D0I:10.13374/1.issnl00103.2008.12.006 第30卷第12期 北京科技大学学报 Vol.30 No.12 2008年12月 Journal of University of Science and Technology Beijing Dee.2008 累积复合轧制工艺晶粒细化机制对1060工业纯铝组 织和性能的影响 张兵袁守谦张西峰王超吕爽 西安建筑科技大学材料科学与工程学院,西安710055 摘要采用累积复合轧制(ARB)技术的两种工艺路径,研究变形后1O60工业纯铝的显微组织和力学性能变化·结果显示: 路径A的晶粒细化效果比路径B明显:ARB7道次后,采用路径A的试样的显微组织由拉长的细小纤维状晶粒组成,路径B 的试样由扁平状晶粒组成:路径A和路径B的试样的平均晶粒尺寸分别为470m和680m:路径A的试样的抗拉强度提高 程度大于路径B.1060工业纯铝在ARB过程中的强化机制主要是细晶强化·初步分析了ARB过程中材料的变形规律和细小 晶粒的形成机制 关键词工业纯铝:累积复合轧制:力学性能:显微组织:晶粒细化机制 分类号TG146.2+1 Effect of grain refining mechanism on the microstructure and mechanical proper- ties of 1060 commercially pure aluminum in accumulative roll bonding ZHA NG Bing.YUAN Shouqian.ZHA NG Xifeng,WANG Chao,LV Shuang School of Materials Science and Engineering.Xi'an University of Architecture &Technology.Xi'an 710055.China ABSTRACT Experiments were conducted to investigate the effect of grain refining mechanism on the microstructure and mechanical properties of 1060 commercially pure aluminum in accumulative roll bonding (ARB),in which two kinds of routes.Route A and Route B,were employed.The results show that the effectiveness of Route A is better than Route B.After ARB of 7 passes,the mi- crostructure of the specimen by Route A consists of thin elongated fibriform grains with an average size of 470 nm.but that by Route B does compressed grains with an average size of 680 nm.The improvement in tensile strength by Route A is greater than that by Route B.The strengthening mechanism of 1060 commercially pure aluminum by ARB is fine"grain strengthening.The deformation rule and the formation mechanism of fine grains were analyzed elementarily in ARB process. KEY WORDS commercially pure aluminums:accumulative roll bonding (ARB):mechanical properties:microstructure:grain re- fining mechanism 相对于传统的粗晶金属材料,超细晶结构的金 高的塑性应变,使材料的组织结构得到有效细化,实 属材料在室温下具有较高强度和硬度、高的抗腐蚀 现了组织结构和力学性能的良好组合,其中,累积 能力以及在低温或高变形速率下具有超塑性]; 复合轧制可用于制备大块体薄板超细晶金属材料和 因此,细化晶粒是提高材料强度,改善材料综合性能 复合材料, 的重要途径,剧烈塑性变形方法是制备块体超细晶 ARB是日本学者Saito等提出一种较新颖的剧 材料的有效方法之一·目前,采用等通道角挤 烈塑性变形方法,它的突出特点是在轧制时不改变 (ECAP)5)、高压扭转(HPT)[门、多向锻造 材料的横截面积,通过多次重复轧制使材料获得较 (MF)[8]、往复挤压(CEC)和累积复合轧制 大的累积应变,有效细化材料组织,提高材料强度· (ARB)101,1等为代表的剧烈塑性变形方法对 此方法具有工业化连续生产的可能,受到越来越多 F钢、铜、铝及其合金材料进行加工处理,获得了较 的关注0],然而,不同ARB轧制工艺路径对晶 收稿日期:2008-01-22修回日期:2008-03-04 作者简介:张兵(1969一),男,高级工程师,博士研究生:袁守谦(1950一)男,教授,博士生导师,E-mail:ysq中@126.cwm
累积复合轧制工艺晶粒细化机制对1060工业纯铝组 织和性能的影响 张 兵 袁守谦 张西峰 王 超 吕 爽 西安建筑科技大学材料科学与工程学院西安710055 摘 要 采用累积复合轧制(ARB)技术的两种工艺路径研究变形后1060工业纯铝的显微组织和力学性能变化.结果显示: 路径 A 的晶粒细化效果比路径 B 明显;ARB7道次后采用路径 A 的试样的显微组织由拉长的细小纤维状晶粒组成路径 B 的试样由扁平状晶粒组成;路径 A 和路径 B 的试样的平均晶粒尺寸分别为470nm 和680nm;路径 A 的试样的抗拉强度提高 程度大于路径 B.1060工业纯铝在 ARB 过程中的强化机制主要是细晶强化.初步分析了 ARB 过程中材料的变形规律和细小 晶粒的形成机制. 关键词 工业纯铝;累积复合轧制;力学性能;显微组织;晶粒细化机制 分类号 TG146∙2+1 Effect of grain refining mechanism on the microstructure and mechanical properties of1060commercially pure aluminum in accumulative roll bonding ZHA NG BingY UA N ShouqianZHA NG XifengW A NG ChaoLV Shuang School of Materials Science and EngineeringXi’an University of Architecture & TechnologyXi’an710055China ABSTRACT Experiments were conducted to investigate the effect of grain refining mechanism on the microstructure and mechanical properties of 1060commercially pure aluminum in accumulative roll bonding (ARB)in which two kinds of routesRoute A and Route Bwere employed.T he results show that the effectiveness of Route A is better than Route B.After ARB of 7passesthe microstructure of the specimen by Route A consists of thin elongated fibriform grains with an average size of 470nmbut that by Route B does compressed grains with an average size of 680nm.T he improvement in tensile strength by Route A is greater than that by Route B.T he strengthening mechanism of 1060commercially pure aluminum by ARB is fine-grain strengthening.T he deformation rule and the formation mechanism of fine grains were analyzed elementarily in ARB process. KEY WORDS commercially pure aluminums;accumulative roll bonding (ARB);mechanical properties;microstructure;grain refining mechanism 收稿日期:2008-01-22 修回日期:2008-03-04 作者简介:张 兵(1969—)男高级工程师博士研究生;袁守谦(1950—)男教授博士生导师E-mail:y-s-qb@126.com 相对于传统的粗晶金属材料超细晶结构的金 属材料在室温下具有较高强度和硬度、高的抗腐蚀 能力以及在低温或高变形速率下具有超塑性[1—4]; 因此细化晶粒是提高材料强度改善材料综合性能 的重要途径.剧烈塑性变形方法是制备块体超细晶 材料 的 有 效 方 法 之 一.目 前采 用 等 通 道 角 挤 (ECAP) [5—6]、高 压 扭 转 ( HPT ) [7]、多 向 锻 造 (MF ) [8]、往 复 挤 压 (CEC ) [9] 和 累 积 复 合 轧 制 (ARB) [10—1114—15]等为代表的剧烈塑性变形方法对 IF 钢、铜、铝及其合金材料进行加工处理获得了较 高的塑性应变使材料的组织结构得到有效细化实 现了组织结构和力学性能的良好组合.其中累积 复合轧制可用于制备大块体薄板超细晶金属材料和 复合材料. ARB 是日本学者 Saito 等提出一种较新颖的剧 烈塑性变形方法.它的突出特点是在轧制时不改变 材料的横截面积通过多次重复轧制使材料获得较 大的累积应变有效细化材料组织提高材料强度. 此方法具有工业化连续生产的可能受到越来越多 的关注[10—14].然而不同 ARB 轧制工艺路径对晶 第30卷 第12期 2008年 12月 北 京 科 技 大 学 学 报 Journal of University of Science and Technology Beijing Vol.30No.12 Dec.2008 DOI:10.13374/j.issn1001-053x.2008.12.006
第12期 张兵等:累积复合轧制工艺晶粒细化机制对1060工业纯铝组织和性能的影响 .1379 粒细化的影响、显微组织及力学性能的变化和细化 轧制各道次试样进行显微组织观察,加速电压 机制还有待全面和深入的研究,因此,本文选用 120kV.拉伸性能测试在INSTR0N-1341电子拉伸 1060工业纯铝研究两种工艺路径对材料显微组织 仪上进行,每个道次试样不少于3根,加载速度为 和力学性能的影响,分析ARB方法的强化和晶粒细 1.0 mmmin,最大载荷为10kN.用WOLPERT- 化机制 401MVD显微硬度仪测量母材和轧制各道次试样 1实验方法 表面的硬度值,载荷0.98N,时间10s 2实验结果与分析 实验选用的材料是冷轧态1060工业纯铝薄板, 尺寸为300mm×100mm×1.84mm,其化学成分 2.1力学性能 (质量分数)为:0.0025%Si,0.0035%Fe, 2.1.1抗拉强度与延伸率 0.0005%Cu,0.0005%Zn,A1余量.经400℃/1h 图1是两种工艺路径下1060工业纯铝的抗拉 完全退火,用钢丝刷和丙酮对两块试样结合表面进 强度()和延伸率(δ)随ARB轧制道次变化曲线. 行清理,去除氧化层和油污,并使试样表面具有一定 从图1可以看出:采用路径A经过7道次ARB轧制 的粗糙度,然后叠合在一起,经轧机无润滑轧制复 后,抗拉强度随着累积变形量的增加而增加,在 合,道次压下量50%,接着将轧后的薄板剪切成两 ARB7道次后,达到最大值217.5MPa,约是变形 块,表面处理后再进行轧制复合,共进行7道次 前的2.5倍,在ARB5道次后变化趋于平缓;而延 实验· 伸率在ARB1道次后从46%下降到6.42%,并随着 轧制实验在170mm的二辊轧机上进行,室温 变形量的增加,基本保持在7%左右波动,表明在 下轧制,轧辊转速为0.42m·s-1(即变形速率为 ARB剧烈塑性变形过程中,由于试样中引入大量的 23s1)·采用两种轧制工艺:工艺路径A,每次轧制 位错,位错密度增加,位错间的相互缠结和相互作 时试样轧制方向保持不变一单向轧制:工艺路径 用,使材料产生内应力和加工硬化,强度升高,塑性 B,每次轧制后改变材料的进料方向轧制一换向 下降,随着ARB道次的增加,细小晶粒数量增加, 轧制 在ARB5道次后,试样内超细晶均匀分布,导致材 用日本产JE一2O0 CXTEM透射电镜对母材和 料强度和延伸率变化平缓 0.5 220 (a) ↑(b) 200 0.4 180 路径A 0.3 路径B 02 一路径A e路径B 01 80 23456 0 2345 ARB轧制道次 ARB轧制道次 图11O60Al抗拉强度(a)、延伸率(b)随ARB道次变化曲线 Fig.1 Variations of tensile strength (a)and elongation (b)of 1060 Al with ARB passes 采用路径B,抗拉强度随着累积变形量的增加 晶粒内背应力方向一致,背应力帮助位错运动,使材 总体上呈上升趋势,在ARB4道次后,达到最大 料的屈服强度降低,塑性变形容易,随着道次的增 值188MPa,随后略有降低,在ARB6道次后变化趋 加,累积变形达到一定程度时,塑性得到一定程度的 于平缓;延伸率先降后升,在AB4道次后恢复上 改善 升,在ARB7道次后达到16%.表明在ARB1道次 由于1060工业纯铝杂质很少,没有析出相,材 过程中与路径A相同,在ARB2道次后,由于变形 料的强化主要取决于细晶的尺寸和数量.1060工 方向相反,后一变形道次产生的位错与前一道次产 业纯铝在ARB轧制过程中,采用路径A的试样的 生的位错异号,运动方向相反,引起位错密度减小, 抗拉强度增加比路径B增加明显,说明路径A比路 部分应力回复,另一方面,位错在反向运动时,和 径B晶粒细化效果好
粒细化的影响、显微组织及力学性能的变化和细化 机制还有待全面和深入的研究.因此本文选用 1060工业纯铝研究两种工艺路径对材料显微组织 和力学性能的影响分析 ARB 方法的强化和晶粒细 化机制. 1 实验方法 实验选用的材料是冷轧态1060工业纯铝薄板 尺寸为300mm ×100mm ×1∙84mm其化学成分 (质 量 分 数 ) 为:0∙0025% Si0∙0035% Fe 0∙0005% Cu0∙0005% ZnAl 余量.经400℃/1h 完全退火用钢丝刷和丙酮对两块试样结合表面进 行清理去除氧化层和油污并使试样表面具有一定 的粗糙度然后叠合在一起经轧机无润滑轧制复 合道次压下量50%接着将轧后的薄板剪切成两 块表面处理后再进行轧制复合共进行7道次 实验. 轧制实验在●170mm 的二辊轧机上进行室温 下轧制轧辊转速为0∙42m·s —1(即变形速率为 23s —1).采用两种轧制工艺:工艺路径 A每次轧制 时试样轧制方向保持不变———单向轧制;工艺路径 B每次轧制后改变材料的进料方向轧制———换向 轧制. 用日本产 JEM—200CXTEM 透射电镜对母材和 轧制各道次试样进行显微组织观察加速电压 120kV.拉伸性能测试在INSTRON—1341电子拉伸 仪上进行每个道次试样不少于3根加载速度为 1∙0mm·min —1最 大 载 荷 为10kN.用 WOLPERT— 401MVD 显微硬度仪测量母材和轧制各道次试样 表面的硬度值载荷0∙98N时间10s. 2 实验结果与分析 2∙1 力学性能 2∙1∙1 抗拉强度与延伸率 图1是两种工艺路径下1060工业纯铝的抗拉 强度(σb)和延伸率(δ)随 ARB 轧制道次变化曲线. 从图1可以看出:采用路径 A 经过7道次 ARB 轧制 后抗拉强度随着累积变形量的增加而增加在 ARB7道次后 σb 达到最大值217∙5MPa约是变形 前的2∙5倍在 ARB 5道次后变化趋于平缓;而延 伸率在 ARB1道次后从46%下降到6∙42%并随着 变形量的增加基本保持在7%左右波动.表明在 ARB 剧烈塑性变形过程中由于试样中引入大量的 位错位错密度增加位错间的相互缠结和相互作 用使材料产生内应力和加工硬化强度升高塑性 下降.随着 ARB 道次的增加细小晶粒数量增加 在 ARB 5道次后试样内超细晶均匀分布导致材 料强度和延伸率变化平缓. 图1 1060Al 抗拉强度(a)、延伸率(b)随 ARB 道次变化曲线 Fig.1 Variations of tensile strength (a) and elongation (b) of 1060Al with ARB passes 采用路径 B抗拉强度随着累积变形量的增加 总体上呈上升趋势在 ARB 4道次后 σb 达到最大 值188MPa随后略有降低在 ARB6道次后变化趋 于平缓;延伸率先降后升在 ARB 4道次后恢复上 升在 ARB7道次后达到16%.表明在 ARB1道次 过程中与路径 A 相同在 ARB 2道次后由于变形 方向相反后一变形道次产生的位错与前一道次产 生的位错异号运动方向相反引起位错密度减小 一部分应力回复.另一方面位错在反向运动时和 晶粒内背应力方向一致背应力帮助位错运动使材 料的屈服强度降低塑性变形容易随着道次的增 加累积变形达到一定程度时塑性得到一定程度的 改善. 由于1060工业纯铝杂质很少没有析出相材 料的强化主要取决于细晶的尺寸和数量.1060工 业纯铝在 ARB 轧制过程中采用路径 A 的试样的 抗拉强度增加比路径 B 增加明显说明路径 A 比路 径 B 晶粒细化效果好. 第12期 张 兵等: 累积复合轧制工艺晶粒细化机制对1060工业纯铝组织和性能的影响 ·1379·
,1380 北京科技大学学报 第30卷 2.1.2显微硬度 % 从图2中可以看出,ARB1道次后材料显微硬 80 度值增加很快,在随后的道次中,路径A的显微硬 心 度值继续缓慢增加,在ARB6道次后达到HV79, 约为母材的2.15倍.采用路径B的试样的显微硬 50 ·一路径A 度值在ARB1道次后随着道次的增加,显微硬度值 ◆路径B 变化平缓,说明采用路径A,材料在轧制过程中晶 0 粒细化,位错缠结造成加工硬化使显微硬度值继续 0 1 2345 678 ARB轧制道次 上升,晶粒细化到一定程度后继续增加轧制道次,晶 粒尺寸减小缓慢,显微硬度值缓慢上升,当晶体内充 图2显微硬度随ARB道次变化曲线 满超细晶粒时,显微硬度值变化平缓,对路径B,每 Fig-2 Variation of microhardness with ARB passes 道次轧制时由于试样的变形方向不同,引起异号位 2.2显微组织 错对消,在一定程度上引起材料的软化,屈服强度降 图3是1060工业纯铝轧制前试样和经过ARB 低,因此显微硬度在ARB1道次后基本保持在 不同工艺路径及不同ARB道次的显微组织电镜照 HV61左右, 片.对比图3(c)、(d)、(e)、(E),(g)和(h),即1060 (b) I um I um 0.5m I um 0.5um 0.54m 图31O60工业纯铝轧制前和不同工艺路径后的显微组织.(a)ARB轧制前;(b)ARB1道次后;(c)路径A,ARB2道次后;(d)路径B ARB2道次后;(e)路径A,ARB4道次后:()路径B,ARB4道次后:(g)路径A,ARB7道次后:(h)路径B,ARB7道次后 Fig-3 Microstructures of 1060 commercially pure aluminum before and after ARB different processing routes:(a)before ARB:(b)after ARB of 1 pass:(c)Route A.after ARB of 2 passes:(d)Route B.after ARB of 2 passes:(e)Route A,after ARB 4 passes:(f)Route B.after ARB 4 passes:(g)Route A,after ARB 7 passes:(h)Route B.after ARB 7 passes
2∙1∙2 显微硬度 从图2中可以看出ARB 1道次后材料显微硬 度值增加很快在随后的道次中路径 A 的显微硬 度值继续缓慢增加在 ARB 6道次后达到 HV 79 图3 1060工业纯铝轧制前和不同工艺路径后的显微组织.(a) ARB 轧制前;(b) ARB1道次后;(c) 路径 AARB2道次后;(d) 路径 B ARB2道次后;(e) 路径 AARB4道次后;(f) 路径 BARB4道次后;(g) 路径 AARB7道次后;(h) 路径 BARB7道次后 Fig.3 Microstructures of 1060commercially pure aluminum before and after ARB different processing routes:(a) before ARB;(b) after ARB of 1pass;(c) Route Aafter ARB of 2passes;(d) Route Bafter ARB of 2passes;(e) Route Aafter ARB4passes;(f) Route Bafter ARB4 passes;(g) Route Aafter ARB7passes;(h) Route Bafter ARB7passes 约为母材的2∙15倍.采用路径 B 的试样的显微硬 度值在 ARB1道次后随着道次的增加显微硬度值 变化平缓.说明采用路径 A材料在轧制过程中晶 粒细化位错缠结造成加工硬化使显微硬度值继续 上升晶粒细化到一定程度后继续增加轧制道次晶 粒尺寸减小缓慢显微硬度值缓慢上升当晶体内充 满超细晶粒时显微硬度值变化平缓.对路径 B每 道次轧制时由于试样的变形方向不同引起异号位 错对消在一定程度上引起材料的软化屈服强度降 低因此显微硬度在 ARB 1 道次后基本保持在 HV 61左右. 图2 显微硬度随 ARB 道次变化曲线 Fig.2 Variation of microhardness with ARB passes 2∙2 显微组织 图3是1060工业纯铝轧制前试样和经过 ARB 不同工艺路径及不同 ARB 道次的显微组织电镜照 片.对比图3(c)、(d)、(e)、(f)(g)和(h)即1060 ·1380· 北 京 科 技 大 学 学 报 第30卷
第12期 张兵等:累积复合轧制工艺晶粒细化机制对1060工业纯铝组织和性能的影响 .1381 工业纯铝采用路径A和路径B经过ARB2道次后、 当1/h(0.5~1.0)时,压缩变 关于超细晶在ARB塑性变形中的变形行为还有待 形能够深入到材料内部,中心层变形比表面层要大; 进一步研究 3结论 (I)经过7道次ARB变形后,采用两种路径A 和B处理的1060铝的晶粒尺寸分别细化到470和 680nm,路径A晶粒细化效果明显,易形成细小的 纤维状晶粒结构:路径B易获得扁平状晶粒, (2)随着ARB轧制道次的增加,采用路径A处 理的1060铝的强度增加,延伸率下降,经过ARB7 图4轧制变形区.I一易变形区:一难变形区;Ⅲ一自由变形 区 道次后,强度达到最大值217.5MPa,约是原来的 Fig.4 Rolling deformation zone:I-easy deformation area:II- 2.5倍,延伸率在6%附近波动;采用路径B,1060铝 hard deformation area:l-free deformation area 的强度在ARB4道次后达到188MPa,随后略微降
工业纯铝采用路径 A 和路径 B 经过 ARB2道次后、 ARB4道次后和 ARB7道次后的显微结构可以看 出随着应变量的增加材料的晶粒尺寸逐渐减小. 经过 ARB1道次后试样内主要表现为有微小 取向差的亚晶结构(图3(b)).ARB 2道次后路径 A 的 试 样 内 亚 晶 尺 寸 较 ARB 1 道 次 后 减 小 (图3(c))位错密度明显比 ARB 1道次后大;路径 B 的 试 样 内 亚 晶 尺 寸 变 化 不 大位 错 胞 增 多 (图3(d)).ARB4道次后形成的细小晶粒被周围 的亚晶结构所包围路径 A 的试样内平均晶粒尺寸 为620nm (图3(e))路径 B 的试样内晶粒平均尺 寸830nm (图3(f)).随着 ARB 道次的增加晶体 内超细晶的数量增加不同轧制工艺路径所获得的 显微组织不同.采用路径 A 经过 ARB7道次后晶 粒呈 细 小 纤 维 状平 均 晶 粒 尺 寸 为 470 nm (图3(g));采用路径 B 经过 ARB 7道次后晶粒形 状呈扁平状平均晶粒尺寸为680nm(图3(h))大 部分晶界仍然是位错结构晶界较宽还存在有形变 亚晶晶粒细化效果不如路径 A. 图4 轧制变形区.Ⅰ—易变形区;Ⅱ—难变形区;Ⅲ—自由变形 区 Fig.4 Rolling deformation zone:Ⅰ—easy deformation area;Ⅱ— hard deformation area;Ⅲ—free deformation area 2∙3 ARB 晶粒细化机制 根据轧制变形区的受力特点和不均匀变形理 论如图4所示在累积复合轧制过程中材料沿厚 度方向上的变形、应力和流动速度极不均匀.由于 轧辊与材料之间的无润滑在接触弧开始处靠近接 触表面的单元体受到的变形比中心层的单元体要 大;经过中性面后材料中心层单元体的变形和流动 速度比表面层要大从而使晶粒沿板材厚度方向得 到不同程度的细化.且由于材料表面受到的摩擦剪 切应变最大晶粒细化效果明显;中心部位受到的剪 切变形小晶粒主要发生沿轧制方向压缩形变形成 板条型.此外变形区形状系数 l/h( l 是材料和轧 辊的接触弧长度h 是轧制过程中材料的厚度).对 材料影响也比较大当 l/h>(0∙5~1∙0)时压缩变 形能够深入到材料内部中心层变形比表面层要大; 当 l/h<(0∙5~1∙0)时随着变形区形状系数的减 小材料两端对变形过程影响较为突出压缩变形不 能深入到材料内部变形仅限于材料表面区域. 不同的变形工艺路径对材料晶粒的细化效果和 方式不同.图5是 A、B 两种路径的 ARB1~ARB3 道次变形示意图.从图5(a)可以看出:在路径 A 下ARB 2道次后表面剪切应变沿轧制方向比 ARB1道次增加1倍(轧制条件不变的情况下)剪 切方向不变晶粒在剪切变形带内沿轧制方向不断 被拉长、剪切形成细小的纤维状组织沿厚度方向 晶粒大小分布也不均匀;同时 ARB1道次后表面的 剪切变形被带入材料的中心随着轧制道次的增加 将大量的剪切变形引入材料内部分布复杂. 图5 不同路径1~3道次 ARB 变形作用力方向.(a) 路径 A; (b) 路径 B Fig.5 Force orientations of No.1—3 pass during ARB different processing routes:(a) Route A;(b) Route B 采用路径 BARB 2道次与前一道次的轧制方 向相反晶粒在轧制方向上受到的剪应变相反剪切 方向不同材料表面的晶粒易被剪切细化容易形成 扁平状晶粒而在材料中心层则形成板条型晶粒. 如图5(b)所示沿厚度从表面到中心方向剪切应变 量呈梯度分布组织变形均匀性优于路径 A.随着 轧制道次的增加晶粒在反复剪切变形作用下生成 细小的扁平状晶粒被带入到材料内部.同时由于 1060工业纯铝的层错能较高在形变过程中易发生 动态回复对微观组织细化和力学性能有一定影响. 关于超细晶在 ARB 塑性变形中的变形行为还有待 进一步研究. 3 结论 (1) 经过7道次 ARB 变形后采用两种路径 A 和 B 处理的1060铝的晶粒尺寸分别细化到470和 680nm.路径 A 晶粒细化效果明显易形成细小的 纤维状晶粒结构;路径 B 易获得扁平状晶粒. (2) 随着 ARB 轧制道次的增加采用路径 A 处 理的1060铝的强度增加延伸率下降.经过 ARB7 道次后强度达到最大值217∙5MPa约是原来的 2∙5倍延伸率在6%附近波动;采用路径B1060铝 的强度在 ARB4道次后达到188MPa随后略微降 第12期 张 兵等: 累积复合轧制工艺晶粒细化机制对1060工业纯铝组织和性能的影响 ·1381·
.1382. 北京科技大学学报 第30卷 低,在160MPa附近波动,延伸率先降后升,ARB7 1991,137(15):35 道次后延伸率为16%. [7]Valiev R Z.Islamgaliev R K.Bulk nanostructural materials from (3)对于路径A,材料变形方向始终保持不变, severe plastic deformation.Prog Mater Sci,2000,45:103 [8]Andrey B,Kaneaki T,Yuuji K,et al.Comparative study on mi- 在剪应变的作用下,晶粒沿轧制方向不断被拉长、剪 crostructure evolution upon unidirectional and multidirectional cold 切,生成细小的纤维状晶粒结构;而路径B,由于材 working in a Fe-15%Cr ferritie alloy.Mater Sei Eng A,2007, 料前后变形方向相反,轧制过程中晶粒受到的剪应 456(1/2):323 变方向相反,随着累积变形的增加,晶粒在反复剪应 [9]Richert M.Liu Q,Hansen N.Microstructural evolution over a 变作用下生成扁平状晶粒,材料内晶粒均匀性优于 large strain range in aluminum deformed by cyclic extrusion com pression.Mater Sci Eng A.1999.260:275 路径A, [10]Tsuji N.Saito Y,Lee Seong H.et al.ARB (accumulative roll- bonding)and other new techniques to produce bulk ultrafine 参考文献 grained materials.Ado Eng Mater,2003.5(5):338 [11]Saito Y.Tsuji N.Utsunomiya H,et al.Ultra fine grained bulk [1]Koch CC.Optimization of strength and ductility in nanocrys- aluminum produced by accumulative roll bonding (ARB)pro- talline and ultrafine grained metals.Scripta Mater,2003,49 cess.Seripta Mater.1998.39(9):1221 (7):657 [12]Min G H.Lee J M.Kang S B.et al.Evolution of microstructure [2]Mishra R S,Valiev R Z.Mukherjee A K.The observation of for multilayered Al/Ni composites by accumulative roll bonding tensile superplasticity in nanocrystalline materials.Nanostruct process.Mater Lett,2006,3.1 Maer,1997(9):473 [13]Chen M C.Hsieh HC.Wu W T.The evolution of microstrue- [3]Lee S H.Saito Y.Sakai T,et al.Microstructures and mechani- tures and mechanical properties during accumulative roll bonding cal properties of 6061 aluminum alloy processed by accumulative of Al/Mg composite.JAlloys Compd.006.416:169 roll-bonding.Mater Sci Eng A.2002.325:228 [14]Zhang B.Yuan S Q.Zhang X F,et al.Effects of annealing [4]Wu X L.Grain refinement by strain induced and elongation. treatment on microstructure and properties of ultra fine grains Trans Mater Heat Treat,2005,26(3):43 1060 commercially pure aluminum processed by accumulative roll (武晓雷.应变诱导晶粒细化与伸长率。材料热处理学报, bonding (ARB).Chin J Rare Met,2008.32(1):7 2005,26(3):43) (张兵,袁守谦,张西锋,等.热处理对ARB制备超细晶1060 [5]Segal V M.Reznikov V I,Drobyshevskii A E.et al.Plastic met- 工业纯铝组织和性能的影响,稀有金属,2008,32(1):7 al working by simple shear.Metally,1981.1:115 [15]Lee S H,Saito Y.Tsuji N,et al.Role of shear strain in ultra- [6]Valiev RZ.Krasilnikov N A.Tsenev N K.Plastic deformation grain refinement by accumulative roll bonding (ARB)process. of alloys with submicron-grained structure.Mater Sci Eng A. Scripta Mater.2002.46:281
低在160MPa 附近波动延伸率先降后升ARB 7 道次后延伸率为16%. (3) 对于路径 A材料变形方向始终保持不变 在剪应变的作用下晶粒沿轧制方向不断被拉长、剪 切生成细小的纤维状晶粒结构;而路径 B由于材 料前后变形方向相反轧制过程中晶粒受到的剪应 变方向相反随着累积变形的增加晶粒在反复剪应 变作用下生成扁平状晶粒材料内晶粒均匀性优于 路径 A. 参 考 文 献 [1] Koch C C.Optimization of strength and ductility in nanocrystalline and ultrafine grained metals. Scripta Mater200349 (7):657 [2] Mishra R SValiev R ZMukherjee A K.The observation of tensile superplasticity in nanocrystalline materials. Nanostruct Mater1997(9):473 [3] Lee S HSaito YSakai Tet al.Microstructures and mechanical properties of 6061aluminum alloy processed by accumulative rol-l bonding.Mater Sci Eng A2002325:228 [4] Wu X L.Grain refinement by strain-induced and elongation. T rans Mater Heat T reat200526(3):43 (武晓雷.应变诱导晶粒细化与伸长率.材料热处理学报 200526(3):43) [5] Segal V MReznikov V IDrobyshevskii A Eet al.Plastic metal working by simple shear.Metally19811:115 [6] Valiev R ZKrasilnikov N ATsenev N K.Plastic deformation of alloys with submicron-grained structure. Mater Sci Eng A 1991137(15):35 [7] Valiev R ZIsIamgaliev R K.Bulk nanostructural materials from severe plastic deformation.Prog Mater Sci200045:103 [8] Andrey BKaneaki TYuuji Ket al.Comparative study on microstructure evolution upon unidirectional and multidirectional cold working in a Fe-15%Cr ferritic alloy.Mater Sci Eng A2007 456(1/2):323 [9] Richert MLiu QHansen N.Microstructural evolution over a large strain range in aluminum deformed by cyclic extrusion compression.Mater Sci Eng A1999260:275 [10] Tsuji NSaito YLee Seong Het al.ARB (accumulative rol-l bonding) and other new techniques to produce bulk ultrafine grained materials.A dv Eng Mater20035(5):338 [11] Saito YTsuji NUtsunomiya Het al.Ultra-fine grained bulk aluminum produced by accumulative roll bonding (ARB) process.Scripta Mater199839(9):1221 [12] Min G HLee J MKang S Bet al.Evolution of microstructure for multilayered Al/Ni composites by accumulative roll bonding process.Mater Lett20063:1 [13] Chen M CHsieh H CWu W T.The evolution of microstructures and mechanical properties during accumulative roll bonding of Al/Mg composite.J Alloys Compd2006416:169 [14] Zhang BYuan S QZhang X Fet al.Effects of annealing treatment on microstructure and properties of ultra-fine grains 1060commercially pure aluminum processed by accumulative roll bonding (ARB).Chin J Rare Met200832(1):7 (张兵袁守谦张西锋等.热处理对 ARB 制备超细晶1060 工业纯铝组织和性能的影响.稀有金属200832(1):7 [15] Lee S HSaito YTsuji Net al.Role of shear strain in ultragrain refinement by accumulative roll bonding (ARB) process. Scripta Mater200246:281 ·1382· 北 京 科 技 大 学 学 报 第30卷