張曼曼，魏瑞剛，陽代軍，張文學，呼 嘯

（1. 首都航天機械有限公司，北京，100076；2. 天津航天長征技術裝備有限公司，天津，300462）

0 引 言

隨著人類探索太空的不斷深入，世界各國新型運載火箭結構朝著大尺度方向發展，中國未來重型運載火箭箭體直徑將達到9.5 m。過渡環作為貯箱制造的基準，起到連接箱底、筒段及短殼的作用，其受力狀態復雜、綜合性能及尺寸精度要求高。由于2219鋁合金強度高、焊接性能好、斷裂韌性好且耐低溫性能優良，是制造新一代運載火箭貯箱的理想材料[1～3]，新一代運載火箭貯箱結構普遍選用2219鋁合金整體鍛環。

重型運載貯箱過渡環直徑達到9.5 m，成形穩定性控制、組織均勻性控制和性能提升難度大大增加，其形-性協同一體化制造是重型運載火箭貯箱研制的關鍵技術。Φ9.5 m級2219鋁合金過渡環研制所需鑄錠直徑達到1.3 m以上，成形裝備力能需求萬噸以上、規格尺寸達到10 m，其整體制造挑戰了中國材料、工藝、裝備條件的極限水平。自2013年，首都航天機械有限公司聯合相關鋁加工企業和高校開展了Φ9.5 m級超大規格2219鋁合金鍛環的預先研究工作，形成了重型運載用過渡環的研制能力。2016年以來，基于前期工業試制經驗，針對環件性能超差、均勻性差、各向異性顯著等問題，開展進一步的技術攻關，形成Φ9.5 m級過渡環切實可行的技術方案和實施路徑，研制的鍛環切向、軸向、徑向延伸率指標分別超過8%、6%、6%，達到了世界先進水平，滿足型號預研需求的同時，大大提升了中國大型鋁合金產品的制造能力。

1 超大尺寸環件高質量制造技術難題

大型鋁合金環件制造過程主要包括多向鍛造開坯、沖孔-擴孔、徑-軸向環軋成形和形變熱處理工序，具體工藝流程如圖1所示。隨著環件尺寸規格的增大，鑄錠制備、環坯制備、環軋成形及熱處理全流程制造難度大大增加，Φ9.5 m級超大規格環件的整體形性協同高可靠性高質量制造存在著諸多技術難點。

圖1 鍛環制造工藝流程Fig.1 Forging Ring Manufacturing Process

1.1 綜合力學性能提升難度大

過渡環直徑由3.35 m、5 m增加至9.5 m，設計對過渡環力學性能指標要求全面提升，尤其是徑向和軸向延伸率指標要求顯著提高。表1為過渡環研制初期的力學性能結果，3個方向強度實測值與設計指標要求相差不大，而徑向和軸向延伸率明顯超差，遠遠達不到設計要求；同時，3個方向強度和延伸率指標相差均較大，各向異性突出；此外，同一環件不同部位和不同批次環件性能指標均波動較大，環件各部位力學性能均勻性和一致性有待提升。

隨著環件尺寸規格的增大，環件所需金屬體量增大，原材料和復雜變形過程中的變形均勻性更加難以調控[4]，更易導致局部性能低點和整體鍛環性能不均勻。同時，環軋成形的特點決定了材料主要沿切向變形，尤其對于大尺寸環件，材料切向變形量遠遠超過徑向和軸向，更易形成沿切向的纖維組織，從而導致環件各向異性顯著，因此，對于Φ9.5 m級超大直徑環件，其綜合性能提升難度更大。

表1 環件研制初期力學性能結果Tab.1 Mechanical Properties of the Ring at Initial Stage of Development

1.2 組織均勻性控制難度大

圖2為Φ9.5 m級鍛環制造用鑄錠、鍛造環坯和軋制后的微觀組織。由圖2可知，鑄態組織中存在大量網狀白色Al2Cu殘余結晶相以及黑色的纖維狀Al7Cu2（Fe，Mn）相，晶粒尺寸約150～200 μm；經鍛造開坯變形殘余結晶相得到了一定程度的破碎，但未完全消除，呈粒狀或鏈狀分布在晶內或晶界處，晶粒尺寸相比鑄錠無明顯變化，約200 μm；經環軋變形后，組織呈現明顯的方向性，晶粒呈長條狀且晶粒尺寸遠遠大于鑄錠和鍛坯晶粒尺寸，殘余結晶相呈纖維流線分布，這是由環軋變形過程中材料主要沿環向流動的特點決定的。

圖2 鍛環制造過程微觀組織演變Fig.2 Microstructure Evolution of the Ring Manufacturing Process

由此看來，在鍛環制造過程中，存在殘余結晶相難以充分均勻細化、晶粒粗大、各向異性顯著的問題。對于Φ9.5 m級環件，所需鑄錠規格在Φ1.3 m以上，隨著鑄錠尺寸的增大，凝固溫度場不均勻性增大，合金成分和第2相分布不均勻程度加劇[5,6]。同時，鍛造制坯時金屬流變因金屬體量過大而更不均勻，環軋變形時由于截面變形量大、環件尺寸變化大，三向變形不均勻性增大，易導致組織各向異性，因此消除上述問題控制組織均細化的難度大大增加。

1.3 成形穩定性和尺寸精確控制難度大

隨著環件尺寸規格的增大，環軋成形過程中環件慣性增大，剛性減弱，易產生塑性失穩，重型運載環件直徑達到9.5 m，成形穩定性極差，尺寸精確控制難度大大增加。同時，在徑-軸向環軋成形過程中，徑向驅動輥和芯棍、軸向兩個錐輥、兩個抱輥3套軋輥共同作用于環坯，除驅動輥外，其余軋輥位置及環件位置都隨環件直徑的變化而動態變化，徑向與軸向交叉變形協調難度大，極易出現失穩，從而環件尺寸精度控制難度較大。此外，對于9.5 m超大直徑環件，材料變形劇烈，軋制工藝時間長，易產生折疊、粘輥、表面起皮、多邊形等軋制缺陷，圖3中端面凹槽與表面起皮為軋制過程中的典型缺陷。

圖3 鋁合金環件軋制缺陷Fig.3 Rolling Defects of the Aluminum Alloy Ring

1.4 大型環件殘余應力分布不均、加工精度控制難度大

Φ9.5 m級環件制造過程幾何精度控制極為困難，這已成為決定其終端制造的難題。一方面，大規格環件制造過程的復雜性和變形不均勻性造成了材料內部殘余應力分布不均勻，致使環件尺寸演變規律復雜，使得環件最終產品控形難度大大增加；另一方面，2219硬鋁合金經過固溶淬火后，材料內部存在高幅值、不均勻殘余應力，導致環件淬火變形，并且在機加工過程中由于應力的逐步釋放，容易產生橢圓、翹曲變形等缺陷[7]，且環件規格尺寸越大，變形程度越大。

表2為Φ9.5 m級環件熱處理、取樣過程中平均外徑尺寸和圓度的變化情況。

表2 環件外徑和圓度變化Tab.2 Changing of Outside Diameter and Roundness of the Ring

由表2可知，經固溶淬火及校形等工序，環件平均外徑尺寸變化很大，制造過程中環件尺寸演變規律較為復雜。同時，經固溶淬火后，環件圓度大大增加，淬火變形嚴重，經機加工取樣后，由于材料內部應力的釋放，出現較大的機加工變形，環件圓度明顯增大。

2 解決思路及控制策略

由上述分析可知，沿環向纖維狀分布的脆性結晶相、長條狀粗大晶粒組織，使鍛環各向異性顯著，是性能超差、各部位均勻性差、各向性能不均的根本原因。因此解決好大型環件纖維方向明顯、各向異性突出、晶粒組織粗大且存在粗大殘余結晶相的問題，是提升環件綜合性能的根本，是獲得高質量環件的關鍵。

2.1 優化鑄錠合金元素、采用超聲輔助鑄造技術調控鑄錠均細化的策略

為降低鑄錠中存在的網狀白色Al2Cu殘余結晶相以及黑色的纖維狀Al7Cu2（Fe，Mn）相，進而減少環件產品中顆粒狀或鏈狀分布的殘余結晶相，采取降低2219鋁合金主合金元素Cu含量，同時降低Fe、Si雜質含量的控制策略，將Cu、Fe、Si元素的含量控制在標準范圍內的中下限水平，達到減小Cu偏析、減少粗大Al2Cu相、減少Al7Cu2（Fe，Mn）硬脆相的效果。同時，針對大直徑鑄錠偏析嚴重、組織粗大、結晶相過多在后續變形中易產生開裂等問題，采用超聲波輔助半連續鑄造和多級均勻化退火技術，達到細化晶粒、減少結晶相和偏析、抑制裂紋的目的。

2.2 高溫大變形-中溫變形相結合調控環件微結構的策略

為減少殘余結晶相數量，改善其分布，在多向鍛造及馬架擴孔制坯過程中，采用高溫大變形的解決方案。一方面，大變形量可充分破碎、細化和均勻化Al2Cu殘余結晶相；另一方面，高溫變形使得銅元素溶解度增加，Al2Cu殘余結晶相總量減少，弱化Al2Cu相聚集長大傾向。多向鍛造過程中，選用較高的鍛造溫度，在3個垂直的方向分別鐓拔2次，充分避免單次變形中存在的變形死區和小變形區，同時使殘余結晶相充分均細化；在馬架擴孔過程中，采取高溫單次大壓下量的變形方式，以充分破碎殘余結晶相。

為細化晶粒，改善環軋變形顯著的纖維組織，使長條狀晶粒轉化為近等軸狀晶粒組織，降低環件各向異性，在環軋變形的后期階段，采用中溫變形，避免在變形過程中發生動態再結晶，變形量控制在30%以上，以充分積累位錯，使得材料在后續固溶處理過程中發生充分的靜態再結晶，形成細小等軸晶粒。

2.3 環軋過程穩定性提升控制策略

在軋制后期階段，采用中溫軋制，在滿足上述組織細化的同時，增強環件整體的剛度，有利于保證軋制過程順利進行。鑒于中溫變形過程中材料抗力明顯增加，使用大軋制力環軋機，保證軋制的穩定性。同時，通過降低軋制速度、通過增大芯輥的直徑從而加大芯輥與環件的接觸面積，穩定環件軋制成形過程，控制環件的橢圓度，提高環件軋制過程的穩定性，同時增大直徑芯棍能夠增加坯料的鍛透性，有利于最終環件微觀組織均勻性。為避免因潤滑不當產生粘輥、起皮、多邊形等缺陷，采用分階段+分部位潤滑技術，提高產品的表面質量。

2.4 冷變形工藝消減殘余應力、提升幾何精度控制策略

針對大規格環件殘余應力分布不均、幾何精度控制難度大的問題，在固溶淬火后、時效前增加冷變形工藝，即在室溫狀態下通過施加外力使環件產生一定的塑性變形。對于Φ9.5 m級環件，采用軸向局部冷壓變形的方式。通過冷變形，在應力場作用下，金屬材料內部從高應力水平的平衡運動到低應力水平的平衡，從而大大降低環件內部殘余應力，減小環件加工變形。與此同時，冷變形工藝可引入大量位錯、加速中間相的析出、使得析出相質點更加彌散，從而提升材料的力學性能[8]，根據前期研究結果，2219鋁合金環件淬火后冷變形對后續時效析出強化有重大影響。與淬火后無冷變形直接時效相比，引入冷變形工藝的環件抗拉強度提高20～40 MPa，屈服強度提高50～80 MPa。

3 工業試制結果分析

基于上述控制策略，通過對鑄錠制備、環坯制備、環軋成形等各個環節進行精確工藝設計，形成了大規格2219鋁合金環件整體形-性協同極限制造技術路線，并開展了Φ9.5 m級2219鋁合金環件工業試制。采用中南大學制備的直徑1.3 m高純凈高均質的2219鋁合金鑄錠，利用西南鋁業集團公司的10000 T鍛造機對鑄錠進行高溫多向鍛造開坯和高溫擴孔，利用10 m級環軋機對環件進行高溫-中溫環軋，在10000 T鍛造機上進行冷壓變形及10米級熱處理爐進行固溶和時效熱處理。圖4為采用該技術路線成形出的Φ9.5 m級環件，軋制過程穩定可控，未出現起皮、粘輥、多邊形的缺陷，外徑尺寸為Φ9530～9543 mm，圓度約6.5 mm，無明顯錐度，壁厚160 mm，高度678～680 mm，滿足軋制尺寸控制要求。

圖4 Φ9.5m級2219鋁合金環件Fig.4 9.5m Diameter 2219 Aluminum Alloy Integral Ring

對軋制狀態Φ9.5 m級環件進行535 ℃固溶+軸向冷壓變形+160～190 ℃時效處理，然后進行顯微組織和力學性能檢測分析。圖5為鍛環3個方向的顯微組織，為明顯的再結晶組織，晶粒尺寸約150～200 μm，未出現明顯的纖維方向，相比研制初期，組織各向異性顯著下降且晶粒組織明顯細化。顯微組織中存在少量細小的顆粒狀Al2Cu殘余結晶相，沒有大尺寸殘余結晶相聚集，證明通過各環節控制策略的精準實施，經鍛造制坯及環軋變形，原始鑄態組織中的大量網狀的殘余結晶相被充分打碎細化并分布均勻，實現了合金中脆性相的充分細化和均勻化。

圖5 鍛環三向顯微組織Fig.5 Three Dimensional Microstructure of the Ring

沿鍛環圓周均布的16個位置分別切取試樣進行力學性能試驗，檢測結果如表3所示，全部滿足設計指標要求。

表3 鍛環沿圓周各位置點性能Tab.3 Mechanical Properties of the Forged Ring Along the Circumference

圖6為環件沿圓周各位置點力學性能分布情況，可以看出，圓周各部位性能存在著一定的波動，各個方向屈服強度波動均比抗拉強度大，切向屈服強度均勻性最好，軸向抗拉強度均勻性最好，徑向延伸率波動較其他2個方向大。3個方向強度指標均值基本持平，軸向和徑向屈服強度甚至超過了切向，強度方面無明顯各向異性。延伸率方面，切向最好，徑向其次，軸向最低，但均超過了設計指標要求，且有一定余度。

圖6 鍛環沿圓周各位置點力學性能分布Fig.6 Mechanical Properties Distribution of the Forged Ring Along the Circumference

續圖6

與前期研制結果相比：一方面，三向力學指標均明顯提升，尤其是徑向和軸向延伸率；另一方面，三向指標差距明顯縮小，各向異性顯著降低；同時環件各部位性能差距縮小，環件性能均勻性有所提升。材料組織決定性能，力學指標充分提升、各向異性降低及各部位性能均勻性的提高與顯微組織的顯著改善密不可分，Al2Cu硬脆相的充分細化和均勻化、晶粒充分細化、纖維組織明顯改善、組織各向異性降低是力學性能大幅提升和改善的根本原因。

4 結 論

a）形成了Φ9.5 m級環件制造精確控制策略，通過優化合金元素、施加超聲波技術調控鑄錠組織，采用高溫大變形-中溫變形工藝調控環件微結構，通過優化軋制參數、增大軋輥直徑提升環軋過程穩定性，施加軸向冷變形工藝消減殘余應力、提升環件尺寸精度。

b）成功試制出Φ9.5 m級2219鋁合金環件，過程穩定可控，環件三向顯微組織無明顯各向異性，晶粒組織細化均勻，殘余結晶相充分細化和均勻化；三向力學性能提升明顯，各向異性顯著降低，且各部位性能均勻性有所提升，證明了各環節控制策略的可行性和有效性。

c）Φ9.5 m級環件的研制以宏觀成形所需的制造過程為基礎，圍繞制造過程材料微觀組織演變特點，形成了整體形-性協同全流程制造技術路線和工藝控制策略，其研制思路和工藝控制方法可推廣至其他大型鋁合金鍛件的生產制造中。