3104铝合金的制耳取决于其材料内部的织构类型和强弱。本研究发现通过增加初次轧制过程中轧制道次可以有效的增强冷轧织构组分的强度。强的冷轧织构经过退火后形成强的再结晶织构,同时形成的强的再结晶织构在最终冷轧之后被保留下来,从而获得冷轧织构和再结晶织构的良好匹配,有效的降低铝合金的各向异性水平并最终减小制耳。 The earing of the deep drawing 3104 aluminum alloy depends on the texture of the sheet. This re-search found that increasing the number of rolling passes in the first cold rolling can enhance the intensity of the cold rolling texture components. After annealing, the strong cold rolling texture form the strong recrystal-lization texture. This strong recrystallization texture is largely retained after the finishing cold rolling, which effectively lowers the anisotropy of the alloy and finally reduces the earing tendency.
3104铝合金是一种应用广泛的深冲材料[1,2],其深冲性能优劣主要体现在一定的冲压深度后在杯顶部是否光滑,是否出现制耳。因此为了改善其深冲能力,制耳控制变成了一个关键点。制耳与材料的各向异性(织构)有着直接的联系[2-5],而织构的形成和演变主要取决于材料的加工过程(包括轧制和退火),因此通过改变工艺路线来控制织构,从而减小制耳是一条十分有效的方法。
因此,本工作研究了不同冷轧工艺对织构演变的影响。并且提出了一种利用增加一次冷轧的轧制道次来减小最终制耳的新方法。
本实验利用西南铝业公司提供的2.3 mm的热轧3104铝合金板。该板材的化学成分如下(wt%):1.0Mn,1.28Mg,0.36Fe,0.19Si,和0.22Cu分别利用5,7和9轧制道次将2.3 mm的热轧板轧至0.58 mm的相同厚度,并确保每一道次的轧制速度一致。表1给出每条工艺路线一次冷轧中每一道次后的厚度。三条轧制工艺路线获得的样品分别被命名为样品1(5道次),2(7道次)和3(9道次)。在一次冷轧之后,对三个样品在
表1 冷轧压下量的过程参数(单位:mm)
350℃下进行2.5 h的退火。然后利用相同的轧制速度、轧制道次和轧制压下率(60%)将这三个样品都轧至0.25 mm成品厚度。然后在相同模具和冲压速度下对三个样品进行冲压成型。简要的工艺路线如图1所示。
织构测定在东北大学测试中心D/max-IIIA型X射线衍射仪上完成。利用B-7半自动织构测角台并按Schulz背反射法进行。测量{111},{200}和{220}三张不完整极图,并采用二步法计算ODF[
3104铝合金热轧板的织构组分和它的取向密度(w(g))如图2所示。由图2(a)可见热轧板织构只要包括:Goss织构组分{110}<001>,Brass织构组分{110} <112>,Copper织构组分{112}<111>,S织构组分
图1. 不同工艺路线的流程图
{123}<634>和Cube织构组分{100}<001>。由图2(b)取向密度图可以看出R/S{124}<211>强度最高,而Cube{001}<100>强度最低。
图2. 热轧板材的恒ψ截面图(a)及各主要取向密度值w(g) (b)
图3给出了样品1经过五个道次压下后的恒y ODF截面图组。每一个道次之后各主要织构组分的取向密度如图4所示。由这两幅图可以看出,随着轧制道次数的增加,样品的主要织构组分类型保持不变,而它们的取向密度发生改变。Copper,Brass,S和R/S织构组分强度增加,而Goss和Cube织构组分强度略微降低(图4)。样品2(7道次)和样品3(9道次)显示出了相同的织构演变趋势,本文就不一一列出。
三个样品最终冷轧道次之后的主要织构组分的取向密度(w(g))见图5所示。可见,当总的冷轧道次由5个增加到7个时,在所有的冷轧织构组分中,Copper和Brass织构组分强度显著增加,而其他组分变化不大。当总的冷轧道次由7个增加到9个时,各织构组分强度变化不明显,表明此时轧制道次对织构演变的影响趋于稳定。
图6给出了样品1,样品2和样品3经过中间退火之后的主要织构组分的取向密度。由图可见,中间退火后各样品的再结晶组分(Cube组分)显著增强,而冷轧组分(Brass组分)显著降低。而三个样品之间的主要差别在于随着初次冷轧道次的增加,中间退火后样品的Cube织构组分增强而Brass织构组分强度减弱的这种趋势逐渐明显。
图7给出了样品1,样品2和样品3经过最终冷轧之后的主要织构组分的取向密度。比较图6和图7可以发现,最终冷轧之后,再结晶组分(Cube组分)强度降低,而冷轧组分(S,S/R和Brass组分)强度增加。
比较不同工艺曲线下的相同织构组分,可以发现随着初次冷轧道次的增加,最终冷轧之后样品中的Cube强度增加,其他织构组分强度变化不大。所以在初次冷轧过程中增加轧制道次有利于减少最终冷轧后样品中各织构组分强度的差异,从而减小材料的各向异性。故初轧“9道次”这条工艺路线将有利于减少织构强度的差异,并减小制耳。
测量在三条不同工艺路线下最终样品的制耳率M,如表2所示。可见,随着初次轧制道次的逐渐增加,最终样品的制耳率逐渐降低。“9道次”初轧的这条工艺路线可对制耳进行有效的控制。
通常面心立方金属的取向空间通常被分为“不稳定区”、“转变区”和“稳定区”[7,8]。在形变过程中,取向由不稳定区通过转变区向稳定区移动。在Euler空间中,取向的演变路线如图8所示。初始织构组分的取向沿着β-取向线移动,S或Goss取向经过转变,向稳定的Copper或Brass取向转变。在形变过程中,不稳定的取向向转变区和稳定区演变,导致转变区和稳定区的取向增强。目前研究工作发现,初次冷轧之后,Copper、Brass、S和R/S织构组分显著增强,而Cube织构组分强度减弱(图5)。这表明织构按照上述规律发生演变。Cube取向向Copper取向转变,因此强度减小。除次之外,β-取向线附近的随机取向也都沿着这条线发生转变。因此这条线上的Brass,S和Copper织构组分以及这条线附近的R/S织构组分都受到Cube取向和其他随机取向转变的影响,导致强度增加。
由于每一个组分的最终强度取决于初次冷轧的道次数。显而易见,随着初次冷轧过程中轧制道次数的增加,Brass,S,R/S和Copper织构组分强度增加。由于在轧制的过程中,变形机制决定了晶体取向的改变[
当初次冷轧后的样品经过退火后,取向的演变按
图3. 样品1(5道次轧制)每个道次轧制后的恒y ODF截面图组
照相反的方向进行,Cube取向为稳定的取向[
通过增加初次轧制过程中轧制道次可以有效的增强冷轧织构组分的强度。这主要是由于每一道次变形
图4. 随着轧制道次的增加(样品1)各主要织构组分取向密度 的变化
图5. 不同道次轧制后各样品的主要织构组分的取向密度 (样品1:5道次;样品2:7道次;样品3:9道次)
图6. 中间退火之后三个样品主要织构组分的取向密度(w(g))
图7. 最终冷轧之后三个样品主要织构组分的取向密度(w(g))
表2. 不同轧制路线下获得样品的制耳率M
图8. ODF示意图中典型的织构组分
图9. 在冷轧和再结晶过程中晶体取向的转变
速率和变形量得较少可以降低材料的加工硬化程度,有利于位错滑移从而诱发晶体的转动。而强的冷轧织构经过退火后导致形成强的再结晶织构,主要在于其能够为晶体转动提供较高的驱动力。在最终冷轧之后,之前形成的强的再结晶织构被保留下来,从而获得冷轧织构和再结晶织构的良好匹配,有效的降低铝合金的各向异性水平并最终减小制耳。
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