再结晶温度对Fe-36Ni因瓦合金冷轧薄板组织和性能的影响

研究了Fe-36Ni因瓦合金冷轧薄板再结晶过程中显微组织、晶粒取向、硬度值和磁性能的变化规律。结合金相组织、织构、力学性能和VSM等检测分析手段,确定了该冷轧薄板的再结晶温度范围为525~625℃,同时伴有晶粒择优取向发展过程;再结晶过程对冷轧薄板的磁性能没有明显影响。     

固溶温度对NS3105合金Φ63 mm×10mm冷轧管晶粒长大倾向的影响

试验用NS3105合金(/%:0.021C,0.06Si,0.02Mn,0.0007S,0.007P,29.75Cr,59.90Ni,9.88Fe,0.0100N)经12 t真空感应炉熔炼,保护气氛电渣重熔成3 t锭,锻造开坯Φ236 mm坯,热挤压成Φ95 mm×16 mm蒸管,再冷轧成Φ63 mm×10 mm管。研究了冷轧管800~1 140℃5~15 min固溶处理对其组织的影响。结果表明,NS3105合金热加工管经60%变形量冷轧后,合金原有的等轴晶粒发生较大变形,冷轧管变形晶粒800℃开始发生回复再结晶,950℃基本完全再结晶;随着温度提高和时间加长,冷轧管再结晶晶粒不断长大,950~1 080℃时,晶粒长大不均匀,出现混晶和粗细晶条带;1 080~1 120℃时,晶粒长大较均匀;大于1 120℃,冷轧管晶粒长大明显,组织较粗大,NS3105合金冷轧管最佳固溶处理温度为1 080~1 120℃。     

MGH754合金冷轧板材的再结晶行为

 通过扫描电镜EBSD技术与透射电镜研究分析了不同温度的预退火和二次退火对MGH754合金冷轧板材显微组织结构和微区织构变化的影响。研究表明,MGH754合金冷轧板材在700到800℃之间即发生一次再结晶,高温预退火与二次退火均不能使MGH754合金冷轧板材发生二次再结晶。在预退火过程中,板材从冷轧态锋锐的{110}<112>形变织构逐渐? 湮獅225}<253>再结晶织构。而二次退火后的再结晶织构与高温预退火后产生的再结晶织构又有所不同。     

冷、热加工工艺对ODS MGH 956合金板材再结晶行为的影响

以氧化物弥散强化的MGH 956合金由不同冷、热轧制工艺加工出的不同厚度的板材作为研究对象,探讨了经不同的再结晶退火工艺处理后该合金的组织.结果表明MGH 956合金板材的再结晶是否充分、完全再结晶的退火温度和保温时间以及再结晶的晶粒尺寸均与最后一个退火周期完成后冷、热轧制过程的工艺参数有非常直接的关系.变形温度越低、变形量越大,板材充分实现再结晶的温度越低、保温时间越短,晶粒尺寸也越大.而再结晶的晶粒形貌则主要取决于所采用的变形加工的方法和方式.     

固溶温度对ΦS3105合金Φ63mmx10mm冷轧管晶粒长大倾向的影响

试验用NS3105合金（/%:0.021C,0.06Si,0.02Mn,0.0007S,0.007P,29.75Cr,59.90Ni,9.88Fe,0.0100N）经12t真空感应炉熔炼,保护气氛电渣重熔成3t锭,锻造开坯Φ236mm坯,热挤压成Φ95 mm×16mm蒸管,再冷轧成Φ63mm×10mm管。研究了冷轧管800~1140℃ 5~5min固溶处理对其组织的影响。结果表明,NS3105合金热加工管经60%变形量冷轧后,合金原有的等轴晶粒发生较大变形,冷轧管变形晶粒800℃开始发生回复再结晶,950℃基本完全再结晶;随着温度提高和时间加长,冷轧管再结晶晶粒不断长大,950~1080℃时,晶粒长大不均匀,出现混晶和粗细晶条带;1080~1120℃时,晶粒长大较均匀;大于1120℃,冷轧管晶粒长大明显,组织较粗大,NS3105合金冷轧管最佳固溶处理温度为1080~1120℃。     

冷变形及退火对薄板5182铝合金微观组织与力学性能的影响

本文研究了冷轧过程中不同的冷变形及退火工艺对薄板5182铝合金晶粒组织、拉伸性能与各向异性影响。研究结果表明,当退火温度在300℃时,5182合金中发生不完全再结晶。随着冷变形量的增加,拉伸强度先增加后降低,延伸率逐渐增加;当退火温度在320℃~380℃时,5182合金中发生完全再结晶,变形量为30%的试样晶粒发生异常长大形成粗大晶粒;而变形量大于50%的试样晶粒发生完全再结晶形成细小等轴晶。随着冷变形量的增加,拉伸强度略有增加,延伸率变化较小。     

退火温度和再结晶比例对0.58Si无取向硅钢0.50mm冷轧板性能的影响

无取向硅钢(/%:0.003C,0.58Si,0.20Mn,0.010P,0.002S,0.25Al,0.003 0N)0.5 mm冷轧薄板由2.6mm热轧板冷轧而成。研究了390~820℃退火再结晶组织比例对该钢磁性能、抗拉强度和硬度的影响。结果表明,未发生再结晶时(390~480℃退火),退火温度对抗拉强度和硬度的影响很小;当再结晶组织比例≥70%时(560~820℃退火),降低退火温度能够有效提高抗拉强度,同时不显著恶化磁性能,但对硬度没有影响;当再结晶组织比例70%时(480~560℃退火),降低退火温度使磁性能剧烈恶化,但能够大幅提高抗拉强度和硬度;当退火温度560℃,再结晶比例70%时无取向硅钢的性能为抗拉强度R_m 470 MPa,HV1硬度值140,铁损P_(1.5/50)7.5W/kg,磁极化强度J_(50)1.70 T,综合性能最佳。     

热处理对冷塑性变形GH4648合金组织和性能的影响

通过对GH4648合金进行冷塑性变形、固溶热处理,最后观察组织形貌和检测力学性能,得出:GH4648合金的静态再结晶温度范围为:1025℃～1050℃;再结晶晶粒长大倾向随加热温度的升高表现出增大的趋势:经冷塑性变形后.当固溶温度在1025℃～1125℃时,晶粒缓慢长大;当固溶温度在1125℃～1175℃时,晶粒急剧长大;在本实验的GH4648合金的化学成分,保温时间为8min,空冷,热处理的情况下平衡相的析出温度在950℃-1050℃,析出峰在1000℃左右;为使其具有满意的综合性能,冷轧薄板成品固溶温度应为1110℃～1120℃.     

热处理对冷轧爆炸复合Cu/Al薄板组织、力学性能及电导率的影响

将20 mm厚Cu/Al爆炸复合板材经过6道次冷轧后获得1.5 mm厚的Cu/Al复合薄板。研究了热处理对冷轧后Cu/Al复合薄板的组织、力学性能和电导率的影响。结果表明,界面化合物Al_2Cu,AlCu和Al_4Cu_9的扩散层厚度随退火温度和退火时间的增加而增加。随着退火温度的升高,复合材料的抗拉强度降低,断裂伸长率增加。当退火温度从300℃提高到350℃时,拉伸屈服强度从225 MPa降低到77 MPa,伸长率从16%增加到37.5%。当退火温度低于400℃时,复合薄板的拉伸剪切强度随着退火温度的升高而增加。复合薄板的电导率受退火时间的影响较为明显,在350℃退火4 h后复合板的电导率达到最大值96.4%IACS(国际退火铜标准)。     

时效温度对冷轧弹性合金3J1力学性能的影响

本文研究了3J1合金冷轧后经600℃、650℃、700℃和750℃时效处理对组织与性能的影响。结果表明:冷轧变形后随时效温度的升高,强度(抗拉强度和屈服强度)先升高后降低,3J1合金在650℃时效处理时强度达到最大值,延伸率随着时效温度的升高而升高。     

热变形对汽车用Al-Sc-Zr合金高温流变形行为的影响及本构方程的建立

在Gleeble-3000D热模拟机上对Al-0.2Sc-0.04Zr铝合金开展了热变形实验,系统地研究该合金变形参数在0.001~5 s-1和440~600 ℃下的高温流变行为。研究结果表明:在低应变速率和较高的温度下,DRX的发生较为完全。同时,在较低温度（T≤520 ℃）下变形,主要软化机制为动态回复;在较高温度（T>520 ℃）下变形,软化机制转变为动态再结晶,且获得了较为完全的动态再结晶组织;在高温（T≥600 ℃）下变形,晶粒出现明显的长大。分析应力指数（n）和变形激活能（Q）,二者均随变形温度的升高而增加。采用双曲正弦模型,建立了适合Al-0.2Sc-0.04Zr合金的本构方程,可很好地预测峰值应力,为工业化生产提供理论依据。      

热拉拔工艺对AZ61镁合金丝材组织与性能的影响

采用自制热拉拔装置将AZ61镁合金粗挤压棒材拉拔成丝,研究拉拔温度、道次变形量等热拉拔工艺对单道次拉拔后丝材组织、力学性能的影响规律,并对拉拔过程中断丝情况进行统计,确定能够实现稳定热拉拔的工艺参数范围.结果表明,当道次变形量为15%时,随着温度的升高,丝材中的孪晶组织逐渐减少,强度逐渐降低,延伸率逐渐升高,丝材在350℃时发生动态再结晶.当拉拔温度一定时,随着道次变形量的增加,丝材的加工硬化程度增加,强度、硬度升高,延伸率下降.但当拉拔温度为300℃,道次变形量增加到25%时,丝材发生动态再结晶,使强度硬度下降,延伸率升高.过高的拉拔温度和道次变形量会使丝材发生断裂,随着温度的提高,丝材所能承受的最大变形量逐渐减小.     

BT25钛合金高温变形行为

对BT25钛合金在温度为950~1 100 ℃,应变速率为0.001~10 s-1条件下的高温变形行为进行了研究,分析了热力学参数对流变应力和微观组织的影响,并以Arrhenius方程为基础,构建了本构方程,最后进行了验证.结果表明:BT25合金在相同温度和应变速率下变形,变形量越大,动态再结晶越充分并细化了晶粒.相同变形量,变形温度越低,应变速率越高,动态再结晶晶粒尺寸越细小;流变应力随应变速率的增加而增加,随变形温度的升高而减小;BT25合金在α+β两相区（950~1 010 ℃）Q=763.51 kJ/mol,β相区（1 040~1 100 ℃）Q=231.36 kJ/mol.      

7085铝合金的高温压缩流变应力及软化行为

对均匀化炉冷态7085铝合金进行高温压缩实验,研究该合金在变形温度为350~450℃、变形速率为0.001~0.1 s 1和应变量为0~0.6条件下的流变应力及软化行为。结果表明:流变应力在变形初期随着应变的增加而迅速增大,出现峰值后逐渐软化进入稳态流变;随着变形温度的升高和应变速率的降低,峰值流变应力降低。采用包含Zener-Hollomon参数的Arrhenius双曲正弦关系描述合金的流变行为。分析和建立了应变量与本构方程参数(激活能、应力指数和结构因子)的关系,研究发现本构方程参数随应变量的增加而减少。合金的流变行为差异与动态回复再结晶和第二相粒子相关。     

铸造TiAl基合金的热变形行为及加工图

通过高温压缩模拟试验结果建立TiAl基合金的热加工图,结合扫描电镜、透射电镜等试验手段,研究铸造TiAl基合金在温度为1 000~1 150℃、应变速率为0.001~1 s 1范围内的热变形行为。结果表明:铸造TiAl基合金是温度、应变速率敏感材料,其流变应力随温度升高和应变速率降低而降低。铸造TiAl基合金的高温变形机制以层片晶团的扭折、弯曲及动态再结晶过程为主。在高温(1 150℃),低应变速率(≤0.01 s 1)下变形后,铸态组织中β相含量明显减少直至消除。在变形温度1 150℃、应变速率0.001 s 1下变形时,铸造TiAl基合金未发生超塑性变形;此时由于动态再结晶晶粒异常长大导致加工图上该区域功率耗散值未达到最大,而是有减小的趋势。     

MGH754合金两种固实化状态的热塑性研究

 在Gleeble 1500热模拟试验机上,应用热拉伸方法来研究MGH754合金的热等静压和热挤压状态组织在800 ℃~1 200 ℃范围内的热塑性行为。结果表明：热挤压态组织的塑性峰值出现在1 100 ℃左右,而热等静压态的则是在1 200 ℃甚至更高。同时还发现,由于原始颗粒边界的原因,MGH754合金热等静压态的塑性要比热挤压态的低很多。     

固溶处理对热轧Inconel 601合金组织与力学性能的影响

通过光学显微镜、扫描电镜、万能拉伸试验机和硬度计等研究了 1 080~1 200 ℃固溶温度对热轧态Inconel 601合金微观组织和力学性能的影响。结果表明:热轧态合金基体为沿轧制方向拉长的奥氏体晶粒组织,同时弥散有少量氮化物,沿晶界有大量碳化物析出。随着固溶温度的升高,再结晶晶粒逐渐长大,碳化物缓慢溶解,强度及硬度逐渐降低;当固溶温度提高到1 160℃时,晶粒尺寸均匀,碳化物基本全部溶解,合金的HRB硬度值由84降至71,伸长率由52%提升至70%。获得最佳力学性能的固溶工艺为1 140~1 160 ℃保温50 min。     

TZM合金与纯Mo性能对比研究

利用拉伸力学性能测试、硬度测试、OM、SEM及EDS等分析测试手段,研究了TZM合金和纯Mo的微观组织、室温与高温力学性能以及再结晶行为。结果表明：TZM合金比纯Mo具有更高的室温与高温强度;TZM合金的起始再结晶温度为1350℃,终了再结晶温度为1700℃,分别比纯Mo的起始再结晶温度与终了再结晶温度提高了500℃与450℃。TZM合金的强度与再结晶温度的提高主要归因于细小弥散分布的第二相TiC、ZrC。     

高温轧制对AZ31B镁合金组织和性能的影响

研究了高温轧制工艺对AZ31B镁合金微观组织、织构以及性能的影响规律。在轧制状态下,随着轧制温度从450℃升高至525℃,合金组织内部动态再结晶逐渐增多,孪晶数量不断减少,同时组织的均匀性也得到了改善,基面织构强度也呈下降的趋势。经350℃保温60min退火之后,合金板材内部发生了完全再结晶,孪晶组织消失,显微组织更均匀,板材基面织构强度也进一步减弱。由于基面织构强度的减弱,合金板材的室温成形性能随着轧制温度的升高得到显著提升,其杯突值由450℃时的5.6mm增大到525℃下的6.3mm,比450℃下的5.6mm提高了约12.5%。     

高温合金NiCr22Mo9Nb的热塑性行为与加工图研究

采用先进的热力模拟技术对高温合金NiCr22Mo9Nb合金进行热压缩试验,系统研究了合金在900~1100℃,0.01~5.00 s^-1变形条件下的热塑性行为。根据热压缩实验数据,给出不同变形参数下该合金的流变应力曲线。考虑绝热温升效应对流变应力曲线的影响,通过外推法对高应变速率曲线进行绝热温升修正,基于修正后的流变应力曲线构建该合金Arrhenius型本构模型。根据动态材料模型推导该合金在不同应变下的加工图,并分析不同变形参数下该合金的变形组织演化规律。结果表明,该合金的流变应力曲线呈现动态再结晶软化特征;在高应变速率5.00 s^-1下发生明显的绝热温升现象,并且随着变形温度的升高绝热温升效应减弱;该合金在900~1100℃时的热变形激活能为485.31k J·mol^-1;结合该合金的热加工图和不同区域变形组织特征,合金的完全再结晶区域为变形温度T=1050~1100℃、应变速率ε=0.10~0.25 s^-1,失稳区域为T=900~1100℃、ε=0.3~1.8 s^-1,建议该合金的最佳热加工窗口为完全再结晶区域。