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1、铝合金生产中的冷热变形微观组织绪论：铝及铝合金在实际生产中，主要以挤压形式进行生产，随着加工工艺和生产技术得到飞速发展，人们对铝及铝合金轧板的要求口益增多。对于变形铝合金来说，由于所含的合金元素不同，须要不同的变形方式：冷变形和热变形。这里简洁介绍在这两种变形的微观组织。关键词：铝及铝合金，变形铝合金，冷变形和热变性。书目铝合金生产中的冷热变形微观组织植误!未定义书签.绪论1一、冷变形中铝合金微观组织21.1.亚结构21 .2变形织构3二、热变形中的纤维组织42 .1铝合金热变形中的动态回复42.2铝合金热变形中的再结晶5三、铝合金变形微结构的分类6参考文献7一、冷变形中铝合金微观组织铝材冷加
2、工后，随着外形的变更.晶粒皆沿最大主变形发展方向被拉长、拉细或压扁。冷变形程度越大，品粒形态变更也越大。在晶粒被拉长的同时，晶间的夹杂物也跟着拉长，使冷变形后的金属出现纤维组织。1.1亚结构亚结构包括两种类型：较低温度下产生的胞状结构以及变形后因回复形成的亚晶1。金属晶体经过较大的冷塑性变形后，由于位错密度增大和发生交互作用，大量的位错枳累在局部区域，井相互缠结形成不匀称的分布，在晶粒内部出现了很多取向不同、大小约为10310%m的小晶块，这些小晶块（或小晶粒间）的取向差不大（小于I0）,所以它们仍旧维持在同一个大晶粒范围内，这些小晶块称为亚晶2,这种组织称为亚结构。在冷轧变形中，随着应变量的
3、增加，晶粒发生分裂，内部就生成亚结构3。亚晶的大小、完整程度、取向差及材料的纯度及形量和变形温度有关。当材料中含有杂版和其次相时，在变形量大和变形温度低的状况下，所形成的亚晶小，亚晶间的取向差大，亚晶的完整性差（即亚晶内晶格的畸变大）冷变形过程中，亚晶结构对金属的加工硬化起重要作用，由于各晶块的方位个同，其边界又为大量位错缠结，对晶内的进一步滑移起阻用作用。因此,亚结构可提高铝及铝合金材料的强度。1 .2变形织构铝及铝合金在冷变形过程中，内部各晶粒间的相互作用及变形发展方向因受外力作用的影响，晶粒要相对于外力轴产生转动，而使其动作的滑移系有朝着作用力轴的方向(或最大主变形方向作定向旋转的趋势。
4、在较大冷变形程度下，晶粒位向由无序状态变成有序状态的状况，称为择优取向。由此所形成的纤维状组织，因其具有严格的位向关系，所以被称为变形织构。变形织构一般分为两种2：一是拉拔时形成的织构，称为丝织构，其主要特征是各个晶粒的某一品向大致及拉拔方向平行，如图1（八）所示：二是轧制时形成的织构，称为板织构，其主要特征是各个晶粒的某一晶面及轧制方向平行，而某一品向及轧制时的主变形方向平行，如图1(b)所示。胡卓超和左良等4人探讨了横轧铝合金变形织构，在及常规相同压下量的横向轧制时.，铝合金的丝织构体积百分数均低于常规轧制时各组分的体积白分数，而横向轧制使得板材的丝织构增加较多。另外，具有冷变形织构的材料
5、进行退火时，由于晶粒位向趋于一样，总有某些位向的晶块易于形核长大，往往形成具有织构的退火组织，这种组织称为再结晶织构。图1变形织构示意图（八）丝织构(b)板织构冷变形材料中形成变形织构的特性，取决于变形程度和合金的成分及组织。变形程度越大，变形态态越匀称，则织构越明显。图2给出了面心立方多晶体冷轧变形时的织构组分汇合的目标线5o图2取向空间中的取向线和取向线由于铝合金热轧板材的终轧温度不同导致其形成的初始织构不同，终轧温度较高时.，板材内部会形成再结晶织构，而当终轧温度较低时，板材内部则会形成冷变形织构，这些取向在随后的冷轧变形过程中是不稔定的。它们渐渐向欧拉空间中最终稳定的纤维取向位置（如图
6、1-8所示）移动，并最终停留在B纤维取向处，致使B纤维取向的强度随轧制变形量的增加而增加。很多探讨已经表明5,6：冷轧过程中，铝合金板材形成典型的B纤维织构，随着变形量的增加B纤维取向的强度也渐渐增加。二、热变形中的纤维组织在热变形过程中，金属内部的晶粒、杂质和其次相及各种缺陷将沿最大延长主变形方向被拉长、拉细，而形成纤维方向的强度高于材料其他方向的强度（如有挤压效应时更为明显），材料表现出不同程度的各向异性。此外，热变形时也可能同时产生变形结构及再结晶结构,它们也会使材料出现方向性及不匀称性。张镌芬等7探讨热轧铝合金的显微组织时发觉样品在热轧后发生了动态回复及再结晶。1.1 铝合金热变形中的
7、动态回复铝及铝合金在热变形过程中的堆垛层错能较大，F1.扩散能较小。在高温下位错的滑移和攀移比较简洁进行。因此，动态回复是它们在热变形过程种的唯一软化机制8。铝在热轧变形过程中极易形成多边化的亚晶结构，发生动态回豆。这种多边化亚组织的形成及位错攀移和空位迁移有关，在应变硬化的初始阶段位借以规则的缠结及亚晶界的形式聚集，且及冷加工或温加工不同，在热加工中形成稳定的等轴亚晶粒，并且通过稳态形变（温度，应变速度，应力均不变）保持下来，亚晶粒尺寸及位错密度不发生变更。结构的尺寸受到变形温度和应变速率的影响。随变形温度或应变速率的降低，稳态亚晶粒变的更大更完善，这是因为在高温柔低应变速率时.，位错易于发
8、生交滑移及攀移，致使位错增值速度降低，亚结构增大，亚结构内部和边界的位错密度相应的很低，且排列整齐9。亚结构是铝合金热轧过程中发生回复的主要形态。且随着形变程度的增加，晶粒沿轧制方向拉长，具有低位相差的等轴亚晶粒在拉长晶粒内生成，并保持一种稳定的亚结构。2 .2铝合金热变形中的再结晶热变形进入稳态后，铝材内部发生全面的动态再结晶，随着变形的接着，回复及再结晶又反复进行，其组织状态已不随变形量的增加而变更8。动态再结晶是一种快速形核和有限长大的过程，一旦再结晶晶核形成，晶核长大随着进行，因此，再结晶过程主要受形核限制。动态再结晶的主要组织特征是形成了较稳定的大角度三角晶界,晶粒内仍存在着很多位错
9、亚结构，在肯定的应变速率下，随着变形温度上升，再结晶晶粒尺寸增大，晶内的位错亚结构也随之增大，形成更等轴的再结晶晶粒。针对铝合金动态再结晶的微观组织变更提出了三种机制：(1)不连续动态再结晶；连续动态再结晶：(3)儿何动态再结晶。三、铝合金变形微结构的分类晶粒和晶粒之间的微结构有很大的不同，在高纯铝试样的拉伸试验中，由电镜视察的晶体的微结构通常可以分为三类10：第一类：微结构被分为含有一般位借胞的胞块结构。胞块的界而是由高密度位错墙(DDWs)和微带(MBs)组成的，它们通常被称为DDWMBso这些界面很宜，和活跃的滑移面相距5以内。这种类型的界面称为晶体学界面。其次类：像第一类微结构一样被分
10、为胞块和胞。DDW/MBs没有那么直，偏离滑移面超过5oO因此这类界面被称为II：.晶体学界面。第三类：及第一类和其次类不同，微结构被分为一般的胞界，没有晶体学和宏观的取向。这种胞界结构是较短且弯曲的DDW/MBs,它们是随机出现的，并不作为晶粒中微结构整体的特征。在纯铝多晶体的冷轧变形中，通过对大量晶粒的微结构的演化的探讨，依据微结构的特征，把微结构分为以下两类11：(1)A类微结构：形成的DDW/MBs在111滑移面上;(2)B类微结构:形成的DDW/MBs在”1滑移面上。其中A类微结构乂可以分为A1.类微结构和AI1.类微结构。AI类微结构非常的平直,几乎全部的DDW/MBs都在111滑
11、移面上;Ai1.类微结构不像AI类微结构那样的平直，及111滑移面偏离肯定角度，但近似平行于111滑移面。在对3104铝合金热变形的探讨中，依据晶粒的划分（如图3）和位错界的特征，1.iu等12人把微结构划分为以下几类：图3晶粒划分的示意图（八）A1.类微结构（b）AI1.类微结构（C）B类微结构（d）C类微结构A类：晶粒被一套距离为几微米的位错界（界面II）分开，然后界面I1.间的区域被位错界（界面In）分成胞状结构。依据界面H的晶体学特征，类微结构又可以分为两类：一类（A1.类）位错界而在111滑移面上，另一类（AI1.类）位错界面不在111滑移面上B类：晶粒干脆被两类位错界分成小胞，界面
12、和最近的111面之间的角度很大。C类：微结构由大胞和具有很多小胞的胞块组成，胞块和大胞之间的界面取向差比胞块内部的大。及A类相比，胞块界面之间具有较高的取向差。参考文献1石德珂位错及材料强度.西安：西安交通高校出版社，1988,137-1402王堂忠，乔斌.机械工程材料.北京：机械工程出版社，2019,64-653张永睇，姚宗勇，黄光杰等.轧制变形铝合金微观组织及织构的EBSD探讨.电子显微学报,2009,28(1):43-454胡卓超，左良，王福.横轧3104铝合金变形织构的探讨.轻合金加工技术,2019,30(31):23-255J.Hirsch,K.1.Uke.MechanismofDe
13、formationandDeve1.opmentofRo1.1ingTexturesinPo1.ycrysta1.1i11eF.C.C.Meta1.s6Q.C.Ma,W.M.Mao,H.P.Feng,eta1.RapidTextureMeasurementofCo1.d-ro1.1.edA1.uminumSheetbyX-rayDiffraction.ScriptaMateria1.ia,2019,54(11):1901-19057姚宗勇，刘庆，A.G.等.大应变量冷轧AA1.o50铝合金微观组织及织构的演化.金属学报，2009,45(6):647-6518张德芬，陈孝文，胡卓超等.热轧310
14、4铝合金的显微组织.有色金属,2019,56(4):14-179刘静安，谢水生.铝合金材料的应用及技术开发.北京：冶金工程出版社，2019:4010胡建强，7075铝合金限制轧制过程的试验模拟.中南高校硕士学位论文,2019:211 N.Hansen,X.Huang.Dis1.ocationStructuresandF1.owStress.Materia1.sScienceandEngineeringA,2019,234-236:602-60512 Q.1.iu,D.Juu1.Jensen,N.Hansen.EffectofGrainOrientationonDeformationStructureinCo1.d-ro1.1.edPo1.ycrysta1.1ineA1.uminium.ActaMateria1.ia,2019,46(16):5819-5838
