1、大塑性變形的新路線的發(fā)展文章歷史：2014年4月22日收錄2014年6月14日修訂2014年6月21日公布2014年6月28日在線獲得關鍵詞：嚴重的塑性變形 環(huán)膨脹擠壓 鋁合金 機性性能 微觀結構 微剪切帶摘要   本文介紹了兩種新的最近提出的一種大塑性變形加工工藝路線技術，循環(huán)擴-擠（CEE）。兩加工路線（I和II）用鋁合金1050進行了實驗來比較；從處理后的樣品其微觀結構和力學特性觀察，通過這兩種方法處理后式樣的機械性能有了明顯的改善。然而，不同的晶體結構，路線II相比I有著更均勻的微觀組織和硬度分布，此外，處理后的樣品的測試表明，壓縮路線II有均勻抗壓強度。

2、最后，通過電子背散射衍射研究這個過程的隨后的微觀組織演變過程，微型剪帶被認為是加速從原始晶粒破碎形成的新晶粒的變形的可能地帶并且形成一些超細晶組織（UFG）。 2014年vier公司保留所有權利1。簡介大塑性變形（SPD）視為一個強大的制備塊體超細晶（UFG）/納米結構材料的加工工具。這種方法是基于大變形體金屬材料1- 4 。大多數的SPD技術分類于批處理方法，這種方法是通過應變增量進行連續(xù)進行的。從工業(yè)的角度來看，批量的SPD技術等通道角擠壓（ECAP）【1,57 ，似乎不像高壓扭轉（HPT）過程 8 或高壓管扭曲（中國高等職業(yè)技術那么有趣（HPTT）9那里是沒有必要重復這個過程太多次來實現

3、所需的應變增量。在另一方面，批處理技術如ECAP是一個定義不同加工路線的機會，它可以是一個有效的控制和操縱導致組織的工具5,6。通常，這些處理方法是在連續(xù)的主軸之間樣品簡單地進行旋轉的過程。這種旋轉在一些SPD技術是適用的像ECAP 5,6 和簡單剪切擠壓（SSE）10,11，沒有軸對稱的幾何模型。然而，在其他技術軸對稱的幾何模型，如循環(huán)擠壓（CEC）【12】，循環(huán)膨脹擠壓（CEE） 13 ，或管壓槽（TCP） 14 ，加工路線將是有限的扭轉樣品定位/沖壓方向與模具之間連續(xù)運轉 15 。本文提出了一種非軸對稱CEE的技術是用于處理矩形截面樣品與版本技術的新工藝路線。文章對最

4、終的機械和組織文化的演變進行了介紹和討論。2.CEE中不同的加工路線的原則兩個主要的工藝路線是加工具有矩形橫截面的樣品的CEE技術。這些路線我們稱為路徑I和路徑II，圖1所示。在圖1中可以看到，CEE加工路線I在平面應變條件下，這兩步（膨脹和擠壓）在同一平面上進行（圖1A）。在另一方面，在路線II，擴張和擠壓步驟發(fā)生在不同的平面，相互垂直（圖1b）。雖然每一步（膨脹或擠壓）進行平面應變條件下，路徑II無法全過程控制視為平面應變的操作。根據圖1，一個在平面應變條件下a*b截面的樣品擴展在b*b的正方形平面上，這個正方形隨后在平面應變擠壓條件下對矩形截面a*b和b*a分別用路線I和II進行處理。因

5、此，兩種路線的Mises應變增量可以用一種方法計算。然而，這種關系是一個平均變形值在在整個被忽略截面的剪切分量。即，不排除將下圖，變形可以是試樣表面的中心地區(qū)的不均勻的較小的應變。3。實驗過程3.1。材料與加工將10mm*20 mm*60 mm1050鋁合金條板型樣品在600下加熱2小時后退火，然后對其機加工，爐冷至室溫。一分模配置（由兩個類似的擠壓模具）是設計用于CEE加工，同時適用于兩種路線（圖2）。使用該模具裝置（圖2），一個10mm*20 mm截面的矩形樣品在平面應變條件下擴展在一個邊長為20mm的方形平面上，在擠壓階段后恢復到原來的尺寸。在這種情況下，這個過程可以重復幾次。利用方程。

6、（1），上述CEE幾何值模擬結果在一個平均施加的應變值=¼1:6的每個過程中。路線I被放置在兩個半模進行平面應變構型（圖1A），而901旋轉一半相對于其他的變化，構型從路線I變?yōu)槁肪€II（圖1b）。在一個理想的配置組裝的半模后（路線I或II），這個過程開始按“犧牲”樣品填充堵塞膨脹擠壓室。之后，出口通道是否暢通和連續(xù)擠壓其他樣品持續(xù)進行。這些處理的更多細節(jié)序列描述和說明在參考文獻 13 。為了減少在模具和樣品界面處的摩擦，在插入模具流道之前，每個樣品外包裹著鐵氟龍膠帶。這個過程是在0.2 mm / s的速度下進行擠壓的。3.2。微觀結構的研究對處理后的樣品不同的表面進行拋光，一個像鏡

7、子一樣光的表面用波爾頓試劑 16 蝕刻。用體視顯微鏡照射相應的顯微結構。試樣的拋光表面用Barker試劑【16】進行電化學腐蝕和隨后用偏振光顯微鏡研究。電子背散射衍射（EBSD）技術進行詳細的微觀結構的檢查。使用配備了一個在15KV下操作的場發(fā)射槍的JEOL 6500f掃描電子顯微鏡（FEG-SEM）研究。EBSD樣品制備用含9 um，3um，1um的金剛石的化合物拋光表面進行機械研磨（使用500粒度的SiC4000篇）制備EBSD樣品。隨后，對樣品進行進一步的電拋在一個由10ml高氯酸電解液和90 ml乙醇在263 K和18v直流電壓得到鏡面。EBSD觀察結果0.1um大

8、小的尺寸表示完成實驗HKL用軟件采集測量數據。3.3。力學性能的研究將25 g負荷和5 g /s停留加載速率和15s保壓時間進行了維氏顯微硬度的測量。用一個0.5mm的距離增量在樣品的厚度EDND平面（圖1）上進行測量。壓痕在每個位置重復了四次，并且計算平均顯微硬度值。壓縮試驗是在10mm*10mm*15mm的平行六面體上進行，提取沿擠壓（ED）和橫向（TD）的方向對TDND和EdND面分別施壓。圖3表示了CEE加工的壓縮試樣的方向。在這些平行六面體的橫截面的邊長是被認為是相等的CEE加工的坯殼厚度（即10毫米）保持不同的晶粒結構的厚度壓縮試樣。隨后，這些樣品主軸線的長度被選為15 mm使得建

9、議的縱橫比是高度/寬度的1.5  17 倍。4。結果與討論在中斷CEE處理（路線I和II）后試樣的宏觀比較在圖1a和b說明了.用相同的加工路線對這些試樣的幾何形狀和尺寸進行檢測，膨脹擠壓室有很好的填充設計應變量=：¼1:6是在一次樣品中的增量。然而，處理過的試樣不恢復原始的矩形，而是成U形（圖3）。這種形狀是由于應變異質性；外部區(qū)域沿ND方向有更多的應變這會導致更多在ED方向產生的伸展。形成U形端樣品。最初的立方體的幾何變形的考慮路線I的一個樣品的元素（圖1）表明，材料膨脹擠壓在同一平面內并且同一變形量下，材料的每個元素經歷了一個循環(huán)變形路徑（圖1a）。然而，目前的情況路線

10、II是不同的，膨脹和擠壓步驟發(fā)生在不同的平面（圖1b）。因此，材料的元素經歷了沒有循環(huán)的一個CEE通過路徑II變形。這一事實通過考慮樣品的立方單元在每個工藝路線的不同階段變形在圖1中說明了。因此，加工路線II更有利于晶粒細化，這將驗證下面的微觀結構調查。 通光學顯微鏡進行微觀結構研究得到的結果在圖4和5中示出了。圖4a顯示在未變形時樣品在TDNd平面（垂直于擠壓方向的平面）的典型組織。在同一平面的微觀結構在用路線I和II程序執(zhí)行一次后，分別如圖4b和c所示?？梢钥闯觯趦煞N加工路線后的晶粒尺寸和形態(tài)相比于退火后的組織有明顯不同，路線I，等軸晶在附近的中心線，而拉長的可見的晶粒是面向沿TD路線I

11、I進行處理（圖4c和d）。在理想的變形條件和不同的加工工藝路線下，這觀察結果與預測的最初立方元素結構很一致（圖1），只考慮正常應變分量。然而，在用兩種路徑處理過的樣品的表面相鄰區(qū)域觀察到一個更大的變形結構。相應的微觀結構在EDND平面上說明，如圖5所示 類似于圖4b，可以看出，通過路線I后厚度的結構是不均勻的。在中央部分的樣品經過路線I后觀察到等軸晶粒結構，晶粒在相鄰模具的側邊界伸長得很長（圖5B）。這種過度的變形是由于多余的依賴于量的減少的剪切變形，半模角以及輪廓模 18 。過度的剪切變形經過加工路線I比路線II在外部區(qū)域更明顯（圖5b和c）。路線II更均勻的結構可以歸結為相對于路

12、線擴展平面，在擠壓平面方向的變化（圖1）。結果，通過擠出的樣品的厚度方向將是原來膨脹是平面應變方向，因此，預期更均勻的結構在厚度方向。此外，取向的差異和長寬比的擴展元素的擠壓方向路線I和II(圖1)可能是微觀結構上的差異的另一個原因。雖然多余的應變會強化大塑性變形的程度，這將影響在試樣厚度方向上結構的均勻性并且由此產生的機械性能的均勻性。這一事實分析了顯微硬度值在EDND平面的變化這是示于圖6中相應的這兩種工藝路線的微觀結構。 可以看出，路徑II的結果有著更均勻的硬度分布和在EDND平面更均勻的沿厚度方向的晶粒結構。另一方面，在樣品便面附近路線I有更高的硬度值，并且向中心逐漸減小。這樣的硬度梯

13、度是歸因于試樣表面附近的微觀結構的不均勻性過厚造成的高剪應變的量。盡管在硬度均勻性的差異經過這些處理路線，平均硬度值經過這些工藝路線會很相近（分別為53 HV和53.7 HV路線I和路徑II，），并且明顯高于在退火條件下的平均值（29 HV）。顯微組織和顯微硬度的研究表明，經過路線II處理后有更均勻的結構。這一事實是通過在不同方向上進行壓縮試驗進一步證實的。經過加工路線II處理后壓縮試驗結果抗壓強度的均勻性在圖7中表示。 這可能是由于整個截面變形均勻性以及相似晶粒取向相對于不同的壓縮方向（ED和TD）（圖.4c、5c）引起的。然而，在經過加工路線I處理后，在正常的ED和TD平面的晶粒

14、結構是不相似的（圖.4b和5b）。盡管在樣品中央部分的等軸結構，大部分中央帶附近的晶粒在擠出方向被拉長，這些地帶是由于額外的剪切應變分量通過模具施加在這些幾何區(qū)域的。由圖7可以看出，在一次CEE處理后，屈服強度相比于退火狀態(tài)下有了明顯的提高。因此，在路線I處理后，在性質上是各向異性，即在抗壓強度以及硬度有著顯著的提高并且使晶粒細化，即使經過CEE一次處理后，CEE的過程可以作為一種有效的SPD技術來制備批量超細晶材料。由于一個更均勻的結構的觀察加工路線II后性能，更詳細的微觀結構調查是由這條路線進行處理的樣品（路線II）。作為一個例子，一個采樣后的微觀結構第一次用CEE通過路線是由偏振光的研究

15、以及電子背散射衍射（EBSD）并且如圖8所示。這些照片拍攝于通過路線II的第一步后ED-ND平面上的中心線附近。這個位置如圖8所示。在兩個圖像上一些可見的地帶沿晶粒亞微米尺寸是顯而易見的。這些條帶可以被視為非均質性變形區(qū)，這些地帶的位錯形成了一個包括幾何形狀的強制的位錯（GNDs）的準周期結構。這些GNDS可能落在側壁上并且形成這樣的新晶?！?9】在之后的加工過程中低角度晶界晶粒預計通過逐步增加他們的晶界取向差角，從而使晶粒轉為超細晶。事實上，人們可以從圖8c中看到，在路線II一個工序后有大比例高角邊界的新形成的顆粒之間比例達到約67%。應當指出，在這項工作中相鄰晶粒之間的取向差分布有所體現，

16、而不相鄰晶粒則沒有。這樣的取向差分析在Toth中介紹了?！?0】這里相較于普通像素之間取向差的分布有更多的物理意義。在該方法中，晶粒（晶粒邊界至少51的取向差）是確定的；然后晶粒之間的取向差像晶粒的平均取向差同樣是經過計算了的。圖9顯示了在帶對比中圖8b的形式。這兩組數據是通過細心的檢測揭示了剪切帶由于較大局部變形沿局部變形區(qū)可以大大增強連續(xù)動態(tài)再結晶（CDRX）。這些剪切帶在圖9b和b0中強調了。這其實是一個模型的協(xié)議UFGs【21】的應變誘導， 這個國家 在微剪切帶形成的新晶粒（MSB）還處在初始變形階段。需要注意的是，該機制不是晶粒形核和生長（不連續(xù)動態(tài)再結晶，DDR

17、X）但CDRX形成新的邊界。之后，高角度晶界的比例隨著MSBs的密度更高的應變值的提高而提高，如圖10所示。很明顯，第二次CEE工序后實際應變有所增加，導致MSBs的密度像一些交叉密度一樣高，如圖10所示。能夠產生更均勻的亞結構。最終，UFG結構遍布整個容器， 22 。在圖11中顯示了均勻分布的UFG晶粒EBSD圖像經過四次CEE通過路徑II。如圖11所示，在四次擠壓變形后，能夠獲得高角度境界的等軸晶粒和平均尺寸的晶粒。仔細觀察這個圖像，可以看出一些高密度UFGs上的交叉帶是可見的。連同以前的（圖。8 -10），這個結果證實模型應變誘導超細晶形成的基礎對MSBs的演變 21 以及在這

18、些地區(qū)CDRX的增強。在四個工序后，下一個相鄰樣品的取向差分布如圖（圖12）所示，該圖顯示了幾乎恒定頻率的取向差角變量。然而，這并不意味著晶粒取向分布是隨機的。類似的結果對于純鋁加工在中國高等職業(yè)技術 23 中也有報道，在這個研究中所積累的應變值是相同的應變。圖12可知，所得到的分布從Mackenzie分布差異對應于完全隨機取向相鄰的情況是非常重要的。第一和第四道工序之間有一個重大的改變，通過分布（見圖。8C12）；在第四道工序，有更多的大角度晶界：超過151的界限，現在占整體分布的84%左右。從圖12進一步的觀察是，在非常大的角度接近601，分布如下Mackenzie非常準確，在較低的角度，低于301，測量頻率高于Mackenzie。后者的范圍取向差屬于晶粒，在較大的晶粒（完全在，不在原來的晶界）的意義在這個階段還有一個晶粒破碎過程，穩(wěn)定的狀態(tài)沒有達到。它已被pougis等人證實。在穩(wěn)定狀態(tài)下的取向差分布是隨機和Mackenzie非常相似。5。總結和結論矩形截面試樣大塑性變形通過循環(huán)膨脹擠壓（CEE）作為一種新的加工路線（I和II）有了很好的發(fā)展。對樣品進行成功的加工并且進一步對機械微觀結構進行研究。由于觀察到晶粒結構和尺寸