蔡明暉(東北大學(xué)材料與冶金學(xué)院， 沈陽110819)

塊體超細/納米結(jié)構(gòu)金屬材料的累積疊軋制備技術(shù)

蔡明暉
(東北大學(xué)材料與冶金學(xué)院， 沈陽110819)

綜述了一種制備大塊狀超細/納米結(jié)構(gòu)金屬材料很有效的劇烈塑性變形工藝——累積疊軋(Accumulative Roll Bonding，ARB).重點闡述了ARB的工藝原理及變形過程中的界面結(jié)合機理、ARB材料的晶粒細化機理、組織特征、織構(gòu)演變及強韌化機制等，分析了ARB工業(yè)應(yīng)用中存在的主要問題及應(yīng)對措施，并展望了該技術(shù)在制備超細晶材料領(lǐng)域的應(yīng)用前景.

累積疊軋；超細晶；結(jié)合界面；織構(gòu)；強韌化機制

從20世紀(jì)90年代，材料學(xué)家就開始嘗試借助劇烈塑性變形(Severe Plastic Deformation，SPD)[1]制備超細/納米結(jié)構(gòu)(Ultra-fine/Nanostructured，UF/NC)金屬材料.SPD技術(shù)的主要原理是通過多道次累積變形獲取大塑性應(yīng)變量，使多晶材料細化至亞微米甚至納米水平，從而極大地改善材料的強度、韌性和耐磨性等[1-4].與常規(guī)的變形工藝相比，SPD是一種獲得致密性好、且界面無污染的納米金屬材料的有效途徑之一，并相繼發(fā)展了多種制備UF/NC結(jié)構(gòu)金屬材料的塑形變形技術(shù)，如等通道轉(zhuǎn)角擠壓法(Equal Channel Angular Extrusion/Pressing，ECAE/ECAP)[5-7]、高壓扭轉(zhuǎn)法(High Pressure Torsion，HPT)[8-9]、表面機械研磨處理法(Surface Mechanical Attrition Treatment，SMAT)[10]和累積疊軋法(Accumulative Roll Bonding，ARB)[11-16]等.其中，ARB技術(shù)最大的優(yōu)勢在于：試樣的幾何尺寸在各道次變形前后不發(fā)生改變，而且通過多道次軋制變形可以獲取大的塑性變形量，以實現(xiàn)金屬材料的晶粒超細化/納米化，并大幅度提高材料強度的目標(biāo).同時，與其它劇烈塑性變形方法相比，ARB工藝生產(chǎn)率高，可以生產(chǎn)大尺寸的金屬板材，并具有連續(xù)化生產(chǎn)的潛力，已被成功制備了超細晶Al、Cu 和Ti基合金[11-13]，無間隙(Interstitial Free，IF)鋼[14]，少量的Mg合金[15]及金屬基層狀復(fù)合材料[16]等.

1 累積疊軋技術(shù)的基本原理

早在1998年，日本學(xué)者Saito等[11]率先提出了一種用于制備大塊體薄板超細/納米金屬材料的連續(xù)化劇烈塑性成形技術(shù)，即累積疊軋，其工藝原理如圖1所示.借助兩塊幾何尺寸相同的金屬薄板材料，將表面進行脫脂處理后，在一定溫度下進行疊軋并使其自動焊合，在每次軋制中控制厚度壓下量為50%，軋制前后板材的厚度相等.然后，將軋制后的金屬薄板沿著垂直于軋制的方向，切成幾何尺寸相同的兩塊板料，并通過相同的工藝路線反復(fù)進行軋制焊合.在疊軋過程中，材料可以反復(fù)軋制，且軋制前后軋件的厚度不變，從而確保其內(nèi)部的累積變形量達到較大值.與傳統(tǒng)軋制條件相比，疊軋工藝在理論上突破了常規(guī)壓下量的限制，促使材料的組織更細化、夾雜物分布更均勻，從而提高了金屬材料的強韌性和耐磨性等力學(xué)性能.另外，采用兩種不同的金屬進行累積復(fù)合疊軋，也深受國內(nèi)外學(xué)者的廣泛關(guān)注.

表1列出了采用1 mm后的板材，在相同道次壓下量(50%)疊軋后，不同道次所對應(yīng)的材料厚度壓下量和等效應(yīng)變的變化規(guī)律.可以看出，試樣經(jīng)累積疊軋加工n次循環(huán)過程中初始板材所包含的層數(shù)變?yōu)?n.如初始厚度為1 mm的板材，若循環(huán)次數(shù)為8，則最終板材的層數(shù)為256，界面數(shù)量是255，總應(yīng)變量高達99.6%，等效應(yīng)變?yōu)?.4，界面間距約為3.9 μm.

2 累積疊軋工藝中的界面剪切和界面結(jié)合機理

為了累積較大的變形量，ARB工藝通常采用無潤滑軋制，這樣材料表面與軋輥間的相互摩擦作用或異種材料所引起的變形抗力的差異會促使軋制產(chǎn)生一個較大的剪切應(yīng)力[17-18].因此累積疊軋工藝實質(zhì)上是一種壓應(yīng)力和剪切應(yīng)力的共同作用.圖2示意圖給出了累積疊軋過程中在不同道次條件下剪切應(yīng)力和晶粒尺寸隨板厚方向的分布情況[18].

累積疊軋不僅是一個累積變形的過程，還是一系列同相或異相界面的軋制焊合的過程.有關(guān)金屬軋制復(fù)合機理之一是薄膜機制，是由Vaidyanath[19]and Mohanmed[20]等提出，其原理圖如圖3所示[21].該機制指出[22]，金屬表面在軋前預(yù)處理時會形成一層很薄的加工硬化層或氧化膜.與基體相比，氧化薄膜層的塑性較差；在塑性變形階段，由于基體與氧化薄膜層之間的塑性協(xié)調(diào)變形的作用，在薄膜層極易產(chǎn)生應(yīng)力集中，并逐漸發(fā)生破裂，最終導(dǎo)致基體內(nèi)部暴露；隨后，在剪切應(yīng)力和壓應(yīng)力的共同作用下，晶粒在發(fā)生轉(zhuǎn)動和壓縮的同時并相互作用，完成整個的物理接觸和冶金焊接.隨著ARB塑性變形的進行，相互嵌入的金屬在熱力耦合作用下開始寬展延伸，形成大面積接觸，進一步改善焊合質(zhì)量.

基于上述分析可知，對軋制復(fù)合影響較大的工藝參數(shù)(如變形溫度和變形量)以及表面質(zhì)量等同樣是一些決定ARB工藝制備層狀金屬材料的綜合性能優(yōu)劣的關(guān)鍵因素；而對于異種材料來說，界面析出物、界面組織控制和元素的相互擴散也是影響界面軋制焊合的重要因素.

3 累積疊軋材料的晶粒細化機制

Tsuji等[11, 14]指出ARB變形過程中晶粒細化的主要原因是大應(yīng)變導(dǎo)致亞微米等級大角度晶界和回復(fù)過程形成的平衡晶界增加.需要強調(diào)的是，這一過程未涉及到新晶粒的生成，它區(qū)別于通過形核機制長大的不連續(xù)再結(jié)晶，被稱為連續(xù)再結(jié)晶[12].

ARB層狀材料的晶粒細化主要取決于以下幾個關(guān)鍵因素：(1)新界面的增加.隨疊軋次數(shù)的增加，材料的層厚度減少，并引入大量新的界面(見表1)，從而增加了局部應(yīng)變，導(dǎo)致大量位錯的積累，更傾向于形成大角度晶界；其次，表層形成的氧化薄膜和一些夾雜物在累積疊軋過程中彌散分布在材料內(nèi)部，起到阻礙晶粒長大的效果.(2)材料表面的剪切變形.如前所述，累積疊軋會引入剪切變形和剪切帶的形成，隨著持續(xù)的塑形變形，相鄰的剪切帶相互交叉和增殖，導(dǎo)致微觀組織的破碎，并逐漸演變成亞晶?；虻容S的胞狀結(jié)構(gòu)，也促進了細晶粒的形成.此外，材料內(nèi)部的第二相粒子、應(yīng)變路徑以及某些面心立方(Face-Centered Cubic, FCC)結(jié)構(gòu)的金屬(如Cu)中變形孿晶的形成也是累積疊軋工藝中晶粒細化的可能誘發(fā)機制之一[23].

4 累積疊軋材料的組織和性能

4.1 組織特征

借助ARB工藝可在多種合金和復(fù)合層狀結(jié)構(gòu)材料中獲得超細/納米結(jié)構(gòu)，其組織特性不僅與材料本身屬性相關(guān)，如基體材料的初始組織、相構(gòu)成和晶格類型等，還取決于累積疊軋工藝條件，如軋制溫度、速度和壓下量等.

文獻[12]對純銅進行累積疊軋后發(fā)現(xiàn)：純銅經(jīng)ARB工藝軋制1道次后在部分變形的晶粒內(nèi)部可觀察到高密度的位錯纏結(jié)(見圖4a)；4道次后位錯密度增加并形成一些胞狀亞結(jié)構(gòu)，平均晶粒尺寸約為200 nm(見圖4b)；8道次后晶粒內(nèi)部的位錯密度大量下降，得到了平均晶粒尺寸小于100 nm的再結(jié)晶組織(見圖4c).

文獻[16]對Ti/Al多層復(fù)合板進行累積疊軋發(fā)現(xiàn)：當(dāng)循環(huán)道次數(shù)小于4時，Ti和Al層厚度均勻，且結(jié)合界面仍保持平整(見圖5a)；4道次后不同層之間發(fā)生不同程度的剪切變形，導(dǎo)致各層厚度不一，且結(jié)合界面不平整(見圖5b)；隨著循環(huán)次數(shù)的增加，由于各層之間不協(xié)調(diào)的塑性變形及界面附近強烈的剪切應(yīng)力分布，較硬的Ti層在破碎前出現(xiàn)塑性失穩(wěn)(見圖5c-e)；12道次后形成一個超細的Ti顆粒均勻分布Ti/Al復(fù)合材料，其中Al顆粒的平均晶粒約為200 nm，而Ti顆粒的平均晶粒尺寸約為300 nm(見圖5f).

4.2 織構(gòu)演變

文獻[24]研究了AZ31鎂合金累積疊軋過程中的取向差和織構(gòu)演變，如圖6所示.取向差分布表明：隨著ARB變形道次的增加，小角度晶界的體積分?jǐn)?shù)減少，而大角度晶界的分?jǐn)?shù)則不斷增加；ARB材料中晶界取向差比例的顯著下降也證實了晶粒細化的機制發(fā)生了變化.織構(gòu)演變規(guī)律表明：ARB變形前期，基面織構(gòu)呈減弱趨勢，說明晶粒在這一過程中發(fā)生了大角度旋轉(zhuǎn).AZ31合金的基面織構(gòu)弱化主要與ARB過程中的剪切變形以及動態(tài)再結(jié)晶相關(guān).當(dāng)ARB工藝變形5道次后，材料的組織變得更加細小、均勻，晶界畸變減少，且形成新晶粒以及晶粒細化的速率均呈下降，從而促使基面取向的強度又有所增強.

文獻[25]指出累積疊軋過程中形成的大量剪切帶對材料的織構(gòu)變化產(chǎn)生影響，主要取決于以下兩個方面：(1)對軋制織構(gòu)組分強弱的影響.Wagner等[26]認為剪切帶會引起向TD旋轉(zhuǎn)的Cu組分(如Taylor {4411}<1118>)逐漸轉(zhuǎn)回原來的Cu取向，從而保持了Cu織構(gòu)組分的取向穩(wěn)定性.Kocks等[27]將這種由剪切所引起的穩(wěn)定取向波動現(xiàn)象定義為“幾何取向穩(wěn)定性”.(2)對熱處理后再結(jié)晶織構(gòu)的影響.ARB軋制引起的剪切帶對材料的再結(jié)晶織構(gòu)有弱化作用.Quadir等[28]探討了剪切帶對純金屬Al的再結(jié)晶織構(gòu)弱化的原因，認為：薄片狀A(yù)l組織內(nèi)的部分剪切帶具有從β 線旋轉(zhuǎn)一小角度的傾向，這種特征不僅有助于退火階段剪切帶內(nèi)部的組織形核，也在一定程度上削弱了純金屬Al再結(jié)晶織構(gòu)的強度.除此之外，材料中的第二相顆粒、不同道次間的再加熱以及軋制溫度等也對疊軋金屬材料的織構(gòu)變化產(chǎn)生一定的影響.

4.3 力學(xué)性能

已有的研究表明，微米級超細晶金屬材料，其強度和晶粒尺寸仍服從Hall-Petch關(guān)系，即材料的屈服強度與晶粒尺寸的倒數(shù)的平方根成正比.如圖7[29]所示，隨著疊軋道次的增加，CP-Ti材料的晶粒尺寸從10 μm減少至120 nm，同時證實了晶粒尺寸與屈服強度的變化滿足Hall-Petch關(guān)系.

另外，金屬材料的晶粒尺寸與其韌性也有著密不可分的關(guān)系：如當(dāng)晶粒尺寸從10 μm細化到1 μm時，鋼材的屈服強度可提高1倍以上，其韌脆性轉(zhuǎn)變溫度可下降至-200 ℃以下，從而顯著地改善了鋼材的低溫韌性.

ARB加工作為一種材料的強韌化手段，其主要的強韌化機制是細晶強化，即通過大塑性變形實現(xiàn)材料的細化晶粒和大幅度改善材料的強韌性，如圖8a所示[30].表2匯總了不同金屬材料經(jīng)不同條件ARB軋制后的組織-性能之間的關(guān)系[31].例如，在500 ℃對IF鋼進行7道次溫軋后，抗拉強度(Ultimate Tensile Strength，UTS)可增至870 MPa.然而，在ARB過程中引入的大量缺陷及畸變還會誘導(dǎo)其它強化因素參與作用.例如文獻[30]定量探討了IF鋼及復(fù)合材料ARB軋制過程中的位錯密度變化情況，如圖8b所示.可以看出，隨著循環(huán)道次的增加，三種ARB材料中的位錯密度均增加，并且位錯密度增加的速率與循環(huán)道次有關(guān)系，比如1道次后位錯密度顯著增加，而隨著進一步的變形，位錯密度增加趨勢變得平緩.同時，SiC顆粒通過抑制位錯的運動使材料進一步硬化.

5 應(yīng)用前景與展望

如前所述，ARB工藝的核心技術(shù)即通過大的塑性變形，使材料的晶粒尺寸細化到超細/納米水平，從而可大幅度改善材料的性能.與其它的大塑形變形工藝相比，ARB材料的合金含量較少，從而可以降低生產(chǎn)成本，提高可回收率，這也更加滿足當(dāng)前社會對金屬加工領(lǐng)域提出的“綠色環(huán)?！钡木唧w發(fā)展要求.

依據(jù)材料的延展性或塑性變形能力，目前采用ARB加工的材料主要涉及兩種不同類型的金屬材料：(1)延展性好或塑性變形能力強的純金屬材料，如Al、Cu和Fe等.這類金屬材料的主要優(yōu)勢在于在制備出超細晶材料的過程中金屬表面不易產(chǎn)生裂紋.盡管許多的研究者對這類材料變形后的組織和力學(xué)特征進行了大量的研究，但是有關(guān)變形過程中金屬材料的細晶形成過程、機理以及相應(yīng)的ARB工藝參數(shù)方面的研究還不太系統(tǒng)，仍需開展更深入的研究.(2)延展性差或塑性變形能力弱的金屬材料，如Mg合金、Al-Mg合金等.這類材料在累積疊軋過程中，極易形成邊緣裂紋，并最終擴展至中心區(qū)域，從而限制了循環(huán)道次的增加，也阻礙了其在ARB中的實際應(yīng)用.對于這類塑性較差的合金，一般需通過特殊工藝(如溫軋)，改善其塑性后再進行疊軋等.然而，有關(guān)改善該類金屬材料的強度和延展性的ARB工藝技術(shù)的研究報道還非常有限，尤其是對這類合金疊軋后的塑性變形機制及其熱穩(wěn)定性等方面尚待進一步的研究.

注：RT表示室溫.

此外，通過ARB技術(shù)制備的異種多層復(fù)合材料兼具功能材料的特有屬性如導(dǎo)電、導(dǎo)熱和耐腐蝕性等，深受國內(nèi)外學(xué)者的廣泛關(guān)注.尤其是，ARB技術(shù)在超薄復(fù)合板帶制備上具有利于產(chǎn)業(yè)化、環(huán)境污染小、結(jié)合強度高等優(yōu)點，目前已可以成為制備超薄復(fù)合板帶的最有效的途徑之一[33].因此，超薄復(fù)合或多層板帶將有望成為累積疊軋技術(shù)方面的一種新的應(yīng)用領(lǐng)域，而與之相關(guān)的先進工藝研究也是未來該領(lǐng)域的一個新方向.

[1]Valiev R Z， Krasilnikov N A， Tsenev N K. Plastic deformation of alloys with submicron-grained structure [J]. Materials Science and Engineering A， 1991， 137(5)： 35-40.

[2]Valiev R Z， Korznikov A V， Mulyukov R R. Structure and properties of ultrafine-grained materials produced by severe plastic deformation [J]. Materials Science and Engineering A， 1993， 168(2)： 141-148.

[3]Valiev R Z， Islamgaliev R K， Alexandrov I V. Bulk nanostructured materials from severe plastic deformation [J]. Progress in Materials Science， 2000， 45(2)： 101-189.

[4]陶乃镕， 盧柯. 納米結(jié)構(gòu)金屬材料的塑性變形制備技術(shù) [J]. 金屬學(xué)報， 2014， 50(2)： 141-147. (Tao Nairong, Lu Ke. Preparation techniques for nano-structured metallic materials via plastic deformation[J]. Acta Metallurgica Sinica， 2014， 50(2)： 141-147.)

[5]Humphreys F J， Prangnell P B， Bowen J R，etal. Developing stable fine-grain microstructures by large strain deformation [J]. Philosophical Transactions of the Royal Society A， 1999， 357(1756): 1663-1680.

[6]Gholinia A， Prangnell P B， Markushev M V. The effect of strain path on the development of deformation structures in severely deformed aluminum alloys processed by ECAE [J]. Acta Materialia， 2000， 48(5): 1115-1130.

[7]Zhu Y T， Lowe T C. Observations and issues on mechanisms of grain refinement during ECAP process [J]. Materials Science and Engineering A， 2000， 291(1-2): 46-53.

[8]Zhilyaev A P， Nurislamova G V， Kim B K，etal. Experimental parameters influencing grain refinement and microstructural evolution during high-pressure torsion [J]. Acta Materialia， 2003， 51(3)： 753-765.

[9]Zhilyaev A P， Langdon T G. Using high-pressure torsion for metal processing： fundamentals and applications [J]. Progress in Materials Science， 2008， 53(6): 893-979.

[10]Tong W P， Tao N R， Wang Z B，etal. Nitriding Iron at lower temperatures [J]. Science， 2003， 31(1): 686-688.

[11]Saito Y， Tsuji N， Utsunomiya H，etal. Ultra-fine grained bulk aluminum produced by accumulative roll-bonding (ARB) process [J]. Scripta Materialia， 1998， 39(9): 1221-1227.

[12]Shaarbaf M， Toroghinejad M R. Nano-grained copper strip produced by accumulative roll bonding process [J]. Materials Science and Engineering A， 2008， 473(1-2)： 28-33.

[13]Milner J L， Farha F A， Bunget C，etal. Grain refinement and mechanical properties of CP-Ti processed by warm accumulative roll bonding [J]. Materials Science and Engineering A， 2013， 561(1)： 109-117.

[14]Tsuji N， Saito Y， Utsunomiya H，etal. Ultra-fine grained bulk steel produced by accumulative roll-bonding (ARB) process [J]. Scripta Materialia， 1999， 40(7)： 795-800.

[15]Perez-Prado M T， Del Valle J A， Ruano O A. Grain refinement of Mg-Al-Zn alloys via accumulative roll bonding [J]. Scripta Materialia， 2004， 51(11)： 1093-1097.

[16]Yang D K， Cizek P， Hodgson P D，etal. Ultrafine equiaxed-grain Ti/Al composites produced by accumulative roll bonding [J]. Scripta Materialia， 2010， 62(56): 321-324.

[17]Lee S H. Role of shear strain in ultragrain refinement by accumulative roll-bonding (ARB) process [J]. Scripta Materialia， 2002， 46(4)： 281-285.

[18]Costa A LM， Reis A C C， Kestens L，etal. Ultra grain refinement and hardening of IF-steel during accumulative roll-bonding [J]. Materials Science and Engineering A， 2005， 406 (1-2)： 279-285.

[19]Vaidyanath L R， Nicholas M G， Milner D R. Pressure welding by rolling at elevated temperatures [J]. British Weld Journal， 1959， 6(1)： 13-28.

[20]Mohamed H A， Washburn J. Mechanism of solid state pressure welding [J]. Weld Journal， 1975， 54(9)： 302-310.

[21]Bay N. Cold welding. Part I： characteristic， bonding mechanisms， bond strength [J]. Metal Construction， 1986， 18(6)： 369-372.

[22]詹美燕，李春明，張衛(wèi)文，等. AZ31鎂合金在累積疊軋焊過程中的界面焊合研究[J]. 材料工程，2012(1)：18-24. (Zhan Meiyan， Li Chunming， Zhang Weiwen，etal. Interface bonding of AZ31 magnesium alloys during accumulative roll-bonding [J] .Journal of Materials Engineering， 2012(1)： 18-24.)

[23]汪程鵬，李付國，陸紅亞，等. 劇烈塑性變形制備微納米材料的變形細化機理[J].金屬熱處理，2012，37(2)：14-19. (Wang Chengpeng， Li Fuguo， Lu Hongya，etal. Refinement and deformation mechanism of severe plastic deformation for micron-nanometer materials[J]. Heat Treatment of Metals， 2012， 37(2)： 14-19.)

[24]詹美燕， 李春明. 累積疊軋焊AZ31鎂合金微觀組織和織構(gòu)演變的EBSD研究 [J]. 金屬學(xué)報， 2012， 48(6)： 709-716. (Zhan Meiyan， Li Chunming. An EBSD study on the microstructure and texture evolution of AZ31 magnesium alloy during accumulative roll-bonding [J]. Acta Metallurgica Sinica ， 2012， 48(6)： 709-716.)

[25]黃光杰， 鄒彬， 黃鑫， 等. 累積復(fù)合軋制法制備層狀超細晶材料的研究現(xiàn)狀 [J]. 材料導(dǎo)報， 2011， 25(5)： 6-10. (Huang Guangjie， Zou Bin， Huang Xin，etal. The current research on manufacturing ultra-fine grain materials by accumulative roll bongding [J]. Materials Review， 2011， 25 (5)： 6-10.)

[26]Wagner P， Engler O， Ludke K. Formation of Cu type shear bands and their influence on deformation and texture of rolled fcc {112}<111> single crystals [J]. Acta Metallurgica et Materialia， 1995， 43(10)： 3799-3812.

[27]Kocks U F， Chandra H. Slip geometry in partially constrained deformation [J]. Acta Metallurgica， 1982， 30(3)： 695-709.

[28]Quadir M Z， Al-Buhamad O， Bassman L，etal. Development of a recovered/recrystallized multilayered microstructure in Al alloys by accumulative roll bonding [J]. Acta Materialia， 2007， 55(16)： 5438-5448.

[29]Milner J L， Bunget C， Farha F A，etal. Modeling tensile strength of materials processed by accumulative roll bonding [J]. Journal of Manufacturing Processes， 2013， 15(2)： 219-226.

[30]Tsuji N， Saito Y， Lee S H，etal. ARB (accumulative roll bonding) and other new techniques to produce bulk ultrafine grained materials [J]. Advanced Engineering Materials， 2003， 5(5)： 338-344.

[31]Jamaati R， Toroghinejad M R， Amirkhanlou S，etal. Strengthening mechanisms in nanostructured interstitial free steel deformed to high strain [J]. Materials Science and Engineering A， 2015， 639(7)： 656-662.

[32]余琨， 黎文獻， 王日初， 等. Mg-Al-Zn(RE)鎂合金軋制變形行為及強化機制 [J]. 稀有金屬材料與工程， 2006， 35(11)： 1748-1752. (Yu Kun， Li Wenxian， Wang Richu，etal. Rolling deformation and strengthening mechanism of Mg-Al-Zn(RE) magnesium alloys [J]. Rare Metal Materials and Engineering， 2006， 35 (11)： 1748-1752.)

[33]宋鴻武， 陳巖， 程明， 等. 異種金屬層狀復(fù)合材料累積疊軋工藝的研究進展 [J]. 材料導(dǎo)報， 2011， 25(10)： 7-12. (Song Hongwu， Chen Yan， Cheng Ming，etal. Progresses in the accmulative roll-bonding of clad bimetals [J]. Materials Review， 2011， 25 (10)： 7-12.)

An accumulative roll bonding technology for bulk ultrafine/nano-structured metallic materials

Cai Minghui

School of Materials and Metallurgy，Northeastern University，Shenyang 110819，China

This work summarized a severe plastic deformation (SPD) technique for preparing bulk ultrafine-nano-structured metallic materials, i.e. accumulative roll bonding (ARB). Particular emphasis was placed on the fundamental understanding of the ARB technology principle and the interfacial bonding mechanism. According to preliminary research work, the grain refinement mechanism, texture evolution, structure-property relationship and the major strengthening mechanisms in the ARB-processed materials were discussed in detail. The major problems existing in practical applications of ARB were addressed to make it one of the most promising process in preparing materials with UFG microstructure.

accumulative roll bonding; ultrafine-grained; interfacial bonding; texture; strengthening mechanism

10.14186/j.cnki.1671-6620.2015.04.006

TG 333.7

A

1671-6620(2015)04-0275-08