2219大規(guī)格鑄錠成分偏析行為及多向鍛?固溶時效熱處理對鑄錠組織和性能的影響

徐道芬，陳送義，余 芳，陳康華, ，劉德博

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2219大規(guī)格鑄錠成分偏析行為及多向鍛?固溶時效熱處理對鑄錠組織和性能的影響

徐道芬1, 2，陳送義1，余 芳3，陳康華1, 3，劉德博4

(1. 中南大學 輕合金研究院，長沙 410083；2. 桂林航天工業(yè)學院，桂林 541004；3. 中南大學 粉末冶金國家重點實驗室，長沙 410083；4. 北京宇航系統(tǒng)工程研究所，北京100076)

采用超聲半連續(xù)鑄造方法制備了1250mm大規(guī)格2219鋁合金鑄錠，并通過光譜儀、OM、SEM、拉伸試驗等手段研究了大鑄錠成分偏析現(xiàn)象及多向鍛?固溶時效熱處理對鑄錠組織和性能的影響。結(jié)果表明，沿鑄錠徑向方向合金的凝固冷卻速度波動較大，導致主合金元素產(chǎn)生嚴重的宏觀偏析，從而促使中心部非平衡結(jié)晶相Al2Cu數(shù)量較多且枝晶粗大，愈往邊部非平衡結(jié)晶相數(shù)量逐漸減少，枝晶也呈減薄趨勢。經(jīng)多級均勻化和多向鍛?固溶時效熱處理后，(2/3~5/6)半徑處綜合性能最優(yōu)，軸向和徑向性能基本一致，強度分別為420 MPa、323 MPa，伸長率為8.7%，切向強度分別為448 MPa、343 MPa，伸長率為11.0%。從邊部到中心部，2219合金的拉伸斷裂由韌性斷裂為主逐漸過渡到以脆性斷裂為主?？梢?，由于凝固速度造成的大鑄錠的偏析現(xiàn)象可以通過多向鍛?固溶時效熱處理手段加以改善。

大規(guī)格鑄錠；2219合金；成分偏析；多向鍛?固溶時效熱處理；組織演變；力學性能

2219鋁合金因其高強度、高斷裂韌性、良好的耐蝕性及可焊性好等優(yōu)點廣泛應用于大型運載火箭儲箱上[1]。為滿足我國運載火箭“形?性”結(jié)構(gòu)要求，對所用大規(guī)格鑄坯質(zhì)量要求尤為嚴格。近年來，科研工作者在控制鑄錠質(zhì)量方面做了大量研究。如李海仙等[2]結(jié)合生產(chǎn)實際，研究了720 mm規(guī)格鑄錠的熔鑄工藝，其鑄造溫度為750~775 ℃，鑄造速度為10~20 mm/min，冷卻水壓為0.03~0.10 MPa，所鑄產(chǎn)品滿足要求。白清領等[3]將溫度場、應力場和流場三者耦合，模擬了不同起始鑄造速度對800 mm直徑鋁合金半連續(xù)鑄錠應力、應變分布的影響，發(fā)現(xiàn)采用小的鑄造起始速度能有效降低糊狀區(qū)的熱應力、應變，減小鑄錠的開裂傾向。LI等[4]通過在半連鑄中引入超聲波，成功鑄造了550 mm、650 mm等規(guī)格均質(zhì)無裂紋鑄件，有效改善了鑄錠質(zhì)量。郭興等[5]研究了超聲處理鋁合金熔體對半連鑄大鑄錠組織與偏析的影響，研究結(jié)果表明由于超聲波導入熔體會產(chǎn)生空化效應與聲流效應從而促進溶質(zhì)元素的擴散和鑄錠晶粒的細化，能顯著改善大鑄錠偏析現(xiàn)象，并且隨著超聲功率的增加宏觀偏析也將會進一步弱化。

另外，通過調(diào)整冷卻速度進一步消除鑄錠微觀偏析也能有效改善鑄錠質(zhì)量。如DU等[6?7]研究了在0.1~20 K/s的冷卻速率下Al-Cu二元合金的微觀偏析情況，并用二維模型進行了驗證，表明在冷卻速度小于1 K/s時，非平衡共晶相Al2Cu相隨冷卻速度的增大呈增加趨勢，而在1~10 K/s范圍內(nèi)又是相反的，進一步提高冷卻速度，非平衡共晶相數(shù)量將明顯減少，枝晶減薄。LICHIOIU等[8]采用105~106K/s的冷卻速度制備了Al-35%Cu合金，發(fā)現(xiàn)在該冷卻條件下Cu在Al中的溶解度可達25.51%，非平衡共晶相呈納米尺度，彌散分布在晶粒表面或晶界處。KARAKOSE等[9]研究了在(1.7~3.7)×106K/s快速凝固條件下 Al-3Cu合金的力學性能，發(fā)現(xiàn)隨著冷卻速度的增加，第二相粒子尺寸明顯減小，平均尺寸約為2~4 μm，且分布均勻，枝晶厚度由105 μm(冷卻速度為1.7×106K/s)減小到48 μm(冷卻速度為3.7×106K/s)，材料力學性能也得到了顯著提高。

然而，隨著航天技術飛速發(fā)展，火箭主體結(jié)構(gòu)直徑從2~3m發(fā)展到直徑5 m，并開始研制直徑8.5 m甚至更大直徑的火箭，對2219鋁合金大規(guī)格鑄錠提出了緊迫需求。如針對新一代運載火箭所需9 m環(huán)軋件，需要直徑達1.2 m的鋁合金圓鑄錠來鍛壓?擴孔?軋制成型。就本研究的1250 mm大直徑2219鋁合金半連續(xù)鑄錠而言，盡管采用了超聲半連續(xù)鑄造，但由于鑄錠直徑過大，質(zhì)量問題尤為凸顯：1) 鑄錠尺寸增大，凝固溫度場不均勻性增大，合金成分和第二相分布不均勻的趨勢增大；2) 凝固冷卻速度受限，限制主微合金元素過飽和程度，出現(xiàn)大量粗大金屬間化合物結(jié)晶相。為此，本文作者分析了超聲半連鑄2219大鑄錠的成分偏析情況，并沿直徑方向取材(3處)測試其三向力學性能及觀察各狀態(tài)下的顯微形貌，以開展2219鋁合金大鑄錠組織和性能遺傳性研究，并為滿足產(chǎn)品 “形?性”要求提出改進措施。

1 實驗

采用超聲半連續(xù)鑄造方法制備了1250 mm×4300 mm的2219鋁合金大規(guī)格鑄錠。距鑄錠端面600 mm處切取1/4圓片，沿坐標軸方向(A/C向)將檢測試片均勻劃分為12個區(qū)域，每個區(qū)域測量10個點求平均值，求得12個區(qū)域的化學成分，并在鑄錠邊部、(2/3~5/6)半徑處、中心部取樣進行后續(xù)研究(見圖1(a))。

鑄錠經(jīng)(440 ℃, 8 h)+(480 ℃, 4 h)+(530 ℃, 10 h)+(535 ℃, 38 h, 爐冷)均勻化處理后進行多向鍛?固溶時效熱處理，其工藝為：450 ℃多向鍛(3鐓3拔，變形量50%)+545 ℃固溶4 h+450 ℃多向鍛(3鐓3拔，變形量50%)+537 ℃固溶4 h+3%軸向冷壓變形，隨后于165 ℃人工時效24 h。

根據(jù)ASTM標準，用線切割機將拉伸試樣加工成75 mm×6 mm×2 mm的片狀，在Instron型拉伸試驗機上進行，拉伸速度為2 mm/min，試驗數(shù)據(jù)取3個試樣的平均值。經(jīng)Keller試劑(0.5% HF+1.5% HCl+2.5% HNO3+95.5% H2O，體積分數(shù))腐蝕后，于Olympus光學顯微鏡、Noa Nano SEM230型掃描電鏡觀察合金顯微組織。

2 實驗結(jié)果

2.1 大鑄錠成分偏析情況

經(jīng)檢測發(fā)現(xiàn)，所測圓片同一圓周上成分相差不大，故將A、C向各相同區(qū)域成分求平均值，其結(jié)果如表1所示?？梢姡琈n、V、Zr等微合金元素在整個截面上相差不大，偏差量(質(zhì)量分數(shù))控制在0.01%~0.02%之間，雜質(zhì)元素Fe、Si等含量的控制也較為理想，而主合金元素Cu偏析嚴重，僅(2/3~5/6)半徑處300 mm長度范圍內(nèi)的成分與溶體成分相當，中心部、邊部偏差較大。

2.2 鑄態(tài)組織

圖1所示為鑄錠取樣處的凝固組織。由圖1可見，鑄態(tài)組織由(Al)基體相和晶界處的低熔點共晶相組成。鑄錠邊部結(jié)晶相較少，枝晶較薄，且枝晶間距小，晶粒組織多成等軸狀分布(見圖1(b))；鑄錠中心部存在大量的網(wǎng)狀結(jié)晶相，枝晶明顯增厚，枝晶間距增大，且晶粒大小不一(見圖1(d))；中間部位介于中心部和邊部之間；整個鑄錠幾乎不存在含鐵針狀結(jié)晶相。

表1 實驗合金成分

圖2所示為鑄錠(2/3~5/6)半徑處的SEM形貌?？梢姡Y(jié)晶相呈白色花紋狀。對結(jié)晶相進行線掃描，發(fā)現(xiàn)主要是Cu元素在合金內(nèi)分布不均勻，并在晶界上存在明顯的富集現(xiàn)象，如圖2(a)和(b)所示。同時對結(jié)晶相進行成分分析(見圖2(c))，表明(Al)/(Cu)約為2，可知粗大凝固結(jié)晶相為Al2Cu(簡稱)相。綜上可知，實驗條件下所鑄2219合金主要由(Al)(簡稱)基體、分布在晶界的相與相共晶組織組成。有文獻表明，晶界共晶組織中還有Al20Cu2Mn3相[10]或Al7Cu2(Fe,Mn)相[11]存在，但本實驗條件下能譜分析中并未檢測到，這原因可能是合金中Mn偏低且嚴格控制雜質(zhì)元素Fe的含量。

圖1 2219合金鑄態(tài)組織

圖2 2219合金(2/3~5/6)半徑處的SEM形貌、線掃描及EDS分析

2.3 多級均勻化態(tài)組織

圖3所示為鑄錠經(jīng)(440 ℃, 8 h)+(480 ℃, 4 h)+ (530 ℃, 10 h)+(535 ℃, 38 h)均勻化處理后各區(qū)域的顯微組織。由圖3可見，鑄錠邊部的均勻化效果較好，晶界上的非平衡相已大部分溶解，枝晶網(wǎng)絡狀較為稀疏，殘留結(jié)晶相呈斷續(xù)分布(見圖3(a))；Cu含量有所增加的(2/3~5/6)半徑處(見圖3(b))，晶界上的非平衡相部分溶解，晶界清晰可見，晶界部分區(qū)域仍有粗大的網(wǎng)狀殘余結(jié)晶，但數(shù)量不是很多；而中心部仍有大量的未溶相(見圖3(c))，其形貌與凝固狀態(tài)基本保持不變。

2.4 多向鍛?固溶時效態(tài)組織

在多向鍛環(huán)節(jié)引入高溫固溶，利用多重形變細化組織與多重高溫固溶促進元素擴散均勻化的綜合作用，最大限度消減殘余結(jié)晶相，顯著提高組織均勻性。其流程為：等溫多向鍛變形→固溶處理→等溫多向鍛變形→固溶處理。

圖4所示為鑄錠經(jīng)多重形變固溶處理后峰時效態(tài)組織。由圖4可以看出，多重形變固溶時效處理后合金各方向均發(fā)生了明顯的再結(jié)晶，晶粒粗大，殘余結(jié)晶相隨機的分布晶粒內(nèi)或晶界上。邊部合金軸向、切向和徑向3個方向的組織差別不大，絕大部分殘余結(jié)晶相被破碎回溶，尺寸均小于5 μm，如圖4(a1)~(a3)所示。Cu含量有所增加的(2/3~5/6)半徑處(見圖4(b1)~ (b3))，殘余結(jié)晶相Al2Cu相已大部分呈塊狀或短棒狀，數(shù)量不多，且分布稀疏，尺寸約10~20 μm。由圖4(c1)~ (c3)可知，Cu含量高的中心部殘余結(jié)晶相數(shù)量最多，平均尺寸約為20~50 μm，主要在晶界上呈斷續(xù)條帶式分布，偏聚明顯，殘余相團簇可延續(xù)200 μm長，且部分還保留原始均勻化態(tài)晶界的三角枝晶形態(tài)。

圖3 合金均勻化態(tài)顯微組織

圖4 2219合金時效態(tài)金相組織

2.5 合金力學性能

表2所列為不同部位鑄錠經(jīng)多向鍛?固溶處理后峰時效態(tài)的力學性能。結(jié)果表明，通過多向鍛?固溶時效處理后，鑄錠同一圓周上軸向、切向和徑向力學性能相差不大。Cu含量(質(zhì)量分數(shù))約為5.5%的邊部，合金軸向強度最低，b、0.2分別為407 MPa、285 MPa，為18.9%。當Cu含量增加至6.0%的(2/3~5/6)半徑處，軸向、切向和徑向的強度均有所提高，伸長率略有下降，且軸向和徑向性能基本一致，b、0.2分別為420 MPa、323 MPa，為8.7%。繼續(xù)提高Cu含量至6.5%的中心部，強度和伸長率均顯著下降，其中徑向性能損失最為嚴重，b、0.2分別為343 MPa、297 MPa、為3.3%。綜合看來，由鑄錠邊部到中心部，由于冷卻速度造成Cu含量的波動，力學性能也發(fā)生相應的改變，即隨著Cu含量的增加，合金強度先是略有提高然后顯著下降，而伸長率呈線性下降趨勢。其主要原因是Cu含量為5.5%時，接近Cu在Al中的固溶度，合金以固溶強化為主，強度一般，塑性良好。(2/3~5/6)半徑處范圍內(nèi)Cu含量增加至6.0%，有殘余結(jié)晶相Al2Cu相存在，經(jīng)多向鍛?固溶形變處理后，部分回溶析出，部分被破碎，有利于提高合金的強度，而塑性卻有所下降。而鑄錠中心部Cu含量約為6.5%，合金中殘余結(jié)晶相Al2Cu相數(shù)量將更多且粗大，回溶困難，也不易破碎，容易引起應力集中，在外界拉應力的作用下易萌生微裂紋，從而在一定程度上降低了合金的強度和塑性，這與圖4所示的結(jié)果一致。

表2 2219合金的力學性能

2.6 合金拉伸斷口形貌

圖5所示為合金峰時效態(tài)的拉伸試樣斷口形貌。由圖5可見，大規(guī)格2219鑄錠的拉伸斷裂以韌性斷裂和脆性斷裂為主。鑄錠邊部斷口韌窩深淺差距不大，韌窩尺寸在1~8 μm之間，韌窩中的第二相粒子較為細小，塑性流動跡象明顯，以韌性斷裂為主。在(2/3~ 5/6)半徑處鑄錠處，韌窩的數(shù)量明顯減少，部分區(qū)域尺寸顯著增大，沿晶脆性斷裂的程度增大，視區(qū)中可觀察到大尺寸(約20 μm)的殘余相粒子，裂紋從相粒子上擴展到韌窩周圍，合金塑性降低。鑄錠中心部只有極少數(shù)的韌窩，斷口面趨于平坦，整個斷面被大量的第二相粒子覆蓋，裂紋經(jīng)第二相粒子貫通韌窩，以沿晶和穿晶脆性斷裂為主?？梢姡笠?guī)格鑄錠邊部到中心部，隨著Cu含量逐漸增加，合金將由韌性斷裂向脆性斷裂過渡。其原因是愈靠近中心部，鑄錠中的Cu偏析情況越嚴重，生成的Al2Cu非平衡結(jié)晶相數(shù)量越多，尺寸越大，經(jīng)多級均勻化處理和多向鍛?形變固溶時效處理后，雖有所破碎回溶，但是效果不明顯。在塑性變形的過程中，分布于晶界上的殘留相，因與(Al)基體結(jié)構(gòu)差異較大，不能與基體協(xié)調(diào)變形，會引起局部的應力集中，成為斷裂的裂紋源，加速沿晶斷裂的發(fā)生，導致合金塑性降低，這與表2中的實驗結(jié)果一致。

3 分析與討論

3.1 2219大規(guī)格鑄錠凝固行為分析

圖6所示為Al-Cu-Mn三元合金相圖固相面投影圖[12]。由圖6可知，在平衡冷卻過程中，2219合金首先從液相中析出(Al)，隨后處于(Al)兩相平衡，隨后液相線成分變化線與1線相交發(fā)生三相平衡共晶轉(zhuǎn)變(Al)，該轉(zhuǎn)變持續(xù)到液相消耗完而終止。然而，對于工業(yè)用2219鋁合金大鑄錠而言，其半連續(xù)鑄造冷卻速度約為1~20 K/s，屬于非平衡凝固。合金中的液相面、固相面和溶解度曲面向兩側(cè)偏移，使得共晶成分范圍擴大，造成盡管大鑄錠邊部Cu含量約為5.5%也會發(fā)生(Al)共晶反應，甚至是(Al)四相平衡共晶轉(zhuǎn)變。當然，初晶相也有可能由于溶體成分不均勻，使局部區(qū)域Mn偏高造成的。在本實驗條件下，由于Mn含量較低，并沒有相生成。

圖5 拉伸試樣軸向斷口形貌

圖6 Al-Cu-Mn三元合金相圖固相面投影圖

圖7所示為Al-Cu-Mn三元合金平衡相圖富Al角放大圖[13]。由圖7可知，對某一實際2219鋁合金成分而言(成分為)，當冷卻速度為1時，合金首先從液相中析出(Al)，隨后處于(Al)兩相平衡，液相線成分變化線1與1線相交時，發(fā)生共晶轉(zhuǎn)變(Al)。若提高冷卻速度至2，液相成分將沿2線發(fā)生變化，液相單變量線向共晶點處發(fā)生偏移，即隨著冷卻速度的增加，生成的非平衡結(jié)晶相的數(shù)量減少。若將冷卻速度進一步提高，其結(jié)晶相不僅數(shù)量急劇減少，還將更為細小彌散分布。如文獻[13]中提到，采用冷卻速率為106℃/s的單棍鑄造時，Al-4.6Cu-Mn合金的非平衡結(jié)晶相呈納米顆粒狀彌散分布在晶界或晶內(nèi)，尺寸大約為10~100 nm。

圖7 Al-Cu-Mn三元合金平衡相圖富Al角放大圖

又根據(jù)冷卻速度與過冷度關系[15]：

還有，根據(jù)約翰遜?梅爾方程[14]可推導出：

綜上所述，大鑄錠在凝固時同一截面上由中心部到邊部冷卻速度逐漸增加，促使中心部非平衡結(jié)晶相數(shù)量較多且枝晶粗大，愈往邊部非平衡結(jié)晶相數(shù)量逐漸減少，枝晶也呈減薄趨勢。

3.2 2219大規(guī)格鑄錠成分不均勻性分析及多向鍛?固溶時效處理的改善作用

在鑄造生產(chǎn)過程中，溫度場和成分場分布不均勻?qū)е妈T錠成分和組織不均勻，而這種不均勻性將會遺傳至后續(xù)坯料和產(chǎn)品中，使半成品或成品成分、組織和性能不均勻，嚴重時造成坯料和產(chǎn)品報廢。對于2219鋁合金大鑄錠而言，其成分不均性包括微觀偏析和宏觀偏析，且后者對鑄錠質(zhì)量甚至是產(chǎn)品質(zhì)量的影響較前者嚴重得多。

2219鋁合金是以枝晶凝固方式凝固的。Cu在鋁合金中的溶質(zhì)分配系數(shù)=0.16[15]，造成先凝固部分中溶質(zhì)元素不能充分擴散，導致殘留液相中溶質(zhì)濃度上升，最后會在晶界處集聚大量Cu元素，產(chǎn)生枝晶偏析和晶界偏析。而2219鋁合金中Cu含量為5.8%~6.8%，遠高于Cu在Al中的固溶度，故晶界上會出現(xiàn)不平衡結(jié)晶相。故鑄錠室溫組織由(Al)基體、分布在晶界的相與相共晶相組織組成，這與圖(1)所示實驗結(jié)果一致。另外，大鑄錠凝固過程中邊部冷卻速度大，對液相中溶質(zhì)原子的擴散起到一定的抑制作用，枝晶偏析程度較輕；而鑄錠中心部冷卻慢，液相中溶質(zhì)原子能充分擴散，產(chǎn)生嚴重的枝晶偏析，這也驗證了圖1所示鑄錠中心部枝晶較邊部明顯增厚現(xiàn)象。上述枝晶偏析和晶界偏析可以都過均勻化退火、熱軋或熱鍛等工藝消除或弱化。本文作者通過多級均勻化處理和多向鍛?固溶時效熱處理后，鑄錠中邊部的微觀偏析都得到了很好的改善。

采用半連續(xù)鑄造方法制備大規(guī)格鑄錠時，邊部溶體快速冷卻凝固，中心部冷卻速度較慢，其徑向溫差可高達百度以上[16]，液相呈漏斗形流動，溶質(zhì)原子逐漸往中心部擴散，促使鑄錠中心部濃度高于邊部，體現(xiàn)為宏觀偏析。再有，爐內(nèi)成分差異、溫度波動、澆注速度穩(wěn)定性等多種復雜因素也會在一定程度上導致鑄錠成分偏析。這也是表1所示不同徑向位置存在成分差異的原因。當然，大鑄錠除了徑向存在成分偏析，軸向上也有，這在本課題組的其他研究成果中有體現(xiàn)。宏觀偏析很難消除，會由鑄錠遺傳至產(chǎn)品，一般通過超聲振動、電磁攪拌等強迫對流等方式進行改善[4?5, 16?17]。

經(jīng)檢測，實驗用2219大鑄錠中Cu元素偏析嚴重，中心部約為6.5%，而邊部約為5.5%。在凝固過程中，愈往中心部，殘余結(jié)晶相Al2Cu相數(shù)量增加明顯且粗大，在熱加工過程中回溶破碎困難。由圖4知，多向鍛?固溶時效處理后，鑄錠中邊部區(qū)域殘余結(jié)晶相明顯破碎，平均尺寸小于20 μm，隨機分布在晶內(nèi)晶界，強塑性均能滿足要求；而中心部仍有大量殘余結(jié)晶相，主要在晶界上呈斷續(xù)條帶式分布，部分區(qū)域還保留原始均勻化態(tài)晶界的三角枝晶形態(tài)。Al2Cu殘余結(jié)晶相與基體結(jié)構(gòu)差異大，在拉應力的作用下，粗大Al2Cu殘余結(jié)晶相周圍易引起應力集中，萌生微裂紋，甚至出現(xiàn)粒子脫粘現(xiàn)象，嚴重影響合金的強塑性，即表2所反映的情況。由此可見，通過多向鍛?固溶時效處理后可對鑄錠偏析起到一定的改善作用，促使產(chǎn)品性能提高。

4 結(jié)論

1) 2219大鑄錠凝固過程中由于徑向方向冷卻溫差越大，造成主合金元素Cu偏析嚴重。經(jīng)檢測，2219大鑄錠中心部Cu含量約為6.5%，(2/3~5/6)半徑處約為6.1%，邊部約為5.5%。

2) 2219合金主要由(Al)基體、分布在晶界的α相與相共晶組織組成。由鑄錠中心部到邊部，Al2Cu殘余結(jié)晶相不僅數(shù)量減少，枝晶還呈減薄趨勢。經(jīng)多級均勻化處理和多向鍛?固溶時效處理后，鑄錠2/3半徑以外部分的殘余結(jié)晶相被顯著破碎，但中心部殘余結(jié)晶相在晶界上呈斷續(xù)條帶式分布，使鑄錠中心部性能變差。

3) 2219合金的拉伸斷裂以韌性斷裂和脆性斷裂為主。Cu含量較低的邊部，基本固溶到基體中，殘余結(jié)晶相少且尺寸小，分布均勻，斷口韌窩大且深，塑性良好。Cu含量較高的中心部，Al2Cu殘余結(jié)晶相過剩，經(jīng)多向鍛?固溶時效處理后，殘余結(jié)晶相破碎效果不顯著，在晶界上呈斷續(xù)條帶式分布。在拉應力狀態(tài)下，因與(Al)基體結(jié)構(gòu)差異較大，粗大Al2Cu殘余結(jié)晶相不能與基體協(xié)調(diào)變形，會引起局部的應力集中，易誘發(fā)裂紋，加速沿晶斷裂的發(fā)生。

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Composition segregation behavior of 2219 aluminum alloy ingot with big size and effect of multi-axial forging and solution-aging treatment on microstructure and mechanical properties of ingot

XU Dao-fen1, 2, CHEN Song-yi1, YU Fang3, CHEN Kang-hua1, 3, LIU De-bo4

(1. Light Alloy Research Institute, Central South University, Changsha 410083, China; 2. Guilin University of Aerospace Technology, Guilin 541104, China; 3. State Key Laboratory of Powder Metallurgy，Central South University, Changsha 410083, China;4. Beijing Institute of Astronautical Systems Engineering, Beijing 100076, China)

The composition segregation behavior of 2219 aluminum alloy produced by ultrasonic semi-continuous ingot with diameter of 1250 mm and the effect of multi-axial forging and solution-aging on microstructure and mechanical properties of 2219 aluminum alloy were investigated by spectrograph, optical microscopy, scanning electron microscopy and tensile testing. The results show that the main alloy element along the radial of casting has serious segregation under the volatile cooling rate, which impels non-uniform distribution of non-equilibrium crystallization phase Al2Cu. The billet core has higher numbers of Al2Cu phase and dendrites are coarse. The non-equilibrium crystallization phase reduces gradually and the dendrites refines obviously from the core to the edge. After being treated by multi-stage homogenization and multidirectional forging-solution and aging treatment, the area between 2/3 and 5/6 of ingot radius has the best comprehensive mechanical properties with the tensile strength of 420 MPa (axial and radial directions) and 448 MPa (tangent direction), the yield strength of 323 MPa (axial and radial directions) and 343 MPa (tangent direction), and the elongation of 8.70% (axial and radial directions) and 11.0% (tangent direction). The main fracture mechanisms of 2219 alloy will make the transition from ductile fracture to brittle fracture along the radial of casting. Therefore, multidirectional forging-solution and aging treatment is an effective means to weaken the macro-segregation.

large-scale ingot; 2219 alloy; composition segregation; multidirectional forging-solution and aging treatment; microstructure evolution; mechanical properties

(編輯 何學鋒)

Project(2016YFB0300801) supported by the National Key Research and Development Program of China; Project(U1637601) supported by the National Natural Science Foundation of China—China Aerospace Science and Technology Corporation Aerospace Advanced Manufacturing Technology Research Foundation; Project(BA2015075) supported by the Transformation of Scientific and Technological Achievements Program of Jiangsu Province, China; Project(51327902) supported by the Major Research Equipment Development Projects of National Natural Science Foundation of China

2016-09-12;

2017-03-20

CHEN Kang-hua; Tel: +86-731-88830714; E-mail: khchen@ csu.edu.cn

國家重點研發(fā)計劃(2016YFB0300801)；國家自然科學基金委員會—中國航天科技集團公司航天先進制造技術研究聯(lián)合基金資助項目(U1637601)；江蘇省科技成果轉(zhuǎn)化計劃(BA2015075)；國家自然科學基金重大科研儀器設備研制專項(51327902)

2016-09-12；

2017-03-20

陳康華，教授，博士；電話：0731-88830714；E-mail: khchen@csu.edu.cn

10.19476/j.ysxb.1004.0609.2017.12.07

1004-0609(2017)-12-2451-09

TG146.2+1

A