帶輪的沖壓工藝與模具設計【三維UG工件圖】【含51張CAD圖紙和文檔全套】

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（二）加強結構均勻性; （三）紋理的控制是通過一些通行證，路線和后處理熱處理來實現(xiàn)的 39 ;（ 四 ）在等徑角擠壓之前通過固溶處理來消除大型階段和沉淀。晶粒尺寸，均勻性和缺乏大型粒子對濺射性能力影響最大。選擇特定結構的關鍵因素是在靶材制造或使用過程中的熱穩(wěn)定性。下面是一些例子：（一） 對低熔點高純度材料而言，亞微米晶結構通常沒有穩(wěn)定的高功率濺射。但是，在等徑角擠壓之后仍然能得到結構很好和均勻的，而且微米晶粒尺寸較普通結構鍛造或軋制后小3到5倍。這對等徑角擠壓的應用而言是一個非常有趣的領域，由于把重點放在亞微晶材料，因此很少在文獻中強調，。另一個例子 36,37 是一種 5-10微米結構（圖3a ）在純度為99.9999 （ 6N ）的銅經(jīng)過等徑角擠壓靜態(tài)再結晶（ 225 ， 1小時）后 與普通處理典型的50米晶粒尺寸的對比。該EBSD分析表明， 高角度邊界占主導位置（圖3B ）。 60 也界證明存在大量的孿晶組織。另一個例子（圖4和5 ） ，高純度99.9995 （ 5N5 ） Al經(jīng)由等徑角擠壓后的平均粒徑約為60-70微米，而而標準處理則是200-300微米。在這情況下，經(jīng)過等徑角擠壓直接觀察室溫下的完全動態(tài)再結晶。正如文獻 41,42 所述，不僅是應變的積累，而且簡單剪切變形模式也是很重要。在特定的情況下，在如圖4所給的應力水平下對結構的改良來說簡單的剪切是最有效的模式結構。 例如相同的結構，發(fā)現(xiàn)5N5鋁經(jīng)過兩次等徑角擠壓后（積累應變2.3 ）和軋后減少99 （累積應變4.8 ）。這種結構有一個突出特點即熱穩(wěn)定性增強。起作用的因素可能是各向同性的形態(tài)，孿晶晶界的低流動性， 結構均勻性及附近紋理的隨機性（見圖3 ）。圖5經(jīng)過等徑角擠壓和一般工藝處理5N5鋁， 6N 銅 37 和銅合金之間的晶粒尺寸演變隨退火時間變化的比較。例如，對于等徑角擠壓 6N銅而言，完全靜態(tài)再結晶發(fā)生在225 C的、退火1 小時和產(chǎn)生了尺寸約為5-8微米的均勻晶粒，而在300 額外的退火1小時后晶粒只是稍微長大至15微米，結構仍然均勻。 相比之下，相同晶粒尺寸6N銅經(jīng)過標準工藝處理（ 85 滾動）后在經(jīng)過225 ， 1 h和300 退火 1小時后，分別晶粒尺寸由35升至65米。（二） 對高純度鋁，銅而言，添加微量元素（這里定義為元素含量最多為百萬分之2000）是一個進一步完善等徑角擠壓晶粒尺寸和/或通過提高晶粒度和亞顯微結構的熱穩(wěn)定性同時來提高等徑角擠壓 溫度極為有效的技術。一個顯著的例子是5N5鋁摻雜百萬分之20-30硅含量。超細顆粒的大小由 60微米減少至25微米，遠遠小于類似的應變水平（圖4 ）作為推出結構之后的尺寸。簡單的剪切變形模式等徑角擠壓和非單調D類加載路徑被認為是等徑角擠壓和推出結構的晶粒尺寸之間存在顯著差異的最主要的因素 41,42 。圖。 6顯示了元素性質和摻雜數(shù)量對亞微米顆粒6N銅按照路線D經(jīng)過6次等徑角擠壓后的溫度靜態(tài)再結晶巨大的影響?？梢缘玫揭粋€近乎對數(shù)的曲線。特別是銀，錫，鈦影響如此大以致有添加微量的元素有足夠的水平產(chǎn)生穩(wěn)定濺射的亞微米顆粒的結構。（三） 在含有足夠數(shù)量的微量元素或合金的純Al和Cu的的組成部分，在現(xiàn)實應用中亞微晶結構穩(wěn)定濺射是我們追求的靶材。例如一個Al0.5Cu合金亞微米晶結構經(jīng)過等徑角擠壓處理，如圖7所示 36,37 。透射電子顯微鏡（ TEM ）展示了一個均勻等軸尺寸0.3-0.5微米的微米晶粒（圖7 ） 這對當于常規(guī)過程100個因素的比較。存在著非常細的分散（小于50納米）的第二階段物質。3.2 濺射性能等徑角擠壓結果展示了濺射性能優(yōu)越（具體細節(jié)參考文獻36,37 ） ，其中包括： （一）減少電弧; （二）低水平的粒子和晶圓上缺陷; （三） 改進薄膜厚度均勻性和薄膜的統(tǒng)一性; （四）由于存在較好束直的亞微米顆粒的結構進而進一步提高了覆蓋。3.3 力學性能和指標的設計圖8顯示數(shù)據(jù)是6N銅，含有微量元素的6N Cu，6N Cu,5N5 Al0.5Cu 和 4N5 Ni在室溫下經(jīng)過等徑角擠壓處理后的屈服強度（YS）和極限抗拉強度強度（UTS）。經(jīng)過等徑角擠壓處理后的屈服強度（YS）和極限抗拉強度強度（UTS）要比常規(guī)處理分別高4至10倍和2至3倍。這種效果在屈服強度上最顯著，屈服強度是材料應用的一個重要指標，因為它表示承受永久塑性變形的能力，并可能使工件在濺射靶時發(fā)生彎曲。由圖8可知在6NCu這一組，經(jīng)過等徑角擠壓后微量元素有一個明顯的強化效果，。拉伸伸長率仍然很高： 較亞微晶 Al0.5Cu高出20 ，較亞微晶6N銅高出35-40。高強度的純亞微米晶材料允許使用單片設計，整個靶材作為一個單塊（圖9 ） 。較常規(guī)工藝的指標而言這是一個獨特的設計，其中經(jīng)過靶材材料粘結或焊接到底板材料制成類似Al 6061 或 CuCr這樣高強度材料。單片設計主要優(yōu)點如下：相比擴散粘結的設計靶材壽命增加了50 ，因為濺射不再局限于擴散結合線 36,37 。直接結果就是增加吞吐量（一些經(jīng)過處理的晶圓每個指標），其他組成部分的壽命和減少停機時間。通過降低成本，多而高風險的擴散焊作業(yè)來簡化制造過程。歸因于等徑角擠壓可以獲得如常規(guī)手段（滾動，繪圖）一樣的高塑性變形的產(chǎn)品。 等徑角擠壓 Al和Cu靶材的最近事態(tài)發(fā)展的是空心陰極磁控（ HCM ）的靶材。這些靶材成形需要經(jīng)過復雜的等徑角擠壓工藝形成最終直徑約393.7毫米，高度381毫米和厚度12.7-25.4毫米的杯形狀。4 等徑角擠壓鋁合金在航空航天和運輸上的應用隨著加入合金成分的增加，二次相（無論可溶性或不溶性）得數(shù)量也隨之增加，因此便產(chǎn)生了兩個其他可能提高強度的機制： 固熔案和沉淀硬化。等徑角擠壓熱處理對組織和性能額影響變得更加多樣化和更難以預測。對于非熱處理合金晶粒細化在等徑角擠壓仍然是提高強度的主要機制 2,12 。對可熱處理合金而言會產(chǎn)生更有趣的實例。對于一個中等水平的合金，沉淀硬化同晶粒細化一樣有效，目標就是優(yōu)化處理來結合這兩種效果 13,20-24 。下文所述的一個例子是等徑角擠壓鋁2618合金，主要用于航空及運輸行業(yè)的渦輪增壓器組件。對重合金化而言，通過等徑角擠壓細化組織來提高材料強度相對于其他硬化機制是次要的。然而，經(jīng)過等徑角擠壓處理的噴霧鑄鋁合金的起落架組成部分的韌性可以大大提高 25-29 。4.1 等徑角擠壓鋁2618的渦輪增壓器組件4.1.1 加工 在進行等徑角擠壓前將物質狀態(tài)分三組進行了研究：（一）在529 固溶，24 h后，立即用水淬火使所有溶解相溶解。（二）在526 ，固溶20小時之后，經(jīng)沸水淬火然后在200時 ， 空冷20小時。這個擴建條件提供了一個平衡固溶矩陣與0.05-0.1米CuMgAl2沉淀和HB硬度為115。（三）在529 ， 固溶24小時之后，水淬和在385 ，空氣中過度時效4小時產(chǎn)生大量沉淀物，降低強度和HB硬度為47.5。 在這組中，進行等徑角擠壓加強效果的評估。在所有情況下，按照如第3節(jié) 中所描述的D類工藝（旋轉90 ），模具溫度在150至200 范圍內(nèi)分別進行一，二，四及六次等徑角擠壓。同時對后等徑角擠壓的等時退火也進行了研究。4.1.2 。拉伸性能表1顯示了等徑角擠壓對硬度，屈服強度，抗拉強度和伸長率的影響。主要成果：單獨進行等徑角擠壓的晶粒細化（案例三）有效的增加強度比超峰時效約少25 。但是，硬度， 屈服強度和抗拉強度仍分別高于氧條件約2 ，4和2倍。 與傳統(tǒng)的T6條件相比，經(jīng)過超峰時效的等徑角擠壓樣本（案例二）造成只是稍微提高了拉伸性能。圖。實驗組1，屈服得到明顯改善。經(jīng)過第一遍工藝，相比T6條件屈服強度，抗拉強度和伸長率分別提高了40 ， 25 和30 。經(jīng)過兩次工藝加工后，屈服強度和抗拉強度在類似的延性方面又分別增加了是50 和35 。經(jīng)過四道工藝，強度增加較工藝次數(shù)少的時候少，與T6狀態(tài)相比約減少了 10 ，。長期進行低于超峰時效溫度退火進一步提高強度和略有改善延性。在第一次工藝后實驗參數(shù)為退火溫度150 ， 10 h，列于表1 。4.1.3 。微結構和強化機制圖10顯示的是經(jīng)過第一和第四次工藝后的TEM顯微圖像，在第一次工藝后，結構由復雜脫位配置（圖10b）和0.10.3微米二次晶粒組成（圖10a）。極精細得約1微米的G.P區(qū)（圖10b），或者呈一致的球形或著部分連貫，時刻存在于整個樣本中。經(jīng)過四年道工序后， 基體之間的界限變得模糊。平均晶粒尺寸為0.1微米如圖10C所示，其附近存在大量不溶性的沉淀物。位錯常常存在于邊界處，以少量位錯群的形式存在。同時可以看到尺寸較大的連貫的G.P區(qū)。對實驗組2，3而言，G.P區(qū)消失了，取而代之的是粗沉淀（實驗組2小于0.25微米和實驗組3超過5微米）。實驗組1的加固現(xiàn)象可以有以下兩方面解釋 20-24 ：（一）通過增加位錯，晶粒或邊界的切應力來使其移動 ；（二）高密度的G.P區(qū)在熱等徑角擠壓的動態(tài)和在彼此等徑角擠壓過程預熱的靜態(tài)。這種占主導地位的機制是相互作用的高度密集的G.P區(qū)和位錯或細胞間的最佳組合。這種最佳機制強于僅用等徑角擠壓來細化晶粒（實驗組3），單獨使用常規(guī)工藝細化晶粒（T6）和等徑角擠壓后沉淀硬化（實驗組2）。對于低工藝次數(shù)而言這是最有效的方法。而高次數(shù)的工藝，重排和恢復的位錯，增大.P區(qū)和沉淀物受剪切力能有助于減少加強效果。4.1.4疲勞性能渦輪增壓器組件的關鍵要求是其疲勞性能，因為其持續(xù)工作在壓力、流量和速度都大的環(huán)境下，同時發(fā)動機的排量有嚴格的控制，還有就是要考慮到經(jīng)濟因素。在高周疲勞下，根據(jù)TMP的條件對鋁2618合金試樣進行了CAE處理。在控制軸向載荷、溫度在25到150之間、應力比R=0和R=-1、頻率59Hz以及正弦波形的條件下進行了測試。通過對鑄造354/C355的標準鋁合金渦輪增壓器和鍛壓2618T6鋁合金渦輪增壓器進行比較，據(jù)Sines當量應力44提出的論證的多軸高疲勞效應，做了進一步的分析。實驗結果表明對于兩個壓力比值，抗疲勞性能都有了明顯的提高。圖11給出了在R=0時的數(shù)據(jù)比較。在10到80周次時，疲勞壽命的增加主要取決于Sines壓力水平。原始數(shù)據(jù)顯示， 其最多可提高230倍。有趣的是，在如今應用最為廣泛的140-200MPa水平的Sines當量應力中，鋁2618合金的ECAE應用情況可類似的應用于鈦合金鑄造中。4.2ECAE應用于重鋁合金壓鑄的飛機起落架部件。4.2.1實驗起始原料是壓鑄合金組成為6.7 的鋅，3 的鎳 ， 3 的錳，2.6 的鎂 ， 0.7 的銅等元素的Al7xxx合金。該合金已應用于常規(guī)飛機的起落架部分，但是它的韌性和拉伸強度還不符合規(guī)范。鑄造后ECAE直接采用了在275時線路D的一、四、八及十六步進行操作。在ECAE之后，485固溶一小時，溫水中淬火，并且是在T7條件下進行這些操作。其顯微結構用掃描電鏡（SEM）和光學顯微鏡進行觀察。而固溶物的尺寸則由掃描電鏡和破壞性液體粒子計數(shù)（LPC）來測定。用光滑試樣和缺口試樣來同時評價其YS、UTS、韌性及NYR。42.2實驗結果原始鑄態(tài)組織主要有兩種大型沉淀的類型，它們有5-60的稀缺圓形氧化物以及0.5-20的伴有鋅、錳和鎂的鎳富集階段。它們形成了一個統(tǒng)一的網(wǎng)絡結構（如圖12a示）。同時存在著0.10.2的非常細的彌散物。Fig. 12. Optical microscopy of second phase precipitates in a spray-cast Al 7xxx modified alloy in the (a) as cast condition, (b) after one ECAE pass, and (c) aftereight ECAE passes.圖12b和c給出了由ECAE作為數(shù)字功能時，固溶物所起到的作用。表2顯示了相應固溶形態(tài)的其中之一，即四個和八個的過程。在第一個步驟之后會看到斷裂和拉伸的出現(xiàn)。在四和八過程之后，大于10和3m的固溶物中有個別的未檢出 ，但是相對比例最小的固溶物卻逐漸增多。也許，固溶強化機制是在斷裂和沿成功剪切面和在ECAE通過路線D激活的方向上，斷裂和連續(xù)均一不斷的完善了固溶強化機制。表3總結了對于鑄態(tài)組織條件下以及經(jīng)過在T7條件下ECAE的八和十六步驟后固溶強化機制的可測量性。切口屈服率相對于初始態(tài)提高了，這是因為在八和十六步驟后1.8和2.45的因素。這種效應伴隨著小但是總深長率卻不斷增加的情況出現(xiàn)。除原因尚不明確的16路徑硬度減少5%之外，其強度和硬度基本保持穩(wěn)定。ECAE應變的較高水平帶來的高積蓄能量是可能會導致固溶動力和沉淀速度的增加的。提高韌性時占主導地位的機制是晶粒細化以及特殊非可溶性第二相和氧化物的初始微裂變致使得均一化。這種效應可能會得到更強大的合金及高合金濃度。總體而言，本研究及其他研究 25-30 表明ECAE在晶粒細化機制之外會產(chǎn)生獨特的性能。TEM的運用可以更好的了解這些現(xiàn)象。5結 論（1）ECAE平錯齒飾的按比例放大已在大量的鋁、銅以及鈦的合金中得到了應用。重量的處理明顯高與參考文獻中所寫到的。到目前為止，在采用基于過程理論了解的機理時，由簡單剪切而形成的晶粒細化機制被驗證是可操作并且是最為理想的。（2）ECAE的商業(yè)化已被應用，并且通過亞微晶和少量微晶這兩種不同尺寸類型的微晶開發(fā)了新型的鋁銅合金的濺射靶材。有人認為，在對提高諸如高純度，摻雜，低合金鋼或不耐熱合金鋼的力學性能時具有明顯優(yōu)勢，其原因是晶粒細化機制是其唯一強化機制。（3）隨著合金成分數(shù)量的增加，由于激烈變形和熱處理的相互作用，新機理和結構的出現(xiàn)是有可能的。然后才能把各種強化機理加以合并，并且（或者）提高其疲勞或韌性這樣的具體的屬性。這樣有利機制除細化晶粒外，還有提純、沉淀階段的勻質處理以及第二相變。謝詞作者祝C.C.Kouch 博士70歲生日快樂。我們感謝他的原因是他是材料科學和工程A的作者之一，同時感謝M.Payton 和B.Willett的協(xié)助，以及D.Mathur和B.Daniels的大力支持，還有S.Chadda的高度贊賞。參考文獻：1 C.C. 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