本发明涉及金属材料形变热处理工艺技术领域，尤其涉及一种提高2219铝合金环件综合力学性能的工艺方法。
背景技术：
2219铝合金为Al-Cu-Mn系合金，具有良好的高低温力学性能、焊接性能及断裂韧性，我国现役运载火箭贮箱全面采用了2219铝合金。随着我国重型运载火箭的发展，其结构尺度不断增加，贮箱用过渡环外径达成形所需铸锭直径超超大规格铸锭凝固冷却速度较低，且沿径向冷却速度不均匀，加之，2219铝合金中Cu元素含量达5.8～6.8％，超过极限溶解度，使得成形铸锭通常存在大量粗大残余结晶相(Al2Cu相)、严重的晶粒粗大等铸造缺陷，导致大型环件成形后综合力学性能(尤其是轴向延伸率)不达标。
文献1主要研究了各种热变形及过时效工艺条件下7000系铝合金中粗大粒子(结晶相)的析出规律，以期获得尽可能多的粗大粒子，为细化晶粒做准备。但未提供相应的手段以实现粗大残余结晶相的充分破碎，使其最大程度的溶于铝基体。
文献2提出了一种交替使用“变形—高温固溶”工艺实现7000系铝合金中结晶相的充分固溶，抑制再结晶。但该工艺需重复加热，工艺复杂，能耗高，且2219铝合金铜含量高，粗大结晶相团聚现象严重，经实验验证，即使重复使用“变形—高温固溶”工艺，仍不能解决粗大结晶相导致的延伸率偏低难题。
文献5提出了一种适用于7000系铝合金薄板(约15mm)的“固溶淬火-温轧-连续轧制-短时固溶再结晶(W-TMT)”形变热处理专利，该工艺采用“温轧”代替了C-TMT工艺的“冷轧+短时过时效”处理，进一步缩短了工艺流程。但W-TMT工艺其它工艺步骤与C-TMT类似，均采用“大变形量的连续轧制+短时固溶再结晶”实现7000系铝合金薄板的晶粒细化，存在文献4中所述(2)、(3)、(4)3个缺点，无法制备组织性能优异的大型2219铝合金环件。
文献6提出了一种“固溶-炉冷-连续轧制-短时固溶再结晶”形变热处理工艺，实现了10mm厚7475铝合金薄板晶粒的显著细化。该工艺利用炉冷过程的慢速冷却过程，达到过时效的效果，节约能源。但炉冷过程耗时较长，且该工艺与W-TMT和C-TMT工艺类似，采用“大变形量(85％)连续轧制变形+短时(0.5h)固溶”实现晶粒的细化，同样存在文献4中所述(2)、(3)、(4)3个缺点，无法制备组织性能优异的大型2219铝合金环件。
文献7提出了一种“固溶淬火—等径角挤压冷变形—短时再结晶”形变热处理工艺，制备了晶粒细小、力学性能良好的2618耐热铝合金。但等径角挤压进行强冷变形的处理方法难以应用于大型锻件的工业生产，且该工艺同样采用短时再结晶固溶实现晶粒的细化，不能实现2219铝合金残余结晶相的充分固溶，不利于大型2219铝合金环件性能的提高。
因此，开发一种操作简单、工艺周期短并适用于大型2219铝合金环形构件工业化生产的工艺方法，实现粗大残余结晶相的充分破碎和晶粒的细化，充分挖掘2219铝合金性能的潜力，实现强度与塑性的综合提高，提升我国航天大型环形构件的制造水平，具有很强的现实意义和工程价值。
技术实现要素：
本发明目的在于公开一种提高2219铝合金环件综合力学性能的工艺方法，以实现大型2219铝合金环件粗大残余结晶相的充分破碎和晶粒的细化、等轴化，使得2219铝合金环件强度与塑性同时提高，各向异性减小。
为实现上述目的，本发明公开的提高2219铝合金环件综合力学性能的工艺方法包括：
步骤1：将坯料加热至500～520℃，采用四镦三拔多向锻造工艺开坯，在对应环件的径向、轴向、周向三个方向各进行一次镦拔，镦粗单次变形量45％～55％，终锻温度≥380℃；
步骤2：坯料经多向锻造开坯后，在压机上进行冲孔；
步骤3：将冲孔后坯料重新加热至460～500℃，在压机上进行马架扩孔，压缩环坯径向、平整轴向，锻造变形量40～60％，终锻温度≥380℃；
步骤4：分段轧制，包括：
第一阶段，将马架扩孔后坯料重新加热至420～460℃，在辗环机上进行热轧，热轧变形量30～40％；第二阶段：将热轧后的环件空冷至240～280℃，在辗环机上继续进行中低温轧制，变形量15～25％；
优选的，上述步骤中冲孔、马架扩孔及分段轧制步骤中与坯料接触的工模具预热温度为350～450℃。
本发明具有以下有益效果：
(一)、本发明采用了“高温多向锻造开坯技术”，一方面可以提高2219铝合金变形时的塑性，改善变形均匀性，减小变形损伤；另一方面，高温条件下，铜元素在铝基体中的溶解度增大，使得粗大Al2Cu相的含量减少，弱化了Al2Cu相聚集长大的倾向，且铜元素在高温条件下扩散速率快，可有效促进Al2Cu相的均匀分布。因此，高温开坯技术可极大地改善残余结晶相团聚现象，更好的实现粗大残余结晶相的充分破碎及均匀分布，在后续的固溶热处理过程中使残余结晶相更大程度溶于基体，从而提高2219铝合金环件的强度和塑性。
(二)、本发明将常规热轧工艺分两段进行，即环件热轧一定变形量后空冷至240～280℃，在中低温条件下轧制变形15～25％，使得环件获得一定的变形存储能，在随后的固溶过程中发生静态再结晶，实现晶粒细化和等轴化，获得强度与塑性的综合提高，弱化各向异性。其中上述的中低温轧制及后续步骤5中的热处理可简称为“中低温形变细晶强化技术”，本发明结合环件成形的工艺特点，将该“中低温形变细晶强化技术”置于环件成形的最终阶段，一方面可充分利用前期开坯、马架扩孔(可简称为马扩)、热轧等热变形过程中形成的大粒子和积累的变形存储能，获得更好的晶粒细化效果，另一方面，可防止晶粒细化后继续变形发生晶粒长大现象(2219晶粒细化后继续变形会发生显著的晶粒长大)，从而使得细晶组织可保留至最终环件。
综上，相较现有工艺，本发明的有益之处在于：1)采用高温多向锻造开坯技术改善环件的变形均匀性，充分破碎粗大残余结晶相，降低粗大残余结晶相导致的应力集中效应，提高环件的力学性能；2)采用“分段中低温环轧+固溶热处理”工艺实现环件晶粒的细化、等轴化，尤其是最终固溶热处理前采用中低温变形可使得材料内部积累大量位错，增加固溶过程中静态再结晶形核率，实现晶粒细化，获得强度与塑性的综合提高；3)充分利用中低温环轧前热变形获得的粗大粒子和变形存储能，相比常规中间形变热处理工艺，无需额外增加预变形、过时效等工艺步骤，而且仅需一次固溶处理(部分传统的方法需要反复的固溶处理，并在两固溶处理之间进行形变处理)，具有实施简单、工艺周期短、能耗低等优点。
下面将参照附图，对本发明作进一步详细的说明。
附图说明
构成本申请的一部分的附图用来提供对本发明的进一步理解，本发明的示意性实施例及其说明用于解释本发明，并不构成对本发明的不当限定。在附图中：
图1为本发明环件按从左到右，从上到下的成形工艺流程图；
图2为本发明采用“高温多向锻造开坯+分段中低温环轧”工艺成形环件；
图3为“高温多向锻造开坯+分段中低温环轧”工艺成形环件金相组织取样示意图；
图4为“高温多向锻造开坯+分段中低温环轧”工艺成形环件不同部位金相组织；
图5为本发明(a)中“510℃高温多向锻造开坯”与(b)中“460℃常规热锻开坯”工艺成形环件的SEM(scanningelectronmicroscope，扫描电子显微镜)组织对比；
图6为本发明为(a)“高温多向锻造开坯+分段中低温环轧”与(b)“常规热锻开坯+460℃连续热轧”工艺成形环件心部金相组织对比；
图7为本发明分别为“高温多向锻造开坯+分段中低温环轧”工艺成形环件与对比例的(a)抗拉强度和(b)延伸率的力学性对比。
具体实施方式
以下结合附图对本发明的实施例进行详细说明，但是本发明可以由权利要求限定和覆盖的多种不同方式实施。
实施例1(510℃高温开坯+分段中低温环轧)
步骤1：高温多向锻造开坯。
取一件均匀化后铸锭在3600吨油压机上按图1所示工艺流程图进行多向锻造，锻造前充分预热坯料至510℃±10℃，模具预热至350～450℃，采用四镦三拔多向锻开坯，在对应环件的径向、轴向、周向三个方向各进行一次镦拔，镦粗单次变形量45％～55％。
步骤2：冲孔。
多向锻造后在压机上直接进行冲孔，将冲头充分预热至350～450℃。冲孔后空冷至室温，清理表面毛刺、氧化皮、折叠等缺陷，车内孔，充分清理冲孔时造成的拉伤缺陷。
步骤3：马架扩孔。
将冲孔后坯料重新加热至460℃，将与坯料接触的工模具充分预热至350～450℃，在压机上进行马架扩孔，压缩环件径向，平整轴向，使环件壁厚不断减薄，内外径不断扩大，马架扩孔锻造变形量约50％，马扩后将坯料空冷至室温。
步骤4：分段环轧。
将马架扩孔后坯料重新加热至460℃，在辗环机上进行环轧，使环件壁厚减薄，高度减小，直径进一步扩大。环轧第一阶段在460℃温度下进行，轧制变形量35％；环轧第二阶段待环件温度冷至240℃开始轧制，在240℃温度下轧制变形20％。最终轧制成形环件如图2所示。
步骤5：热处理。
对比例1(460℃热锻开坯+460℃连续热轧)
由于受各种因素的制约，现有的通过锻造变形来破碎铸锭组织中的残余结晶相所采用的铸锭预热温度大多都不会超过460℃温度。为此，本对比例1仅将多向锻造开坯时坯料的加热温度改为460℃±10℃，环件环轧成形不分段，在460℃温度下一火连续环轧至目标尺寸，其余步骤与实施例1相同。热处理后对环件的组织、力学性能进行测试。在本对比例中，由于2219铝合金中铜含量高达5.8～6.8％，且大铸锭中偏析更为严重，易产生粗大残余结晶相(Al2Cu相)，因此，“460℃多向锻造开坯+冲孔+马架扩孔+460℃一火连续环轧”成形工艺不能实现粗大残余结晶相的充分破碎，固溶处理后也难以将粗大的残余结晶相充分溶解，导致环件最终性能偏低(延伸率低于4％)。
图5所示为实施例1与对比例1成形环件的SEM组织对比。与常规460℃热锻相比，实施例1通过采用高温多向锻造开坯，使得成形环件中的粗大残余结晶相含量减少、分布更均匀。
图6所示为实施例1与对比例1成形环件心部金相组织对比。与对比例1常规460℃一火连续热轧相比，实施例1通过将环件环轧工艺分两段执行，在环轧最终阶段采用20％变形量的中低温变形，使得环件在随后固溶过程中发生了显著的再结晶，实现了晶粒的细化，平均晶粒尺寸由800μm细化至约100μm。
对比例2(510℃高温开坯+460℃连续热轧)
本对比例仅将多向锻造开坯时坯料的加热温度改为460℃±10℃，其余步骤与实施例1相同。热处理后对环件的组织、力学性能进行测试。
对比例3(460℃常规开坯+分段中低温环轧)
本对比例仅将环件环轧成形不分段，在460℃温度下一火连续环轧至目标尺寸，其余步骤与实施例1相同。热处理后对环件的组织、力学性能进行测试。
图7所示为实施例1与上述对比例1～3成形环件力学性能对比。实施例1采用高温多向锻造开坯技术充分破碎了粗大残余结晶相，采用分段中低温变形工艺实现了环件晶粒的细化，使得成形环件力学性能获得了显著的提升，其轴向、径向及周向的抗拉强度和延伸率相比于对比例1～3均有显著提升，各向异性减小；尤其是相对于对比例1，轴向延伸率提升一倍有余。
此外，考虑上述工艺的变形量因素及其他因素，当上述工艺方法应用于制造外径为3～10米的大型环件时，其对应的坯料所用铸锭直径为0.6～1.4米，以此满足大型环件制造的坯料要求(体积充足、高径比小于2.5)。优选的，上述步骤中冲孔、马架扩孔及分段轧制步骤中与坯料接触的工模具预热温度为350～450℃。基于上述参数区间的提高2219铝合金环件综合力学性能的工艺方法，使得本发明具有以下有益效果：
以上所述仅为本发明的优选实施例而已，并不用于限制本发明，对于本领域的技术人员来说，本发明可以有各种更改和变化。凡在本发明的精神和原则之内，所作的任何修改、等同替换、改进等，均应包含在本发明的保护范围之内。