于距探头不同距离存在声压压差，从而在一定范围内引起了熔体的对流。由于声流效应，探头下破碎出的细小悬浮颗粒随熔体流向铸锭底部，最后均匀分布于探头下的熔体中。在停止超声作用后，随着熔体的逐渐凝固，这些被打碎的枝晶颗粒将作为异质形核质点，提高熔体的形核率，从而形成了在一定范围内均匀细化的效果。

图8超声效果示意图

在凝固时间为4i条件下，凝固末期施加超声作用，超声探头伸入糊状区15，此时超声的主要作用阶段为图7中区域IV，固相率已经达到60%以上。见图8，在此凝固区间，糊状区已经形成了粗大的枝晶组织。此时施加超声，在超声空化的作用下，粗大枝晶组织破碎并悬浮于熔体之中，但由于此时液相占比已经很低，熔体的流动性很弱，这些破碎的枝晶无法被运输到其它区域，所以探头底部的组织成明显的破碎状。并且随着距探头距离的增大，超声声压逐渐降低，发达的枝晶组织对超声的衰减作用很明显，当达到一定距离时，空化作用已经不足以打破某些粗大的枝晶壁，导致对枝晶的破碎效果下降，从而出现随着距探头距离的增大，晶粒细化效果逐渐降低的现象。随着距离的继续增大，固相率进一步提高，固态树枝状结构已经基本形成，由于缺少液相，超声对这一区域的细化效果急剧衰减，晶粒尺寸基本与未加超声的相同。

7结论

（1）对比不同凝固时间铸锭的金相组织可知：随着凝固时间的延长，晶粒尺寸整体呈增大趋势，本研究条件下凝固时间为1i和2i时相差不大，凝固时间为4i时晶粒尺寸差达到43.1%。

（2）不同超声施加方式对超声的作用效果存在较大影响。当凝固时间为4i时，在凝固初期超声对晶粒组织的细化效果最佳且较为均匀；在凝固末期超声的晶粒细化效果随着距探头距离的增大明显衰弱，在探头下3处逐渐达到未施加超声水平。因此超声探头位于糊状区顶部时，超声作用效果最佳。

（3）超声对第二相与对基体组织具有相似的细化效果，探头下0处A2C相呈明显的破碎状，随着距探头距离的增加，细化效果逐渐减弱。

文献引用格式：王宇钊，孟令刚，亚斌，等.超声场对2219铝合金连铸坯晶粒尺寸的影响.特种铸造及有色合金，2021,41（10）：1245-1250.

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编辑武芮西

编审李中迪罗玮

来源百姓关注

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冷胀形变形量及时效制度对2219性能的影响

文/龚忠兴，王攀智，杨旭，邹朝江·贵州航宇科技发展股份有限公司

冷变形是提高时效硬化型铝合金力学性能的有效手段，变形量的大小是影响铝合金力学性能的重要因素。本文对轧制后铝合金环件进行固溶，然后在不同冷胀形变形量（0%、2%、3%、4%、5%）下对铝合金环件进行胀形，最后分别在不同时效制度下时效，通过室温拉伸测试测试，结果对比获得2219环件力学性能的最优变形量。结果表明：在时效前添加冷胀形，能降低2219强化相的析出温度；随着冷胀形变形量的增加，力学性能不断增加，但延伸率逐渐降低，当冷胀形变形量达到5%时，力学性能上升趋势较平缓，几乎没有多大的变化；当冷胀形变形量为4%，时效制度为170℃×12h时，2219环件综合力学性能最佳，其抗拉强度、屈服强度、延伸率分别为440MP、353MP和14%。

2219铝合金是美国铝业公司在20世纪50年代后期开始研制的一种耐热、可焊、高强的A-C系列可热处理强化型铝合金，合金主要强化元素为铜，其他元素如锰、锆、钛等可以提高合金的综合性能，其强度高、可加工性好、耐腐蚀性强、焊接性能优良，低温韧性良好，被广泛应用于航空航天工业。现某客户的锻件要按照美国宇航标准AMS4144进行交付，交付状态为T851态(固溶+冷胀形+时效)，热处理制度按照AMS2772执行，冷胀形变形量按照2%～5%进行控制；铝合金可以通过固溶使合金内的可溶相充分溶解，使强化组元在合金中得到最大限度溶解并固定保存到室温，得到固溶强化的效果；铝合金通过时效可以将第二相从固溶体中析出引起强化现象，又被称为沉淀强化或析出强化；在固溶、时效中对铝合金进行冷变形，铝合金会随着塑性变形量的增加，位错度增加，变形抗力增大，使得晶粒变形、破碎，亚晶界阻止位错发生，达到冷作硬化的效果，使得强度得到提高；因此通过研究不同冷变形变形量及时效制度对2219性能的影响，找出力学性能最佳的变形量及时效制度。本文主要研究0%、2%、3%、4%、5%这5种变形量分别在170℃、177℃×12h时效制度下对力学性能的影响。

2219强化机理2219作为A-C-M合金，强化相主要是A基体、CA2和CM2A12，铝合金在固溶时同时进行两个相反的过程：一个过程是A基体+CA2及A基体+CA2+CM2A12的共晶组织固溶入A基体，在固溶后得到A基体过饱和固溶体，在时效时使合金强化。另一个过程是从A基体固溶体中分解析出含M相的CM2A12的，并呈点状弥散分布在A基体上，使合金热处理后在室温下具有较高的强度和耐热性。

实验方案本文使用从南南铝业股分有限公司采购的2219铝合金棒材，其主要化学成分见表1。经过拔长→镦粗→冲孔→马架扩孔平端面→轧制工序生产出环轧件，再经过固溶，冷胀形，时效热处理后切取试样进行室温拉伸测试，根据实验结果进行分析、总结。

表1实验用2219化学成分

实验件生产将南南铝棒材进行下料，下料数：2件，在800快锻机上进行拔长→镦粗→冲孔→马架扩孔，在φ500轧机上进行轧制成形，成形尺寸：φ280×φ220×90；将最终轧好的锻件按φ280×φ220×25进行切分，共5件，将所有试环一起进行固溶。

固溶参数的选取根据A-C-M系合金平衡图(图1)，及合金的化学成分，当合金冷却至547℃时发生共晶转变，L→A基体+CA2+CM2A12，此时合金处于三相区内，合金的最大固溶度是5.7%，理论上在平衡冷却过程中，随温度的降低合金的固溶度下降，在室温下合金的固溶度只有0.05%左右，但在实际生产中，固溶后通常采取快速冷却的方式，抑制扩散性转变。快速冷却也为了合金具有最大的抗腐蚀性能，若固溶冷却速度过慢，则会导致铝合金对晶间腐蚀格外敏感，这样不利于铝合金的进一步加工和利用；结合AMS4144中推荐的固溶温度：529～541℃，因此选择固溶温度为535℃，时间根据环件有效壁厚而定，选择90～96i，水冷。

图1A-C-M系合金靠铝角相区分布

冷胀形及时效方案将固溶后的5个试环标识A、B、C、D、E,然后将试环分别按表2实验方案进行冷胀形及时效，冷胀形设备为300胀形机，胀形机见图2，使用胀形机胀形可以实现环件在径向的胀形受力均匀，尽可能消除环件的变形差异，提高环件一致性。

表22219冷胀形及时效方案

图2300胀形机

实验结果在固溶、冷胀形、时效后的试环上分别切取弦向试样进行拉伸测试，测试结果见表3及图3。

表3室温拉伸测试结果

图3不同变形量及时效制度对2219性能的影响

从表3和图3结果可以看出，对比同一胀形量，170℃时效后的强度高于177℃时效后的结果，塑性变形两个时效制度相当，差异不大；当同一时效制度下，铝合金强度随着变形量的增加而增加，达到4%后强度、塑性表现得最好，超过4%的变形量后强度、塑性均有下降的趋势，因此2219冷胀形变形量及时效制度推荐3%～4%之间，时效制度推荐170℃×12h。

分析与讨论AMS4144要求2219交付状态为固溶+冷变形+时效，由实验结果可知，当变形量为0%时，即固溶后直接进行时效状态，该状态下的测试结果是不能满足规范验收要求的；当铝合金受到冷变形时，位错度增加，变形抗力增大，使得晶粒变形，破碎，亚晶界阻止位错发生，达到冷作硬化的效果，使得强度得到提高；除此之外，时效前增加冷变形还会降低强化相CM2A12的析出温度，冷变形也会加快强化相CM2A12的析出和转化效率，合金中析出相转化为CM2A12的时间随着变形量的增加而减小，因此在同一变形量下，170℃要比177℃时效下的强度要高，CA2聚集的更多，析出CM2A12越多，使得合金的力学性能更好。

结论(1)2219经过固溶后在受到冷变形时，能起到冷作硬化的效果，使得强度得到提高，随着变形量的增加，在一定范围内合金强度呈线性增长，塑性降低。

(2)2219合金时效前增加冷变形能降低强化相的析出温度。

(3)2219合金按照AMS4144进行验收时，冷胀形量按4%进行控制，时效制度按170℃×12h进行，能得到较优的综合力学性能，且通过胀形的锻件后续生产一致性较好。

作者简介

龚忠兴

主管锻造工程师，主要从事民用航空发动机环锻件生产的相关技术工作。

——文章选自：《锻造与冲压》2021年第23期