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，随着变形区形状系数的减 ARB4道次后和ARB7道次后的显微结构，可以看 小，材料两端对变形过程影响较为突出，压缩变形不 出随着应变量的增加，材料的晶粒尺寸逐渐减小. 能深入到材料内部，变形仅限于材料表面区域， 经过ARB1道次后，试样内主要表现为有微小 不同的变形工艺路径对材料晶粒的细化效果和 取向差的亚晶结构（图3(b))·ARB2道次后，路径 方式不同，图5是A,B两种路径的ARB1~ARB3 A的试样内亚晶尺寸较ARB1道次后减小 道次变形示意图.从图5(a)可以看出：在路径A (图3(c),位错密度明显比ARB1道次后大；路径 下，ARB2道次后，表面剪切应变沿轧制方向比 B的试样内亚晶尺寸变化不大，位错胞增多 ARB1道次增加1倍（轧制条件不变的情况下），剪 (图3(d))·ARB4道次后，形成的细小晶粒被周围 切方向不变，晶粒在剪切变形带内沿轧制方向不断 的亚晶结构所包围，路径A的试样内平均晶粒尺寸 被拉长、剪切，形成细小的纤维状组织，沿厚度方向 为620nm(图3(e),路径B的试样内晶粒平均尺 晶粒大小分布也不均匀；同时ARB1道次后表面的 寸830nm(图3(f))·随着ARB道次的增加，晶体 剪切变形被带入材料的中心，随着轧制道次的增加 内超细晶的数量增加，不同轧制工艺路径所获得的 将大量的剪切变形引入材料内部，分布复杂， 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470nm (图3(g);采用路径B经过ARB7道次后，晶粒形 状呈扁平状，平均晶粒尺寸为680nm(图3(h),大 (a) 6 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 2.3ARB晶粒细化机制 Fig.5 Force orientations of No.1-3 pass during ARB different 根据轧制变形区的受力特点和不均匀变形理 processing routes:(a)Route A:(b)Route B 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 采用路径B,ARB2道次与前一道次的轧制方 轧辊与材料之间的无润滑，在接触弧开始处靠近接 向相反，晶粒在轧制方向上受到的剪应变相反，剪切 触表面的单元体受到的变形比中心层的单元体要 方向不同，材料表面的晶粒易被剪切细化，容易形成 大；经过中性面后，材料中心层单元体的变形和流动 扁平状晶粒，而在材料中心层则形成板条型晶粒. 速度比表面层要大，从而使晶粒沿板材厚度方向得 如图5(b)所示，沿厚度从表面到中心方向剪切应变 到不同程度的细化，且由于材料表面受到的摩擦剪 量呈梯度分布，组织变形均匀性优于路径A,随着 切应变最大，晶粒细化效果明显；中心部位受到的剪 轧制道次的增加，晶粒在反复剪切变形作用下，生成 切变形小，晶粒主要发生沿轧制方向压缩形变，形成 细小的扁平状晶粒被带入到材料内部.同时由于 板条型，此外，变形区形状系数l/(L是材料和轧 1060工业纯铝的层错能较高，在形变过程中易发生 辊的接触弧长度，五是轧制过程中材料的厚度)，对 动态回复，对微观组织细化和力学性能有一定影响， 材料影响也比较大，当l/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 B‚ARB 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B‚1060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·