轧制性能（通用8篇）
轧制性能 篇1
摘要：在相同条件下轧制了不同初始宽度的AZ31板坯,通过对轧后板材的组织观察、硬度测试、XRD和SEM实验,研究了初始宽度对AZ31板材轧制组织和性能的影响。结果表明:初始宽度对AZ31镁合金轧制板材有一定影响;随着板坯宽度增加,轧后板材边部的硬度有所增加,再结晶晶粒比例增大,(0002)基面取向有所增加;板材中间部分的动态再结晶进行得更加完全,硬度比边部低,(0002)基面取向显著增加。
关键词：轧制,AZ31板,初始宽度,显微组织
镁合金具有低密度,高比强度,优良的抗震性能和阻尼性能,且镁的储量丰富,绿色环保,是一种非常有前景的结构合金。在镁合金的众多加工工艺中,轧制以能够连续大规模生产尺寸较大用途多的中间产品而备受关注。国内外的许多专家学者对镁合金的板材轧制进行了深入广泛的研究[1,2,3,4]。ZHANG Bo-ping 等[5]轧制得到了0.6mm的AZ31镁合金板,并就其显微组织和硬度进行了研究。研究表明随着轧制压下量的增加,板的硬度增加,当压下量达到97%时,硬度达到90HV。VESPA等[6]研究了微观组织对AZ31轧制板材的高温力学性能的影响。Styczynski 等[7]和HYO TAE JEONG等[8]分别研究了AZ31镁合金冷变形和温轧过程中的织构转变。陈彬等[9,10,11]研究了压下量对镁合金轧制变形的影响。张文玉等[12,13,14]研究了轧制路径对AZ31板材组织和性能的影响。但是,关于初始宽度对镁合金甚至是其他合金轧制板材组织性能影响的报道还较少。然而,镁合金的体积比热容较小(1781J·dm-3·K-1),导热系数较高(155W·m-1·K-1)约为铁的2倍,轧制过程中热量变化很大以及镁合金的密排六方结构对塑性成型的影响等,因此不能再忽略初始形状对镁合金轧制的影响。研究初始宽度对镁合金轧制板材组织和性能的影响,对板材的轧制成型和二次加工具有重大意义。
本工作将系统地研究不同初始宽度的AZ31镁合金板轧制变形后的组织与性能,以期得到初始宽度对镁合金轧制板材的影响规律。
1 材料准备和实验方法
实验所用AZ31镁合金(Mg-3%Al-1%Zn,质量分数)及主要仪器设备由国家镁合金材料工程技术研究中心提供。试样分别被加工成15,30,45mm宽,10mm厚,30mm长。
试样在320℃加热30min,然后轧制。轧机辊径170mm,辊速21r/min,轧辊不加热。试样轧后厚度6mm。对铸态板坯和轧制后的样品进行了硬度测试和金相分析,所用仪器为HXS-1000AY数显硬度计,加载力0.49N,加载时间20s。金相腐蚀剂配方为苦味酸4.5g,乙醇75mL,乙酸5mL,蒸馏水10mL,腐蚀2~3s。然后用MDS金相显微镜观察。分别用Rigaku D/MAX 2500和TESCAN钨灯丝扫描电镜进行了晶体衍射分析和边部裂纹观察。
2 实验结果和分析
对三块轧制后的板坯进行了力学性能的相关测试和组织分析,获得了宽度对镁合金轧制板材组织和性能的影响规律,并且对轧制产生的宏观裂纹进行了分析。
2.1 硬度分析
在每块试样上测20个点的硬度,然后取平均值,如图1所示。
测定的铸态AZ31的硬度为45HV,轧制后板材的硬度都在54HV以上,比铸态合金高11HV以上。这是轧制使合金加工硬化的结果。同时,轧制使得疏松缩孔减少,组织更加均匀,也有利于硬度的提高。
硬度分布结果显示,随着板坯宽度的增加,轧后板材边缘部位的硬度增加。这表明,随板坯宽度的增加,塑性变形越严重,合金的加工硬化越显著。45mm板中间的硬度比边缘的硬度小,这和板坯在轧制过程中的塑性变形以及温度不均匀有关。本次实验采用的是开放式轧机,且轧辊不加热。同时镁合金的体比热容较小,导热系数较高,所以在轧制过程中试样的热量很容易被传导到轧辊和周围环境中,温度骤降。实验测定结果表明,经轧制后板材温度要降低近100℃,试样边缘尤为剧烈。由于塑性变形产生的热量,板的中间部分发生了动态再结晶,合金的组织被软化;而边缘部分由于温度下降剧烈,加工硬化现象严重,再结晶软化不及加工硬化的作用大,所以板的中间部分的硬度没有边缘部分或者是距板的边缘近的部分硬度高。
2.2 显微组织分析
金相分析的结果如图2所示,实验所用的铸态板坯的晶粒粗大,约300μm,且有较多的疏松缩孔。铸态板坯经压下量40%的轧制,发生了动态再结晶。但是从图2除了可以看到等轴状的细小的再结晶晶粒,还有细长的孪晶。这些孪晶相互交割,这是镁合金在较低温度塑性变形的典型特征。图2(b),(c),(d)都是孪晶和再结晶晶粒共存的组织,差别不大。但是,图2(b)为再结晶和孪晶共存组织,且其中的孪晶细长,分布较多。图2(c)中的孪晶很多已经发生了再结晶,许多等轴的再结晶晶粒串联在一起。图2(d)中的孪晶较少,多是大片等轴的再结晶区域或者在原来孪晶处再结晶的细长的再结晶区域。随着板坯初始宽度的增加,孪晶略有减少,而再结晶也进行得更充分。由于较宽的板边部的流变更剧烈,所以图2(b),(c),(d)对应的硬度值也相差不大。图2(e)中的组织以再结晶晶粒为主,由于再结晶软化,所以其硬度较低。上述现象是由在轧制过程中,板坯的热量被传递给轧机和周围环境引起的。板坯中间的温度要比边缘的温度高,所以再结晶进行得比边缘充分。而板坯越宽,热量越多,热传导引起的温度下降要比窄的板坯小。由于镁合金低的体积比热容和较高的导热系数,使得这种现象在镁合金中尤为显著。
2.3 XRD分析
为了分析不同宽度板坯轧制对其晶体学取向的影响,进行了XRD分析,结果见图3。不同初始宽度AZ31板坯轧制后并没有物相的变化。合金的晶体取向以(0002)和undefined为主。初始宽度对合金的晶体学取向有一定影响。在板的边部,(0002)基面取向变化不是很显著,略有增加。但是,在初始宽度为45mm的AZ31镁合金板坯轧制后的中间部分,(0002)方向取向比15mm宽的板增加了近30%。这是在较宽的板的中间发生了动态再结晶,轧制过程中再结晶晶粒按照一定的取向生长和排列的结果。上述结果表明,越宽的板坯轧制后,基面织构越多,尤其是在板的中间部分。这种晶体取向分布对合金后续的二次加工有重要影响。
2.4 裂纹分析
图4为板坯轧制后局部边裂处的扫描电镜照片。AZ31镁合金在此实验条件下,40%压下量轧制后的裂纹以层状撕裂为主。这也是合金热轧中常见的一种缺陷形式。这种延性损伤符合现代损伤力学的微空洞形核理论[15]。A处可见明显的空洞,当空洞扩大连接到一起就形成了类似B处的长条状的空隙。这些材料的内部空隙不断连接扩大(M线),当它们和合金表面的裂纹(N线)连接到一起时,材料就发生了宏观的断裂,板坯的边裂也就产生了。
3 结论
(1)随着板坯宽度增加,轧后板材的边部硬度有所增加,再结晶晶粒比例也有所增加,(0002)基面取向更明显。
(2)板材中间和边部的组织和性能有较大差异,中间部分的动态再结晶进行得更加完全,所以硬度比边部低,基面取向也更显著。
型材生产及轧制工艺研究 篇2
关键词：中型型钢；H型钢；钢轨；新技术
中图分类号：TE626.39 文献标识码：A 文章编号：1006-8937（2016）02-0105-02
型材的生产在我国的钢铁产量生产中占有较大的比例，可以达到50%～60%，随着建筑行业的不断发展，型材的应用更是得到了广大的应用空间，面对这样的市场要求，很多钢铁企业都调整了产业结构。在型材的生产中品种多样，规格种类繁多，在很多领域的应用上存在不可替代性，并且也是最为经济的生产方式。就目前市场状态表现来看，市场的要求是最突出的，不过对型材本身的质量生产保证也存在较多问题，断面经济性钢材的产品技术开发缓慢，不能满足市场的更高要求。第二，我国的型材生产技术远远落后于发达国家，第三，我国的钢铁企业总体水平也并不高，还有很大的发展空间。
1 中型型材及复杂断面钢材型材的制作
1.1 型材类型以及其产品生产特点
①我国型材市场产品多种多样，按照规格划分可以达到上万种，只有极少数使用轧机进行专业性的制作，一般通常采用型材制作生产线进行规模且规范化生产。②在断面尺寸上也有很大的差异，在孔型设计和生产中要根据生产的特殊性不断调整轧制的工艺参数。③型材在轧制的过程中，由型材断面因温度不均，所以轧辊必须计算精确的尺寸和摩擦程度，最终要调整到合乎要求的轧辊和导卫。④型材的轧机结构布置上也各有不同，二辊，三辊，四辊以及万能轧机都有，在布置形式上也有横式和顺序式集中方式。
1.2 型材生产的种类及用途
型材的断面形状、尺寸范围及用途，见表1。
随着现代市场要求标准越来越高，在型材应用上也得以体现，在建筑用材上，要求型材的强度必须达到一定得标准，一般为400～500 MPa，更高的要求可以到600～1 000 MPa。同时要求型材的产品具有很好的耐腐蚀性。对于造船和铁路行业上，型材的耐腐蚀性要求更高。同时，每一个使用部分都要求型材具有最好的经济断面尺寸。
2 典型性的型材产品
2.1 H型钢
H型钢又名工字钢，其产品由于其稳固的形状，横断面为H，横竖成为直角支撑，这样的产品强度高，常应用于承载里较大的施工现场，而且断面的稳定性好，在高层建筑和高速公路上普遍使用。
H型钢常常是用万能的轧辊机器生产制造的，通过水平辊进行转动来轧制型材，利用两个立辊在左右进行支撑，同时保证了轧辊的速度，在水平辊与立辊之间使边部保持共同成形。轧制中，为了使上下辊和的侧面和相应的立辊成一定的比例角度，配置万能轧机使用，H型钢早在1902年德国就开始进行生产，采用一台带旋转立辊和单独设置轧边端机的H型钢轧机，到目前为止已经沿用了100年的历史。随着生产技术的不断发展，目前大多数冶金企业都使用的是连续性万能轧机，生产效率是原来的生产工艺几十倍。在2000年就有很多冶金企业应用上百套万能型钢轧机，可以生产各种规格的型材产品。我国的包钢轧梁厂就是采用了二辊轧机与立辊来进行制造一定量的H型钢，来解决国内对型材的急需，以至于以后，武钢、宝钢也开始陆续生产使用。
2.2 钢 轨
钢轨轧制后横截面一般都为轨头，轨腰和轨底三个部分。大多数都应用与矿山生产、森林作业和铁路运输中。在钢轨的生产中，要增强钢轨的底部宽度，不断增强钢轨的截断面。一般的轧制产品重量都在70 kg/m以上。随着冶金技术的不断发展大多数企业都在不断的开发和研制新型的合金材料，将产品的耐磨性和韧性提升到一定高度，使用寿命才能延长。
轧钢一般是两辊孔型法和万能棍轧进行制做。两辊孔型法依靠水平轧机下压，压制头部与底部，这样才能保证其不变形，孔型也比较容易受到外界的磨损。万能棍的产品质量精度一般都较高，表面光滑，質量可以提高几倍。
钢轨的轧制后处理一般分为冷却，矫直和淬火。冷却过程中主要依靠自然冷却和缓冷。自然冷却将产品放在冷床上冷却。通过加入氢来进行缓慢冷却，当把产品冷却到500～600 ℃。产品的矫直温度<100 ℃。钢轨的淬火中主要是针对使用过程中容易承受到较大的冲击和震动，所以要求产品必须具有足够的刚度和强度。为了适应现代生产生活中的要求，钢轨淬火后的索氏体组织，有一定的淬透深度。
3 现代型材轧制的集中工艺要求
目前的所有现代型材生产从粗加工轧钢到中间坯的多种规格尺寸。都是市场急需要求的，我们要满足不同需求的市场，满足不同的用途。断面较为复杂的型材就应该在轧制过程中使用多辊轧制孔型和万能轧制孔型，不断调整轧制面的尺寸，减少产品在使用过程中的磨损，提高产品的精度和轧制率。型材的产品一般都要求在低温状态下，这样的韧性不但得到了很大的提升，而且还具有良好的焊接性。材质比例上要求碳含量尽可能第，这样可以做到更好的化学控轧控冷，不断提升产品的机械性能。在轧机的布置形式，如图1所示。
这样的布置模式可以具备灵活的厂房空间，合理的产品存放，简单的设施设备，并且在经济效益上造价低廉，便于生产，从操作上更为便捷，断面型材由于产品制作复杂，适用于小批量而不适合大批量生产，当多种产品生产时，如若进行多列横列来进行轧机布局增添两架万能轧机将会具备更强的竞争力。
参考文献：
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[3] 胥爱国，王希涛，任勋益，等.莱钢中型型钢锯切自动控制系统[J].冶金自 动化，2001，（6）.
轧制性能 篇3
江阴兴澄特种钢铁有限公司热轧圆钢的生产采用铁水预处理、全程夹杂物控制、大截面连铸坯轧制、中包感应加热、电磁搅拌、轻压下等先进技术, 成品轧材具有纯净度高、内部致密等特点, 结合中国最先进的辊底式连续调质炉, 生产的调质棒材组织、性能稳定, 产品广泛应用于国内外油田、风电、汽车等行业。但在开发高强韧调质钢时, 发现在同一段棒材二分之一半径深度的不同位置取样检验, 硬度及抗拉强度数据波动较大, 从而对热处理工艺的摸索及固化造成不便。因为棒材生产时的奥氏体化及回火过程均采用管道式炉膛, 斜辊传动, 棒料在炉膛中逐支前进, 并采用高压水在线喷淋淬火, 基本可以排除加热或冷却不均的情况, 因此, 其机械性能及硬度的波动是由于钢材的成分偏析造成的可能性最大。
1试验原料、设备及工艺
试验原料采用直径220mm的4140M圆钢, 化学成分为:w (C) =0.40%, w (Si) =0.25%, w (Mn) =0.95%, w (Cr) =1.05%, w (Mo) =0.32%。圆钢具体生产工艺路线为:KR→BOF→LF→RH→ 390mm×510mm方坯连铸 → 连轧 → 连续炉调质处理。
在调质后的棒材上取低倍试片, 分别采用LE- CO CS400型红外碳硫分析仪及OPA-100金属原位分析仪, 检测了棒材锭型偏析附近的成分偏析情况, 并在对应位置检验硬度分布与抗拉强度。
2试验结果
如图1所示为4140M调质圆钢的低倍试片, 图中用虚线标明了锭型偏析的轮廓, 该位置是连铸坯凝固时外侧柱状晶与中间等轴晶交界处。因圆钢是采用390mm×510mm长方形截面连铸坯轧制的, 锭型偏析呈圆角长方形, 具有一定的长宽比。在低倍试片二分之一半径处每隔45°取一点测量布氏硬度, 随后钻铁屑检验w (C) , 并在棒料的对应位置各取一支拉伸试样, 检验抗拉及屈服强度, 检验结果如表1所示。可以看出, w (C) 、布氏硬度及强度数据均有一定的波动。
将各组数据做成雷达图, 如图2所示, 可以看出棒材强度、硬度与w (C) 的波动趋势具有一一对应关系。结合图1可知, 这些数据波动与框型偏析也存在相似的位相关系。w (C) 、硬度及强度最高值均在框型偏析宽边一侧, 取样位置落在框型之外;而各组数据最小值均在框型偏析窄边一侧, 取样位置落在框型以内。
取低倍试片锭型偏析处的一角, 采用原位分析仪进行了成分面扫描, 扫描面积约70mm×80mm, 结果如图3所示。在锭型偏析角部位置, 主要合金元素C, Mn, Cr, Mo均呈正偏析, 尤其以C元素偏析最为严重, 可见, 锭型偏析角部外侧w (C) 最高, 锭型偏析以内w (C) 迅速变低。在相同的热在图1低倍试片宽边侧A轴及窄边侧B轴处, 从距表面下10mm深度开始, 每隔15mm钻屑取样, 检验表面至心部的C含量分布。数据显示 (如图4所示) A轴w (C) 极差0.048%, B轴极差0.049%, A, B轴极差0.052%, 达到了连铸坯较好水平。两条轴均是二分之一半径略靠外的位置及中心处w (C) 最高, 表面及二分之一半径与中心之间的区域w (C) 较低。B轴与A轴相比, 二分之一半径附近w (C) 较低。处理条件下, w (C) 及合金元素含量越低, 强度、硬度越低, 反之则强度、硬度越高。
3分析
由于铸坯结晶过程为选分结晶, 表面先结晶部分w (C) 较低, 多余的C被排入距表面较远的未溶钢液, 形成了从表面至中间逐渐升高的C浓度梯度, 直至在柱状晶前沿形核的等轴晶阻止柱状晶的进一步生长。在大方坯浇铸时, 为了改善中心碳偏析及疏松、缩孔等冶金缺陷, 采用了轻压下工艺, 在补偿铸坯末端凝固收缩的同时, 使铸坯心部的富集溶质元素的钢液流向中间, 这样形成了w (C) 二分之一半径处偏高而两边较低的格局。w (C) 及合金元素的含量不同, 钢的耐腐蚀性能也有差异, 因此在低倍试片上呈现出锭型偏析。由于这种宏观偏析 “遗传”了连铸坯长方形的锭型特征, 因此横截面二分之一半径处的成分也是不尽相同的:在锭型偏析处或靠近外侧位置, w (C) 及合金含量较高, 相应的强度、硬度也较高, 反之则强度、硬度较低。
4结论
轧制性能 篇4
Ti55钛合金是宝钛集团和中国科学院金属研究所联合开发的一种在550℃长时使用的近α型高温钛合金。随着高温钛合金在航天领域的逐步应用, 根据该合金的力学性能特点, Ti55钛合金板材的短时使用温度可达600℃。Ti55钛合金板材规格为1.2×800×2400mm。由于该合金冷加工塑性差, 冷轧轧制困难, 因此板材采用包覆叠轧的方式轧制成品。轧制工艺是决定合金显微组织和力学性能的关键因素[1]。通过研究轧制工艺与Ti55钛合金板材显微组织和力学性能之间的联系, 可为该合金板材的热加工工艺提供依据, 文章采用两种工艺轧制Ti55钛合金板材, 研究轧制工艺对板材的显微组织、力学性能及其超塑性性能的影响。
1 材料及试验方法
1.1 实验材料
本实验用的Ti55钛合金的名义成分为Ti- (5.0-5.4) Al-3.5Sn-3.0Zr- (1.0-1.5) Mo-0.4Ta-0.4Nb- (0.25-0.30) Si。铸锭采用2次真空自耗炉熔炼后, 经水压机锻造成150mm厚度的板坯, 再经不同轧制工艺轧制成1.2×800×2400mm的成品板材。
1.2 轧制工艺
采用了两种工艺进行轧制, 轧制工艺均为包覆叠轧, 开坯、二火及成品轧制时的加热温度不同, 最终热处理温度相同, 以下分别称为工艺A、B, 两种工艺对比如表1所示。
2 实验结果及分析
2.1 板材的显微组织
不同轧制工艺条件下, 板材的显微组织见图1所示。可以看出, 由于板材轧制时在两相区成品变形量均达到65%以上, 有效地改善了变形的不均匀性, 保证了成品板材的晶粒被充分破碎[2,3], 两种工艺下板材的显微组织均为细小的等轴晶组织。由表1可知, 由于采用了低温轧制, 工艺B得到的晶粒尺寸 (~5μm) 明显比工艺A的细小。此外, 由于轧制时进行了换向, 板材横向和纵向的显微组织并没有较明显的差异。
(a) 工艺B, 垂直于轧向; (b) 工艺B, 平行于轧向; (c) 工艺A, 垂直于轧向; (d) 工艺A, 平行于轧向。
2.2 板材的力学性能
不同轧制工艺条件下, Ti55钛合金板材的室温力学性能、高温力学性能见表2和表3。通过对表中数据分析可以看出, 与工艺A相比, 工艺B的室温拉伸强度和高温拉伸强度均略低, 室温塑性相当, 但高温塑性明显提高。这是因为包覆叠轧工艺是在钛板上包覆厚钢板, 在钢板的保温作用下, 中间叠放的Ti55钛合金薄板在轧制时可以稳定在850℃左右进行恒温变形, 降低了轧制温度对力学性能的影响。同时, 由于变形充分, 板材不同方向的轧制织构较弱, 因此不同轧制方向的强度差别不大。采用工艺B轧制时, 由于轧制温度较低, 得到的板材晶粒尺寸较小, 在高温拉伸变形过程中, 细小的晶粒更有利于产生均匀的变形, 因此板材的拉伸塑性较好。
2.3 超塑性性能
不同工艺条件下板材的超塑性性能如表4所示。
由表4可以看出, 工艺B得到的板材的延伸率达600%以上, 显著高于工艺A。众所周知, 晶粒尺寸是影响材料超塑性的重要因素, 采用工艺B可得到晶粒度极细的板材。Ti55钛合金板材的超塑性主要是通过等轴α晶粒周围的β相的均匀变形获得, 因此, 晶粒越细小的组织, 单位体积内参与变形的β相数量越多, 因而超塑性就越好[4]。
3 结束语
(1) 采用低温轧制的工艺B进行Ti55钛合金超塑性板材的生产试制, 可使成品板材的晶粒充分破碎, 得到组织均匀、晶粒细小的超塑性板材。
(2) Ti55钛合金超塑性板材的室温和高温力学性能优异, 同时具有良好的超塑性性能, 板材的超塑性性能均可达到600%以上。
摘要：通过优化板材轧制工艺, 可得到室温拉伸、高温拉伸性能良好, 显微组织均匀, 晶粒极细的Ti55钛合金超塑性板材。超塑性拉伸试验表明, 在一定的变形温度 (920℃) 与变形速率 (1.33×10-3S-1) 下, Ti55钛合金板材超塑性延伸率均达到600%以上。
关键词：Ti55钛合金板材,超塑性,显微组织,力学性能
参考文献
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轧制性能 篇5
关键词：AZ31镁合金,热处理,成形性能
由于镁合金具有密排六方晶体结构, 这样的结构特点决定了其室温下变形困难、滑移系少、塑性差, 因此它的这些缺陷限制了镁合金的广泛应用。随着对镁合金研究的深入, 已经表明镁合金的室温成形性能与它的晶粒尺寸存在着一定的关系, 也就是说细小均匀的晶粒不但能提高室温下镁合金的力学性能同时还有利于激活镁合金新的滑移系, 从而通过提高镁合金组织内的晶间协调变形能力, 达到了镁合金室温下的塑性变形能力。因此, 本文主要研究的是, 如何通过热处理细化晶粒的方法提高镁合金的室温成形性能。
1 试验材料和方法
1.1 试验材料
试验材料为厚度为1 mm的AZ31镁合金轧制板材, 其质量分数为Al:3.18:%、Zn:1.02%、Mn:0.34%;Fe:0.002%;Si:0.022%等。
1.2 试验方法
本文按照GB4156-84《金属杯突试验方法》在GBS-60B数显自动杯突试验机上进行室温下的杯突试验。杯突试件的尺寸:90mm×250mm×1mm, 采用0.5cm/min~2cm/min的试验速度, 1000N的压边力。试验时, 球形冲头把板材压入凹模内, 当板材出现裂纹时, 测量冲头的压入深度, 此深度即为试样的杯突值。试验过程中记录不同时刻的冲压深度值和冲压力的大小, 根据冲压深度值和冲压力的大小做出成形力-凸模位移曲线。
按照GB/T228-2002《金属材料室温拉伸试验方法》加工拉伸试样, 在线切割机上分别沿着板材的横向 (TD) 和轧制方向 (RD) 取标距长为15mm、宽为10mm的试样。取样后在微机控制电子万能拉伸试验机上进行单向拉伸实验。
2 试验结果与分析
2.1 热处理对板材胀形性能的影响
本试验用杯突实验来研究板材室温下的成形性能。杯突实验是用来测定或评价板材胀形成形性能的一种模拟试验。一般情况下, 如果室温下的杯突值越大, 那么材料的室温胀形性能就相对越好, 材料就越容易成形。
由图1可知, 在杯突试验中, 热处理前后AZ31镁合金轧制板材的破裂部位均在凸模的正下方, 裂纹呈直线分布大多平行于轧制方向。图1中的 (c) 和 (d) 中可以看出;凸包的高度明显变大, 并且在沿着XD方向的横向裂纹也比较明显, 因此, 从宏观角度表明图1中的 (c) 和 (d) 两种热处理条件下板材逐渐趋于各向同性, 室温成形性能最好。
(a) 供应态 (b) 200℃、保温30 min (c) 300℃、保温30min (d) 350℃、保温15 min (e) 350℃、保温30 min (f) 400℃、保温5 min
镁合金板材在不同热处理条件下的室温杯突值如表1所示。AZ31镁合金板材的杯突值随着热处理温度的升高, 先增加后降低。在200℃的热处理温度下, 由于板材的显微组织几乎没有变化, 室温下的杯突值稍有增加;在400℃热处理温度下, 由于板材氧化严重和晶粒严重长大, 其室温下的杯突值反而下降。在350℃、15min空冷的热处理条件下, 板材的杯突值达到最大, 由供应态的2.50mm增加到3.88mm。这可能是由于在此热处理条件下板材内部孪晶消失、基本完成了再结晶、且晶粒均匀细小的原因。
在杯突试验中, 成形力与凸模位移与的变化曲线如图2所示。
由图2可以得出:当凸模运动相同位移时, 供应态板材的成形力均大于经过热处理的板材成形力, 即经过热处理, 板材具有更好胀形性能和室温成形性能。另外, 从凸模的位移变化中可看出:热处理后的板材凸模位移大于供应态板材的凸模位移, 这表明热处理后板材的杯突值大于供应态板材的杯突值。
2.2 热处理对板材各向异性的影响
图3分别表示了不同状态下AZ31镁合金轧制板材沿着轧制方向和垂直于轧制方向的室温应力-应变曲线。
由图3可得:供应态板材沿着RD和XD方向抗拉强度、屈服强度和断后延伸率存在着明显的变化, 也就是说在室温下供应态板材表现出了一定的各向异性, 并且板材沿着轧制方向的室温成形性能高于沿着垂直于轧制方向的室温成形性能;在350℃、15min空冷的热处理条件下, 板材沿着轧制方向和垂直于轧制方向的抗拉强度、屈服强度和断后延伸率几乎相同 (因为板材室温下沿着轧制方向和沿着垂直于轧制方向的应力-应变曲线几乎是重合的) ;在400℃、5min空冷的热处理条件下, 板材沿着轧制方向和垂直于轧制方向的抗拉强度、屈服强度和断后延伸率也几乎相同。由此可见, 经过热处理后, 板材沿着轧制方向和垂直于轧制方向的抗拉强度、屈服强度和断后延伸率几乎相同, 即热处理后板材逐渐趋于各向同性。
3 总结
本文通过杯突和拉伸实验的方法, 研究AZ31镁合金轧制板材在不同热处理条件下的室温成形性能, 得出如下结论:
(1) AZ31镁合金板材的杯突值随着热处理温度的升高, 先增加后降低。在350℃、15min空冷的热处理条件下, 室温杯突值最大, 与比供应态杯突值提高了55.2%, 此条件下板材的胀形性能最好。
(2) 热处理后板料由供应态的各向异性逐渐趋于各向同性, 在350℃、15min空冷的热处理后, 板料沿着RD方向和TD方向的性能基本相同, 表现出明显的各向同性, 板材的室温成形性能得到了显著提高。
参考文献
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轧制性能 篇6
钢轨万能轧制过程轧件变形比较大,求解其轧制力时可认为轧件为刚塑性材料,而刚塑性材料的极值原理在求解轧制力近似解方面应用比较广泛,便于实现编程计算和轧制过程自动控制以及轧制规程优化,其精度和可靠性在工程应用方面已经得到证实.因此可应用刚塑性材料的上限原理来建立万能轧制过程轧制力近似解的理论模型,求出上限解.
1 建立钢轨轧制过程的简化理论模型
如图1所示,在万能法轧制钢轨过程中,为了简化理论分析模型,可以借鉴棒材轧制时求“平均轧辊半径”的方法求出轧辊平均工作半径[5～8],把带孔型立辊简化为半径为平均工作半径的平辊,这样就可以降低理论分析的难度.
1.1 轨头轧制模型的简化
如图1所示,为了求得轧辊平均工作半径的值,必须确定接触边界临界点(Cy,Cz)的位置.本文中接触边界临界点定义为出口断面上应力自由表面与箱形孔型的侧壁的交点.
临界点求得以后,轧件的有效接触断面(图3中剖面区域)面积可表示为
式中,Hf为孔型的高度,Wt0为入口轧件的宽度,为简化后立辊与水平辊侧面辊缝.因此立辊的平均工作半径可以表示为
简化后的立辊可以表示为半径为,辊缝大小为的平辊.
1.2 钢轨轧制过程的简化理论模型的建立
如图2所示,轧制轨头的立辊简化为水平辊后,可以建立钢轨轧制过程的简化理论模型.此模型的变形区和速度间断面如下:
(1)在钢轨轧制过程中,轧件上共有7个变形区(图2):(Ⅰ)立辊和轨头之间的变形区;(Ⅱ)水平辊和轨腰之间的变形区;(Ⅲ)立辊和轨底之间的变形区;(Ⅳ)水平辊侧面和轨头内侧之间的轨头单独变形区;(Ⅴ)水平辊侧面和轨头内侧之间的轨头轨腰共同变形区;(Ⅵ)水平辊侧面和轨底内侧之间的轨底单独变形区;(Ⅶ)水平辊侧面和轨底内侧之间的轨底轨腰共同变形区.
(2)在7个变形区之间存在10个速度间断面(分别在图4所示1,2,3,4,5,6,1',2',3',6'处).
2 作用在水平辊上的轧制力
2.1 轨腰运动学许可速度场的求解
为了进一步简化模型,可以假设轨头和轨底与轨腰之间没有金属交换和流动.则轨腰变形区的应变速度场为
式中,Vh为水平辊的线速度,δw为轨腰对水平辊的前滑系数,Rh为水平辊半径.
由式(6)可知沿x,y,z轴3个方向的主应变速率之和为0,因此所给出的速度场为运动学上可能的速度场.
剪应变速度强度可表示为
2.2 轧制轨腰所消耗的功率
轨腰的塑性变形区(Ⅱ)所消耗的功率
塑性变形区(Ⅱ)的速度间断面所消耗的功率为
式中Kw为轧制轨腰的变形抗力.
2.3 水平辊侧面与轨头和轨底接触面上所消耗的摩擦功率
在轨底的变形区(Ⅵ)和变形区(Ⅶ)的接触面上,水平辊侧面和轨底内侧的相对速度为
因此所消耗的功率可表示为
式中,为水平辊侧面和轨底接触区的平均单位压力,fhb为水平辊侧面与轨头之间的摩擦系数.同理可求得水平辊侧面和轨头的接触面上的相对速度ΔVht,平均单位压力和所消耗的功率Nht.
2.4 水平辊与轨腰表面的摩擦功率
在变形区内,水平辊表面线速度沿轧制方向的分量与轨腰接触面沿轧制方向流动速度的分量的差值为
后滑区内的摩擦功率为
式中,fhw为水平辊和轨腰之间的摩擦系数,为水平辊与轨腰接触区的平均单位压力,αh为水平辊咬入角,γh为轨腰变形区中性角.
前滑区内的摩擦功率为
2.5 水平辊上轧制力的求解
由上限法可知
式中ψh为水平辊的力臂系数,Lw为轨腰变形区长度.
3 轧制轨底立辊轧制力的求解
3.1 轨底剪应变速度强度
轨底剪应变速度强度可表示为
式中,Rvb为轧制轨底立辊的半径.
3.2 轧制轨底所消耗功率的确定
3.2.1 轧制轨底所消耗塑性变形功率的确定
轨底变形区(Ⅲ)的塑性变形功率可表示为
在此变形区内的速度间断面1,2,6上消耗的功率为
式中,Kb为轧制轨底的变形抗力,Lb为轨底变形区长度.
3.2.2 在立辊和轨底接触面上消耗的摩擦功率
立辊表面和轨底表面的相对速度可表示为
式中,δvb为轨底相对于轧制轨底立辊的前滑系数.
轨底变形区中也有前滑区和后滑区,前滑区内消耗的摩擦功率为
式中,fvb为轨底与立辊间的摩擦系数,为轧制轨底立辊接触区的平均单位压力.后滑区内消耗的摩擦功率为
式中,fvb为轨底与立辊间的摩擦系数,αvb为轨底与立辊之间变形区的咬入角,γvb为轨底与立辊之间变形区的中性角.
消耗的总摩擦功率为
3.3 轧制轨底立辊轧制力的求解
式中,ψvb为轧制轨头立辊的力臂系数.
4 轧制轨头的立辊轧制力的求解
轧制轨头的立辊轧制力的求解过程与轧制轨底的立辊轧制力求解过程基本一致,限于篇幅不再给出求解公式.
5 计算结果及讨论
根据国内某大型钢铁集团公司大型厂万能连轧机组的轧制规程和设备参数(表1),由式(1),(2)可将其轧制轨头立辊简化为平辊.轧制规程及轧辊尺寸确定后,轧制力大小与相应轧辊的中性角及前滑系数以及变形抗力、接触变形区平均单位压力有关,由于中性角及前滑系数理论计算模型非常复杂,鉴于篇幅没有在本文中给出其推导过程.
为了进一步比较,用上限法计算出了轧制50kg/m重轨时作用在水平辊和立辊上的轧制力,并且求出了在相同变形条件下用板带轧制力计算公式计算得到的的轧制力(表2).通过与轧制现场数据的比较可知,二辊板带轧制压力公式用于万能轧制过程时,其误差比较大,尤其是水平辊轧制力最大相对误差达到了65.9%.主要原因是由于万能轧机水平辊同时受到轨腰以及轨底和轨底内侧的挤压,使水平辊轧制力比相同条件下二辊轧机轧制力大大增加.上限解和现场数据比较接近,由于对轧制轨头立辊进行了简化,所以此立辊轧制力误差要大一些.
6 结论
(1)立辊简化模型的建立使轧制力求解过程变得容易实现,且求出的轧制力接近于现场数据证明了简化模型的合理性.
(2)二辊板带轧制压力公式在用于计算钢轨万能轧制过程轧制力时,误差非常大(尤其是水平辊),所以传统的板带轧制压力公式不能直接用于钢轨万能轧制.
(3)上限原理求得的轧制力大于现场数据,但最大误差不超过13%,最小误差仅为4.6%.因此根据上限法进行轧制力计算和轧制工艺参数设定是比较可靠的,且易于实现编程计算.
参考文献
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喷射轧制技术的研究进展 篇7
喷射轧制工艺是将熔体雾化、喷射沉积、双辊铸轧结合为一体, 在一步工序内从液态金属直接制备高性能金属板带材的一种薄带连铸连轧技术[1], 实现了高效、节能、短流程的喷射成形技术和轧制技术有机结合, 符合绿色制造的方向。
1968年英国A.R.E. Singer教授[2]提出采用喷射沉积形成板坯, 在板坯未冷却时轧制成带材的方法, 目的是缩短流程, 节约能耗, 但是由于喷射沉积坯的厚度不均匀, 存在孔隙, 轧制时容易产生缺陷, 因而研究未能延续。2003年加州大学Davis分校的E.J. Lavernia和美国爱达荷国家工程与环境实验室 (INEEL) 的Kevin M. McHugha等[3]开始了对喷射轧制的研究, 提出的喷射轧制示意图如图1所示。
喷射轧制过程 (如图1所示) 可分为两个阶段: (1) 使用惰性气体 (如氮气) 通过线性喷嘴将熔融的金属雾化成细小的液滴 (20～200μm[3]) , 液滴因不同的尺寸, 在飞行过程中与外界发生传导传热或者辐射传热的热力学行为也不同, 因而液滴可呈固态、半固态或液态, 并最终沉积于轧辊表面; (2) 具有一定的固相分数下的沉积物质进入辊缝轧制致密化, 与轧辊面接触发生热传导, 直至完全凝固。
喷射轧制加工方法与传统的铸锭冶金 (Ingot metallurgy) 制造方法相比, 可节省能源消耗, 降低成本, 材料组织中溶质分布更均匀, 合金化强度较高。喷射轧制加工方法与双辊铸造方法[4,5] 相比, 喷射轧制不采用水冷空心轧辊控制冷却速率, 产生一个糊状区, 能生产具有较宽凝固温度范围的铝合金, 而采用双辊铸造还不能用于商业化生产2124和7050合金。喷射轧制方法与喷射成形方法相比, 喷射轧制生产的板材比喷射成形板材的孔隙率 (2%～8%) [6,7] 低, 避免了后续轧制过程中的开裂。
喷射轧制方法制备的材料具有细小的等轴晶组织, 致密度高, 由于惰性气体的保护使得合金的含氧量低, 合金性能比常规铸锻材料有较大提高, 工艺流程短, 能源利用率高, 可近终成形等[8,9], 但是设备复杂, 成本仍然较高。
国内目前还未见喷射轧制工艺研究工作的报道, 对其进行研究将会促进材料性能的提高。国外的喷射轧制技术在不断发展中, 本文综述了近年来喷射轧制技术的研究现状, 并预测了该技术的发展前景。
2 喷射轧制技术的研究概况
喷射轧制是一项相对较新的带材加工技术, 已经取得了一些初步的成果。目前对于喷射轧制技术的研究还处于实验室研制阶段, 而且仅限于少数工业发达国家, 如德国、美国、英国等。美国爱达荷国家工程与环境实验室等[6,10,11,12,13]正在开展喷射轧制的合作项目。
K.M. McHugh等试制出1台实验室规模带材喷射轧制机, 成功制备了宽200mm、厚1.6～6.4mm的2124和7050合金带材, 并评估了带材性能和工艺参数之间的关系。该项研究结果表明, 喷射轧制材料的显微组织和综合力学性能明显优于常规工艺得到的材料 (如图2所示) , 经过喷射轧制后, 2124合金、7050-T76合金均具有相对细小、均匀的等轴晶 (约10μm) 显微组织 (如图2所示) , 晶粒未表现出方向性, 成分均无明显偏析, 因此材料力学性能的各向异性小, 即喷射轧制材料的纵向与横向力学性能非常接近, 而常规工艺材料的性能对轧制方向较敏感[14]。
喷射轧制工艺复杂, 影响因素较多, K.M. McHugh研究了固相分数对带材质量的影响, 通过调节气体金属液滴流率比 (G/M) 控制固相分数, 从而控制液滴的平均大小和冷却速度, 得到所需的材料显微组织和力学性能。喷射轧制能够高效地制备出有较宽凝固温度范围的合金材料, 其中固态分数的增加使得材料的拉伸性能提高。
上述研究只得出了气体质量流率对最终材料力学性能的影响, 没有对其它的主要工艺参数进行研究;此外, 也只得出了定性的结果, 没有定量分析, 也未进行气体金属质量流率比对材料力学性能影响的理论分析。
J.W.Rogers等[15]对喷射轧制的各项工艺参数进行了深入探索, 以5083铝合金的冷却特性为例, 研究了如雾化液滴在沉积区和轧制区的冷却速率与沉积坯中液相分数的关系。结果表明, 在喷射轧制过程中, 要求沉积轧制区和沉积区存在适当的液相分数 (对进入轧制区的液相分数为10%～30%) , 能消除轧制过程中的孔隙, 防止开裂。
相比美国爱达荷国家工程与环境实验室而言, J.W.Rogers等对工艺参数理论分析方面的研究更加完善, 通过对喷射轧制冷却特性的分析, 得出相关工艺参数对材料冷却特性的影响, 从而定量地优化了相关工艺参数。但是, 他们并没有对材料的冷却过程, 特别是轧制过程进行建模以致无法得到材料的详细冷却情况。
Jean-Pierre Delplanque等[16]以3003和5083铝合金为例, 研究了喷射轧制材料的组织和性能, 结果表明喷射轧制5083合金表现出更均匀的组织结构 (如图3所示) [17]。
由此可见, 喷射轧制技术具有较大的优势, 在工艺试验和理论方面取得了一定的进展。喷射轧制的基本原理可以通过结合其它成形方法较为成熟的理论进行研究 (如图4所示) 。喷射轧制中喷射和沉积阶段的传热传质情况与喷射成形中喷射和沉积阶段的传热传质情况相似, 喷射轧制中轧制阶段的传热传质情况可以借鉴双棍铸轧中轧制阶段的传热传质规律[18,19,20]。在整个喷射轧制过程中, 均存在介于固态和液态之间的半固态, 因此可参考半固态热轧进行探讨。喷射轧制涉及到半固态流动变形理论和塑性变形理论, 快速凝固与致密化规律, 多相流传热传质模型, 显微组织的形成与演变规律。喷射轧制过程由于受复杂的多相体系、多参数共同作用与控制, 是一种较为复杂的工艺, 因此研究的难度较大。
3 喷射轧制技术的理论研究及数值模拟
采用数值模拟技术建模和模拟可以揭示喷射轧制过程中的规律, 较真实地展现雾化液滴的凝固过程和沉积坯的形状演变过程, 节省试验时间与费用, 对于加深人们对喷射轧制过程的理解、实现喷射轧制工艺的优化设计具有重要意义。
在喷射轧制理论研究方面, Kevin M. McHugha[21,22]等采用拉格朗日/欧拉多阶段喷射飞行和沉积模型建立综合模型, 将喷射轧制分成较小的部分, 并选取有代表性的液滴来进行研究。在液滴的飞行行为与冷凝阶段, 使用由Delplanque等[23]提出的模型完成液滴行为的建模, 液滴在飞行过程中氧化在其表面生成氧化膜, 氧化膜部分、凝固部分和液态部分之间热交换, 采用球对称热传导方程建立热平衡模型, 计算出对流热交换系数, 建立传热模型, 采用惰性气体进行喷射会在雾化区形成一个流场, 对流场的数值模拟采用Navier-Stokes方程和三维稳态流动能量方程计算液滴的动力学行为。Johnson[24]和Delplanque 模型可模拟微滴碰撞行为。在喷射轧制沉积和凝固阶段, 采用Schmehl等[25]提出的方法对液滴的行为进行分析。采用单因素分析法分析工艺参数对喷射轧制过程特性的影响时, 选用的基本参数如下:熔体质量流率为0.05kg/s, 熔体过热度为100K, 气体 (氮气90%, 氧气10%) 流率为450L/min, 气体注射温度为850 K, 在注射时喷射角度取为20°[26]。该研究最终评价了喷射轧制工艺参数对喷射过程中液滴行为的影响, 包括氧化物弥散分布。
该项研究从喷射过程的重构、液滴飞行行为分析、喷射轧制时气流模拟、液滴碰撞行为分析、氧化膜的破碎建模等方面对喷射轧制工艺的发展提供了一些见解。这种模式考虑到了飞行中直到轧辊间的液滴所受的影响和散热, 以及相关的液滴表面氧化膜的形成和破裂, 在一定程度上给出了其理论基础, 但由于各个参数对这一综合过程的影响并不一致, 所以该项研究的模型和模拟仍然需要进一步完善和修正。
喷射轧制开始后, 将有从瞬态到稳态的转变。Yaojun Lin等[27] 分析了喷射轧制过程中在稳态条件下最高和最低喷射沉积速率的选择方法。结果表明, 控制最低喷射沉积速率的关键因素是孔隙的消除和沉积体上表面液相的覆盖;控制最高喷射沉积速率的机制与湿润角或喷嘴和沉积材料表面间的距离相关。所以, 随着轧辊直径和滚动旋转频率的增加, 计算出的最高和最低喷射沉积率也显著增加。Yaojun Lin等还对喷射轧制过程中从瞬态到稳态转变进行了理论分析和预测[28]。
由于对喷射轧制工艺的基本认识关注不够, 目前的研究仍处于实验室阶段, 且因综合理论研究不深入, 难以有效指导实际应用, 而国内尚未见关于喷射轧制方面的报道。
对喷射轧制技术及其过程原理的研究将形成金属半固态近终形加工的新理论, 为制备具有较高固溶度的合金材料和节能提供新的途径, 可为我国金属加工业创造巨大的经济效益和社会效益。
4 结语
喷射轧制作为一项新的快速凝固材料制备技术, 存在很多值得研究的问题, 未来的研究主要集中在以下几个方面。
(1) 对喷射轧制的相关理论研究可从以下几个方面入手:借鉴已有的相对成熟的喷射成形和双辊铸轧的理论知识, 采用理论模型和数值模拟的方法, 研究不同因素条件下气流场中不同液滴之间的动力学行为, 以及飞行、碰撞、沉积和轧制过程中的热力学行为对材料性能的影响;研究半固态近净成形、快速凝固和致密化机理及模型、快速传热传质规律、显微组织的形成与演化规律, 从而揭示喷射轧制过程的基本原理和理论知识。
(2) 研究喷射轧制加工过程中的工艺参数, 如质量流率比、金属沉积速度、轧制速度等对材料的孔隙率、第二相等组织特征和强度韧性等力学性能的影响, 对其进行控制和调节, 可为生产厚度均匀、全致密的材料提供理论依据。
钛合金棒材轧制成型研究进展 篇8
钛合金具有比强度高、耐高温、耐腐蚀等优点,其棒材制品用于制作飞机螺旋叶片、紧固件、螺栓等军用产品,以及钛合金人造骨骼、汽车阀门弹簧、阀杆、海产品养殖网箱和眼镜架等民用产品[1,2,3]。目前钛合金棒材成型方法主要有铸造、锻造、轧制、挤压等塑性加工方法,其中小规格棒材生产主要采用轧制成型。
我国是钛资源大国,但小规格钛合金棒材轧制技术还不是很成熟,目前钛合金棒材工业化生产仍然采用钢材生产工艺与设备,或者在已经淘汰的横列式轧机上生产。如在三辊横列式轧机上轧制钛合金棒材,由人工将轧件喂入轧机,在一台轧机的上、下孔型中反复轧制后,再横移至下一架轧机轧制。轧制速度慢、时间长、轧制温度不能保证;轧机刚度差、致使产品精度低、质量差,不能满足高端市场产品要求。另外,钛合金产品需求具有小批量、多品种的特点,用高速线材生产方式生产钛材也是不经济的,且用普通两辊轧机生产的产品存在折叠与表面划痕等质量问题,产品性能同样不能保证[4]。
钛合金产品研究正向着高性能化、低成本化方向发展,即在追求某一性能指标的同时,还注重综合性能的匹配,如强度、塑性、韧性的匹配等。产品的性能与生产工艺、组织的多样性有必然的联系[5,6,7]。由于上述原因,目前国内钛合金棒材生产工艺难以生产高性能的产品,因此研究改进钛合金棒材的轧制成型技术,获得尺寸精度高、力学性能优良的棒材产品是现在急需解决的问题。本文分析了钛合金轧制成型特点,综述了通过调整工艺和选择轧制方式来提高钛合金棒材轧制成型性的研究。
1 钛合金轧制成型特点
钛合金轧制坯料通常为较大规格的锻棒,由于冷却速度不同,锻棒在室温下的组织为针状、细片状或粗片状形态的β转变组织。这种组织具有较高的蠕变抗力和断裂韧性,而疲劳强度和拉伸塑性较低。钛合金棒材的加工通常希望得到拉伸和疲劳性能良好的等轴组织,然而锻棒在室温下的片层状组织很稳定,只有通过两相区的强烈变形才能使其等轴化[8,9,10],所以室温下钛合金变形抗力高、难变形是制约钛合金轧制成型的原因之一。因此,钛合金的轧制成型通常是在一定温度下进行的。
轧制变形量大,有利于细化组织,提高力学性能;变形量小,在轧制过程中只发生动态回复。然而钛合金塑性差,道次变形量小。因此,由于道次变形量小导致的钛合金组织粗大是轧制成型的重要特点。
钛合金轧制成型的另一个特点是轧制过程需要多次退火。在开放的轧制环境中,合金和空气、轧辊等的传热使轧件表面温度下降很快,轧件心部温度由于变形生热的原因,温度反而上升,表面与中心形成较大的温度梯度,在轧制过程中容易产生表面裂纹。为了保证轧制在设定的温度范围内以及保证轧件温度均匀,道次间需要对轧件进行加热。另外,因为轧制过程中孪晶和织构的积累以及加工硬化,导致轧制变形越来越困难,所以为了能够继续变形,需要在道次间对轧件进行加热,使大量的孪晶发生再结晶,提高材料塑性,使材料在后续轧制中不开裂。
2 提高钛合金棒材轧制成型的途径
基于上述分析,影响钛合金轧制成型的主要因素有变形抗力高、道次变形量小、加热退火、多道次轧制、温度分布不均匀等。为了提高钛合金棒材的轧制成型性及组织性能,通常通过2条途径解决,即优化轧制工艺和选择轧制方式。
2.1 轧制工艺优化
从铸锭开始至成品制件,钛合金棒材的加工是多工序的。工艺流程依次包括熔炼、锭坯、扒皮、锻造、精锻、修磨、加热、轧制、热处理、矫直、切断、检查、包装等,其中,轧制和热处理工艺是决定产品组织性能的关键因素[11]。因此,通过优化轧制温度、轧制速度、道次变形量等工艺参数以及选取合适的热处理制度,可以达到改善轧件组织、提高轧制成型性的目的。
2.1.1 轧制温度
钛合金棒材热轧区分为β相区、α+β相区和跨β相区。在β相区变形时,所有钛合金(α、α+β和β合金)都具有单相合金特有的组织,晶粒中心部位的变形总是小于晶粒边界,因此具有不够完善的位错组织。在α+β相区变形,原始β晶粒和晶内α片层被压扁、拉长、破碎,轧制力求沿金属流动方向拉长,形成纤维状组织。随着变形程度的增加,晶粒和片层进一步被弯曲和拉长,发生片状组织向球状组织的转变[12]。在实践中,常从β相区开始变形,在α+β相区结束变形,形成的组织取决于在α+β相区的变形程度。通常,变形程度为50%~60%,组织为等轴状,变形程度较小时,由交替的片状和球状构成,组织不均匀。因此,钛合金的变形机制与轧制温度相关,而要确定合理的温度制度,需要综合考虑合金成分、变形量和变形速率等。
徐锋等[13]分析了TC6棒材在轧制温度为970℃、940℃、880℃时的显微组织,TC6的相变点温度为960℃。TC6合金于970℃(β区)进行轧制后,显微组织全部由尺寸较小的β转变组织组成,在其晶界上有大量的断裂扭曲的短片状晶界α相;于940℃(上α+β相区)轧制后,显微组织中初生α相为扁球状,β转变组织尺寸更小而且析出的片状次生α相呈扭曲状;于880℃(下α+β相区)轧制后,α相形态为扁球状和扭曲的短片状。可见,通过调整轧制温度,可以得到不同组织的钛合金棒材。因此,轧制过程中可以选择多个温度轧制以控制组织,提高塑性。
2.1.2 变形量
在轧制过程中,变形量是很关键的参数。变形量过大,材料有可能开裂;变形量过小,影响棒材的组织和性能,降低生产效率。
周廉等[11]研究了热变形对TB-13合金组织的影响。结果表明,变形量为32%时,组织特征为β状的扁平晶粒,晶粒未发生动态再结晶;变形量为50%时,β基体发生刃型位错的攀移和螺旋位错的交滑移;当变形量增至59%时,晶粒才发生动态再结晶;当变形量达到75%时,晶粒为细小的等轴β组织。
陈慧琴等[12]研究发现,在α+β相区轧制,若α相和β相以可比较的数量同时存在并同时经受变形,且当变形程度大于60% 时,晶界的条状α相和晶内的片状α相彼此之间的差别逐渐消失,发生片状组织向球状组织的转变并形成超细的晶粒组织。
2.1.3 变形速率
变形速率也是重要的轧制工艺参数之一。应变速率越大,单位时间内就必须驱使更多的位错移动,这些位错之间相互作用,形成位错缠结等,导致材料变形抗力升高。反之,应变速率降低,材料动态回复或动态再结晶速度等于加工硬化的速度,或材料产生的连续动态再结晶抵消了加工硬化,材料经过加工硬化后保持稳定。
罗皎等[14]研究了变形速率对TC4变形抗力的影响,随着应变速率的增加,变形抗力显著升高。然而,王斌等[15]认为在快速变形条件下,由于畸变能的剧烈增加,引起动态回复和再结晶,出现明显的软化现象,引起变形抗力显著下降;相反,在慢速变形条件下,由于动态回复过程的相对加强,畸变能较难增加,再结晶很难发生。可见,应变速率对动态回复、动态再结晶及变形抗力有显著影响。
2.1.4 热处理
轧制后的钛合金棒材加工硬化现象严重,组织不稳定,不利于二次加工成型,所以需对钛合金棒材进行热处理,以提高合金的塑性。另外,钛合金棒材在轧制过程中也需进行退火处理,以利于后续轧制。
葛鹏等[16]研究了热处理制度对Ti-1300合金组织和力学性能的影响,Ti-1300合金棒材经β相变点下固溶时效处理后强度高,塑性好;若经β退火,随炉缓冷后时效处理,通过调节出炉温度参数,也可以获得不同的性能。熊爱明等[17]研究了热处理制度对TC6钛合金显微组织的影响,加热温度和保温时间对钛合金显微组织的影响很大。
2.2 轧制方式
轧制方式是影响钛合金棒材力学性能和轧制成型性的主要因素。优化轧制方式、调整工艺路线能提高产品综合性能,并能节约能源消耗、提高经济效益。目前,钛合金棒材轧制方式主要有二辊连轧、三辊横列式轧制、步进轧制、螺旋轧制、Y型轧制以及多种加工方法的组合。二辊连轧和三辊横列式轧制方法与普通钢材轧制方法几乎没有区别,本文不再详述。
2.2.1 步进轧制
步进轧制是将轧制和锻造两种变形特点结合在一起的加工方式,它同时具备锻造的大变形和轧制速度快两个特点。图1是扇形轧辊步进轧机的工作原理图。扇形轧辊分为4个半模,呈90° 分布于圆形牌坊之内,轧辊表面呈圆锥形,轧制时几个轧辊同时绕其轴往复摆动,压缩金属并使其形成变形锥。轧辊的逆向行程是空行程,可以使金属得到恢复和软化,从而改善材料的加工塑性。
赵永庆等[18]研究发现,Φ50mm锻棒Ti-6Al-2Sn-2Zr经过步进轧制后,棒材整体室温拉伸性能均匀,经 α/β固溶+时效处理后获得双态组织,强度、塑性达到良好匹配。σb ≥1150MPa,σ0.2≥1040MPa,δ≥14%,Ψ≥30%;经β+α/β固溶+时效处理后得到片层状组织,强度较高,塑性偏低。
表1为步进轧机生产的钛合金棒材,步进轧机轧制的轧材四向受压,受力状态为三向压应力,提高了棒材的塑性和冲击韧性,道次延伸系数大,金属得到充分加工,组织细化,性能提高。
步进轧制后的坯料经辊模拉伸可制取不同尺寸和断面的棒线材,辊模拉伸兼有轧制和拉伸的优点,拉伸钛材的速度为整体模拉伸的2~4倍,需要的拉力减小30%~50%[19]。因此,步进轧制+辊模拉伸尤其适合低塑性金属及合金的变形。
2.2.2 螺旋轧制
莫斯科钢及合金学院[20]研制出的微型螺旋轧机可以轧制直径小于10mm的棒材,材质有BT1-0、BT3-1、40XH、60号钢、12X18H10T,加热温度为930~1160℃,延伸系数为1.6~4.34。
生产工艺流程如图2所示,加热后的坯料在мисис100T轧机上预变形至Ф25~50mm,随后将坯料送мисис10-30轧机上轧至Ф10~25mm。
研究表明,螺旋轧制产品的直径公差小于等于0.5%,弯曲度小于等于0.75mm/m,塑性相对纵向轧制提高了25%~30%,强度相对纵向轧制提高了8%~15%,工艺流程短,免去了常规工序中的矫直工序。
2.2.3 Y型轧机连轧
Y型三辊轧机最初应用于冷轧带肋钢筋,逐渐发展为热连轧铝、钼、镍等金属,是一种高效轧机[21,22,23]。2006年太原科技大学开发了Y型轧机钛合金棒材连轧生产线,可生产Ф30mm以下的棒线材及对边距离小于30mm的六角方直条。Y型轧机3个轧辊呈Y型分布,由直流电机通过减速箱传动机架内的3个轧辊,其水平辊为主传动辊,靠锥齿轮传动其它两个辊,每个轧辊互成120°,以正Y和倒Y交替布置,如图3所示。
与常规线棒材轧制生产线相比,该生产线具有以下优点:(1)轧件处于三向压应力状态,变形条件好,轧件表面质量好,开裂、劈头少,减少了连轧堆料事故,成材率高;(2)省去了中间加热工序,生产流程短,作业率高;(3)孔型共用性高,实现一定规格的自由轧制,增加了产品规格;(4)生产线采用了专门控制轧辊和轧件温度的冷却系统,由控制台统一进行闭环控制,从而保证了工艺的稳定性和产品的质量;(5)机架体积小,质量轻,调整和搬运方便,结构布置紧凑,占地面积小。
秦建平等开发设计了24机架Y型连轧机组,可将Ф60mm的 TC4、TC16棒材连轧至Ф5.5mm,产品如图4所示。产品尺寸精度符合要求,轧件经热处理后综合性能高。该生产线已在钛合金棒材工业生产中得到应用。
2.2.4 二辊轧制+拉拔
乌克兰国立冶金大学与喀山发动机制造厂[24]联合研制出燃气涡轮发动机用六方棒单机架轧机及其轧制技术。用特殊孔型的单机架两辊轧机进行多道次轧制,轧出成品六方棒的尺寸公差为±0.10~±0.15mm。图5为二辊孔型图,1号孔为空轧孔,2、3、4、5号孔为工作孔。空轧孔直径比六方棒的最大尺寸大30~40mm,其功能是在经过每一道次轧制后棒料都要通过1号孔翻转60°。2、3、4、5号孔每个孔型都可轧制出一种规定尺寸的六方棒。
2.2.5 行星轧制
三辊行星轧机由3个绕轧制轴线互成120°的带渐锥形辊的辊座及相应的调整装置组成。3个倾斜的轧辊轴线与轧制中心线构成碾轧角β和偏转角α,围绕棒坯的轴线按120°平均分布,如图6所示。轧辊由10~20个变形区段组成,每一个变形区段在瞬间完成定径过程,最后由10~20个小变形区段组合成整体变形,完成整个变形过程,使道次变形率可达80%以上[25]。
三辊行星轧机的变形属于小变形量,轧制力不大,但由于连续积累形成了宏观上的大压下量,故三辊行星轧制过程的应力状态好,有利于提高轧制质量。试验表明,对加工温度范围较窄的难变形金属材料(如镍钛合金等)均试轧成功。
3 结束语
钛合金作为一种新兴的金属结构材料,有着丰富的资源和广阔的应用前景,但钛合金价格昂贵,为了进一步扩大钛合金产品的使用范围,就必须大幅度降低其制造成本。目前应用最广的二辊、三辊轧制方法需要在轧制过程中对棒材进行多次退火,工序繁杂,影响棒材性能。