大塑性变形的新路线的发展1103054227潘山山.docx

1、大塑性变形的新路线的发展1103054227潘山山大塑性变形的新路线的发展文章历史：2014年4月22日收录 2014年6月14日修订2014年6月21日公布2014年6月28日在线获得关键词：严重的塑性变形 环膨胀挤压 铝合金 机性性能 微观结构 微剪切带摘要本文介绍了两种新的最近提出的一种大塑性变形加工工艺路线技术，循环扩-挤（CEE）。两加工路线（I和II）用铝合金1050进行了实验来比较；从处理后的样品其微观结构和力学特性观察，通过这两种方法处理后式样的机械性能有了明显的改善。然而，不同的晶体结构，路线II相比I有着更均匀的微观组织和硬度分布，此外，处理后的样品的测试表明，压缩路线II

2、有均匀抗压强度。最后，通过电子背散射衍射研究这个过程的随后的微观组织演变过程，微型剪带被认为是加速从原始晶粒破碎形成的新晶粒的变形的可能地带并且形成一些超细晶组织（UFG）。 2014年vier公司保留所有权利1。简介大塑性变形（SPD）视为一个强大的制备块体超细晶（UFG）/纳米结构材料的加工工具。这种方法是基于大变形体金属材料1- 4 。大多数的SPD技术分类于批处理方法，这种方法是通过应变增量进行连续进行的。从工业的角度来看，批量的SPD技术等通道角挤压（ECAP）【1,57 ，似乎不像高压扭转（HPT）过程 8 或高压管扭曲（中国高等职业技术那么有趣（HPTT）9那里是没有必要重复这个

3、过程太多次来实现所需的应变增量。在另一方面，批处理技术如ECAP是一个定义不同加工路线的机会，它可以是一个有效的控制和操纵导致组织的工具5,6。通常，这些处理方法是在连续的主轴之间样品简单地进行旋转的过程。这种旋转在一些SPD技术是适用的像ECAP5,6和简单剪切挤压（SSE）10,11，没有轴对称的几何模型。然而，在其他技术轴对称的几何模型，如循环挤压（CEC）【12】，循环膨胀挤压（CEE） 13 ，或管压槽（TCP） 14 ，加工路线将是有限的扭转样品定位/冲压方向与模具之间连续运转 15 。本文提出了一种非轴对称CEE的技术是用于处理矩形截面样品与版本技术的新工艺路线。文章对最终的机械

4、和组织文化的演变进行了介绍和讨论。2.CEE中不同的加工路线的原则两个主要的工艺路线是加工具有矩形横截面的样品的CEE技术。这些路线我们称为路径I和路径II，图1所示。在图1中可以看到，CEE加工路线I在平面应变条件下，这两步（膨胀和挤压）在同一平面上进行（图1A）。在另一方面，在路线II，扩张和挤压步骤发生在不同的平面，相互垂直（图1b）。虽然每一步（膨胀或挤压）进行平面应变条件下，路径II无法全过程控制视为平面应变的操作。根据图1，一个在平面应变条件下a*b截面的样品扩展在b*b的正方形平面上，这个正方形随后在平面应变挤压条件下对矩形截面a*b和b*a分别用路线I和II进行处理。因此，两种

5、路线的Mises应变增量可以用一种方法计算。然而，这种关系是一个平均变形值在在整个被忽略截面的剪切分量。即，不排除将下图，变形可以是试样表面的中心地区的不均匀的较小的应变。3。实验过程3.1。材料与加工将10mm*20 mm*60 mm1050铝合金条板型样品在600下加热2小时后退火，然后对其机加工，炉冷至室温。一分模配置（由两个类似的挤压模具）是设计用于CEE加工，同时适用于两种路线（图2）。使用该模具装置（图2），一个10mm*20 mm截面的矩形样品在平面应变条件下扩展在一个边长为20mm的方形平面上，在挤压阶段后恢复到原来的尺寸。在这种情况下，这个过程可以重复几次。利用方程。（1），

6、上述CEE几何值模拟结果在一个平均施加的应变值=1:6的每个过程中。路线I被放置在两个半模进行平面应变构型（图1A），而901旋转一半相对于其他的变化，构型从路线I变为路线II（图1b）。在一个理想的配置组装的半模后（路线I或II），这个过程开始按“牺牲”样品填充堵塞膨胀挤压室。之后，出口通道是否畅通和连续挤压其他样品持续进行。这些处理的更多细节序列描述和说明在参考文献 13 。为了减少在模具和样品界面处的摩擦，在插入模具流道之前，每个样品外包裹着铁氟龙胶带。这个过程是在0.2 mm / s的速度下进行挤压的。3.2。微观结构的研究对处理后的样品不同的表面进行抛光，一个像镜子一样光的表面用波尔

7、顿试剂 16 蚀刻。用体视显微镜照射相应的显微结构。试样的抛光表面用Barker试剂【16】进行电化学腐蚀和随后用偏振光显微镜研究。电子背散射衍射（EBSD）技术进行详细的微观结构的检查。使用配备了一个在15KV下操作的场发射枪的JEOL6500f扫描电子显微镜（FEG-SEM）研究。EBSD样品制备用含9um，3um，1um的金刚石的化合物抛光表面进行机械研磨（使用500粒度的SiC4000篇）制备EBSD样品。随后，对样品进行进一步的电抛在一个由10ml高氯酸电解液和90 ml乙醇在263 K和18v直流电压得到镜面。EBSD观察结果0.1um大小的尺寸表示完成实验HKL用软件采集测量数据

8、。3.3。力学性能的研究将25 g负荷和5 g /s停留加载速率和15s保压时间进行了维氏显微硬度的测量。用一个0.5mm的距离增量在样品的厚度EDND平面（图1）上进行测量。压痕在每个位置重复了四次，并且计算平均显微硬度值。压缩试验是在10mm*10mm*15mm的平行六面体上进行，提取沿挤压（ED）和横向（TD）的方向对TDND和EdND面分别施压。图3表示了CEE加工的压缩试样的方向。在这些平行六面体的横截面的边长是被认为是相等的CEE加工的坯壳厚度（即10毫米）保持不同的晶粒结构的厚度压缩试样。随后，这些样品主轴线的长度被选为15 mm使得建议的纵横比是高度/宽度的1.5 17 倍。4

9、。结果与讨论在中断CEE处理（路线I和II）后试样的宏观比较在图1a和b说明了.用相同的加工路线对这些试样的几何形状和尺寸进行检测，膨胀挤压室有很好的填充设计应变量=：1:6是在一次样品中的增量。然而，处理过的试样不恢复原始的矩形，而是成U形（图3）。这种形状是由于应变异质性；外部区域沿ND方向有更多的应变这会导致更多在ED方向产生的伸展。形成U形端样品。最初的立方体的几何变形的考虑路线I的一个样品的元素（图1）表明，材料膨胀挤压在同一平面内并且同一变形量下，材料的每个元素经历了一个循环变形路径（图1a）。然而，目前的情况路线II是不同的，膨胀和挤压步骤发生在不同的平面（图1b）。因此，材料的

10、元素经历了没有循环的一个CEE通过路径II变形。这一事实通过考虑样品的立方单元在每个工艺路线的不同阶段变形在图1中说明了。因此，加工路线II更有利于晶粒细化，这将验证下面的微观结构调查。 通光学显微镜进行微观结构研究得到的结果在图4和5中示出了。图4a显示在未变形时样品在TDNd平面（垂直于挤压方向的平面）的典型组织。在同一平面的微观结构在用路线I和II程序执行一次后，分别如图4b和c所示。可以看出，在两种加工路线后的晶粒尺寸和形态相比于退火后的组织有明显不同，路线I，等轴晶在附近的中心线，而拉长的可见的晶粒是面向沿TD路线II进行处理（图4c和d）。在理想的变形条件和不同的加工工艺路线下，这

11、观察结果与预测的最初立方元素结构很一致（图1），只考虑正常应变分量。然而，在用两种路径处理过的样品的表面相邻区域观察到一个更大的变形结构。相应的微观结构在EDND平面上说明，如图5所示类似于图4b，可以看出，通过路线I后厚度的结构是不均匀的。在中央部分的样品经过路线I后观察到等轴晶粒结构，晶粒在相邻模具的侧边界伸长得很长（图5B）。这种过度的变形是由于多余的依赖于量的减少的剪切变形，半模角以及轮廓模 18 。过度的剪切变形经过加工路线I比路线II在外部区域更明显（图5b和c）。路线II更均匀的结构可以归结为相对于路线扩展平面，在挤压平面方向的变化（图1）。结果，通过挤出的样品的厚度方向将是原来

12、膨胀是平面应变方向，因此，预期更均匀的结构在厚度方向。此外，取向的差异和长宽比的扩展元素的挤压方向路线I和II(图1)可能是微观结构上的差异的另一个原因。虽然多余的应变会强化大塑性变形的程度，这将影响在试样厚度方向上结构的均匀性并且由此产生的机械性能的均匀性。这一事实分析了显微硬度值在EDND平面的变化这是示于图6中相应的这两种工艺路线的微观结构。 可以看出，路径II的结果有着更均匀的硬度分布和在EDND平面更均匀的沿厚度方向的晶粒结构。另一方面，在样品便面附近路线I有更高的硬度值，并且向中心逐渐减小。这样的硬度梯度是归因于试样表面附近的微观结构的不均匀性过厚造成的高剪应变的量。尽管在硬度均匀

13、性的差异经过这些处理路线，平均硬度值经过这些工艺路线会很相近（分别为53 HV和53.7 HV路线I和路径II，），并且明显高于在退火条件下的平均值（29HV）。显微组织和显微硬度的研究表明，经过路线II处理后有更均匀的结构。这一事实是通过在不同方向上进行压缩试验进一步证实的。经过加工路线II处理后压缩试验结果抗压强度的均匀性在图7中表示。 这可能是由于整个截面变形均匀性以及相似晶粒取向相对于不同的压缩方向（ED和TD）（图.4c、5c）引起的。然而，在经过加工路线I处理后，在正常的ED和TD平面的晶粒结构是不相似的（图.4b和5b）。尽管在样品中央部分的等轴结构，大部分中央带附近的晶粒在挤出

14、方向被拉长，这些地带是由于额外的剪切应变分量通过模具施加在这些几何区域的。由图7可以看出，在一次CEE处理后，屈服强度相比于退火状态下有了明显的提高。因此，在路线I处理后，在性质上是各向异性，即在抗压强度以及硬度有着显著的提高并且使晶粒细化，即使经过CEE一次处理后，CEE的过程可以作为一种有效的SPD技术来制备批量超细晶材料。由于一个更均匀的结构的观察加工路线II后性能，更详细的微观结构调查是由这条路线进行处理的样品（路线II）。作为一个例子，一个采样后的微观结构第一次用CEE通过路线是由偏振光的研究以及电子背散射衍射（EBSD）并且如图8所示。这些照片拍摄于通过路线II的第一步后ED-ND

15、平面上的中心线附近。这个位置如图8所示。在两个图像上一些可见的地带沿晶粒亚微米尺寸是显而易见的。这些条带可以被视为非均质性变形区，这些地带的位错形成了一个包括几何形状的强制的位错（GNDs）的准周期结构。这些GNDS可能落在侧壁上并且形成这样的新晶粒【19】在之后的加工过程中低角度晶界晶粒预计通过逐步增加他们的晶界取向差角，从而使晶粒转为超细晶。事实上，人们可以从图8c中看到，在路线II一个工序后有大比例高角边界的新形成的颗粒之间比例达到约67%。应当指出，在这项工作中相邻晶粒之间的取向差分布有所体现，而不相邻晶粒则没有。这样的取向差分析在Toth中介绍了。【20】这里相较于普通像素之间取向差

16、的分布有更多的物理意义。在该方法中，晶粒（晶粒边界至少51的取向差）是确定的；然后晶粒之间的取向差像晶粒的平均取向差同样是经过计算了的。图9显示了在带对比中图8b的形式。这两组数据是通过细心的检测揭示了剪切带由于较大局部变形沿局部变形区可以大大增强连续动态再结晶（CDRX）。这些剪切带在图9b和b0中强调了。这其实是一个模型的协议UFGs【21】的应变诱导，这个国家在微剪切带形成的新晶粒（MSB）还处在初始变形阶段。需要注意的是，该机制不是晶粒形核和生长（不连续动态再结晶，DDRX）但CDRX形成新的边界。之后，高角度晶界的比例随着MSBs的密度更高的应变值的提高而提高，如图10所示。很明显，

17、第二次CEE工序后实际应变有所增加，导致MSBs的密度像一些交叉密度一样高，如图10所示。能够产生更均匀的亚结构。最终，UFG结构遍布整个容器， 22 。在图11中显示了均匀分布的UFG晶粒EBSD图像经过四次CEE通过路径II。如图11所示，在四次挤压变形后，能够获得高角度境界的等轴晶粒和平均尺寸的晶粒。仔细观察这个图像，可以看出一些高密度UFGs上的交叉带是可见的。连同以前的（图。8-10），这个结果证实模型应变诱导超细晶形成的基础对MSBs的演变 21 以及在这些地区CDRX的增强。在四个工序后，下一个相邻样品的取向差分布如图（图12）所示，该图显示了几乎恒定频率的取向差角变量。然而，这

18、并不意味着晶粒取向分布是随机的。类似的结果对于纯铝加工在中国高等职业技术 23 中也有报道，在这个研究中所积累的应变值是相同的应变。图12可知，所得到的分布从Mackenzie分布差异对应于完全随机取向相邻的情况是非常重要的。第一和第四道工序之间有一个重大的改变，通过分布（见图。8C12）；在第四道工序，有更多的大角度晶界：超过151的界限，现在占整体分布的84%左右。从图12进一步的观察是，在非常大的角度接近601，分布如下Mackenzie非常准确，在较低的角度，低于301，测量频率高于Mackenzie。后者的范围取向差属于晶粒，在较大的晶粒（完全在，不在原来的晶界）的意义在这个阶段还有

19、一个晶粒破碎过程，稳定的状态没有达到。它已被pougis等人证实。在稳定状态下的取向差分布是随机和Mackenzie非常相似。5。总结和结论矩形截面试样大塑性变形通过循环膨胀挤压（CEE）作为一种新的加工路线（I和II）有了很好的发展。对样品进行成功的加工并且进一步对机械微观结构进行研究。由于观察到晶粒结构和尺寸有了比较大的改变，机械性能在两种路径中有了明显的改善。试样经过路线I在表面有了明显多余的剪切变形，并且产生非均匀的机械性能。然而，经过加工路线II试样有一个更均匀的显微组织以及均匀抗压强度及硬度分布。在通过CDRX促进原始晶粒变形的区域发现了微剪切带。进一步的比较介绍了一种处理高密度的交叉位晶粒内部，导致原始晶粒破碎形成高角度的取向差的边界的超细晶。致谢这项工作是由法国通过由国家经营研究署（ANR）操作的程序“投资未来“支持的，并且被ANR-11-LABX-0008-01（LABEx DAMAS）引用。非常感谢设拉子大学通过研究委员会办公室编号92-gr-eng-15的财政支持编号。