退火工艺对深冷轧制AISI310S不锈钢组织和性能的影响

采用SEM、TEM及微拉伸试验等方法,对深冷轧制变形90%的AISI310S奥氏体不锈钢不同温度(500~1000℃)及时间(2~60 min)退火处理后的微观组织及性能进行了研究。结果表明:当退火温度在700℃以下时,深冷变形组织处于回复阶段;退火温度在700℃以上时,深冷变形组织处于再结晶阶段,随着退火温度升高至1000℃,再结晶程度充分完全的同时伴随着再结晶晶粒的长大,1000℃退火10 min条件下,奥氏体晶粒长大至3μm左右。在退火温度800℃下,随着退火时间从2 min增加到60 min,奥氏体不锈钢晶粒尺寸从300 nm增大至750 nm。退火温度从500℃增至1000℃,奥氏体不锈钢的强度和硬度呈现出先升高后下降的趋势,伸长率则一直呈增加趋势,断口形貌也由韧、脆性混合断裂向韧性断裂发生转变。     

退火对深冷轧制AISI310S奥氏体不锈钢组织和耐蚀性能的影响

借助光学显微镜(OM)、透射电镜(TEM)及电化学实验等方法研究了退火工艺对深冷轧制AISI310S奥氏体不锈钢显微组织和耐蚀性能的影响。结果表明:退火温度小于700℃,深冷变形组织处于回复阶段,退火温度大于700℃,深冷变形组织处于再结晶阶段,再结晶晶粒尺寸处于亚微米量级;随着退火温度增大至1000℃后,再结晶晶粒明显长大至2μm左右。极化曲线测试结果表明,与深冷变形奥氏体不锈钢相比,经退火处理后奥氏体不锈钢具有更高的自腐蚀电位,更低的腐蚀电流密度和更好的抗腐蚀性能。     

退火工艺对热镀锌用冷轧低碳高强钢组织和性能的影响

通过扫描电镜、能谱仪、显微硬度计和拉伸实验研究了退火工艺对热镀锌用冷轧低碳高强钢组织及性能的影响。结果表明,在600℃退火时,组织处于回复阶段,几乎没有再结晶; 625℃保温5 min退火后,再结晶基本完成,组织中有大量渗碳体颗粒弥散析出,并且随着退火温度升高或保温时间延长渗碳体沿铁素体晶界聚集粗化;在625℃保温10 min退火后,再结晶已经完成并且发生长大现象,组织为等轴状铁素体+渗碳体颗粒,晶粒尺寸约为5. 01μm; 650、675、700℃保温10 min退火后,铁素体晶粒进一步长大;随着退火温度升高和保温时间延长,屈服强度和抗拉强度降低,伸长率升高。625℃×5 min退火可以获得优良的综合力学性能。     

冷变形及退火工艺对低温用奥氏体不锈钢组织性能的影响

采用冷轧试验、退火试验、组织观察及力学性能检测等手段,研究了冷变形及退火工艺对低温用304L奥氏体不锈钢组织性能的影响。结果表明,随着冷轧变形量的增加,冷轧态组织晶粒沿着轧制方向被拉长后被破碎,形变带的密度逐渐增加,冷轧态钢板的强度提高,伸长率下降。随着退火温度的升高,再结晶晶粒尺寸逐渐变大,1120℃以后晶粒长大趋势明显提升,退火态钢板的强度降低,伸长率提高。退火时晶粒长大表观激活能随着冷变形量的增加而提高,在低温退火时,随着冷轧变形量的增加,晶粒尺寸逐渐减小,强度提高,伸长率下降,高温退火时趋势正好相反。     

等径角挤压304不锈钢热处理组织与性能研究

对经过8道次等径角挤压的超细晶304不锈钢进行不同温度的退火处理,研究了退火温度对304不锈钢显微组织和力学性能的影响,并对断口形貌进行了观察。结果表明,304不锈钢的再结晶起始温度为650℃,而再结晶结束温度为900℃;在退火温度升高至750℃以上时,304不锈钢的组织为部分超细晶和发生再结晶的晶粒组成的双尺度结构;对8道次等径角挤压304不锈钢进行退火处理后,强度和屈强比降低,而断后伸长率提高,750℃退火30 min是较为适宜的退火工艺;随着退火温度升高,材料的断裂机制从脆性断裂逐渐转变为韧性断裂。     

Cr22Ni13Mn5Mo2N奥氏体不锈钢的热轧工艺

运用Gleeble-3800热模拟试验机研究了00Cr22Ni13Mn5Mo2N奥氏体不锈钢在变形温度为1000～1200 ℃,变形量为50%、60%、70%,应变速率为0.05 s^-1条件下的热压缩变形行为,并观察分析变形后试样组织形貌和经1080 ℃固溶热处理后试样的组织形貌。观察试样固溶热处理前后的组织形貌得到在1000~1150 ℃下进行热压缩变形,随着变形量的增加,动态再结晶越完全;经过固溶热处理后,静态再结晶就越充分。但在1200 ℃时,温度过高,再结晶已完成并且晶粒发生长大。在变形量分别为50%、60%和70%时,随着变形温度的升高,再结晶越完全,经固溶热处理后,再结晶更完全。00Cr22Ni13Mn5Mo2N奥氏体不锈钢热轧最佳轧制温度为1100 ℃,压缩变形量为70%。     

异构片层结构304不锈钢的制备及其力学性能

采用形变诱导马氏体退火逆转变工艺制备了异构片层结构(HLS)的304奥氏体不锈钢。通过扫描电镜和X射线衍射仪分析了304奥氏体不锈钢的显微组织和物相组成,并采用室温拉伸试验研究了其力学性能。结果表明,通过变形量为34%的热轧、75%的冷轧以及700 ℃退火12 min后,试验钢中的马氏体相逆转变为奥氏体相,部分残留奥氏体发生再结晶,获得了由微米再结晶晶粒与超细晶/纳米晶晶粒以及残留奥氏体晶粒组成的异构片层结构,微米再结晶晶粒和残留奥氏体被超细晶/纳米晶晶粒所包围。异构片层结构304奥氏体不锈钢的屈服强度为940.1 MPa,断裂总延伸率为43.1%,获得了良好的强度-塑性匹配。     

大块料1Cr18Ni9Ti奥氏体不锈钢的晶粒细化研究

用马氏体逆转变晶粒细化方法对大块料1Cr18Ni9Ti奥氏体不锈钢进行组织细化研究。并分析了冷变形后再结晶退火温度和保温时间对晶粒度的影响等。结果获得经90％冷变形的1Cr18Ni9Ti不锈钢的最佳再结晶退火工艺规范为：加热至800℃保温40min后空冷,在此工艺条件下,得到的奥氏体晶粒直径为6～10μm,而且等轴化程度最好,碳化物析出量最少。     

冷变形和再结晶退火对TP304钢晶粒度的影响

对TP304钢实施19%和25%的冷塑性变形后,分别在650℃、700℃、800℃及900℃下进行30 min再结晶退火,研究变形率和再结晶退火温度对TP304钢晶粒度的影响。结果表明,TP304钢在650℃、700℃及800℃下再结晶退火30 min,不能实现完全再结晶;900℃下再结晶退火30 min,可获得完全再结晶组织;19%冷变形+900℃再结晶退火30 min,TP304钢晶粒平均直径从40μm细化到22μm;25%冷变形+900℃再结晶退火30 min,TP304钢晶粒平均直径从40μm细化到17μm,二者晶粒度级别均由6级细化到8级,25%冷变形+900℃再结晶退火30 min的细化晶粒效果最优。     

退火温度对超低碳钢ECAP变形组织的影响

采用BC方式通过等径弯曲通道变形(Equal Channel Angular Pressing,简称ECAP)法制备了铁素体晶粒尺寸约0.30μm的超低碳钢试样,研究了退火温度对ECAP变形组织的影响。结果表明,随退火温度升高,ECAP变形获得的亚微晶铁素体变形组织在原位逐渐演变为再结晶组织。300~500℃×1h退火时,亚微晶铁素体组织稳定,晶粒无明显长大。退火温度高于500℃后,铁素体晶粒开始明显长大,650℃退火后的铁素体平均晶粒尺寸约8.70μm。     

热处理对等通道挤压后奥氏体不锈钢组织与性能的影响

对等通道挤压后的奥氏体不锈钢进行500℃～1000℃退火处理。结果表明，经2道次800℃退火处理后，材料的σb提高15％，σ0.2提高103％，组织晶粒细化至5μm～15μm，而且在此温度下有较强热稳定性，同时当真应变达到8时，不锈钢的再结晶温度不发生变化。     

冷旋U-6.5Nb合金再结晶晶粒长大的实验研究

采用冷旋加工-退火工艺细化U-6.5Nb合金晶粒组织,研究旋压变形率、退火温度及退火时间对再结晶后晶粒组织的影响。结果表明,在研究范围内,旋压变形率对晶粒尺寸没有显著影响,随退火温度的升高和退火时间的延长,晶粒尺寸不断长大。在700, 800和900 ℃保温过程中的晶粒长大指数分别为0.47, 0.31和0.34,晶粒长大激活能为100.4 kJ/mol, 表明U-6.5Nb合金的晶粒长大受Nb原子的扩散控制     

热处理及Mo、Nb含量对00Cr22Mo2Nb铁素体不锈钢组织和性能的影响

研究了热处理对不同Mo、Nb含量的00Cr22Mo2Nb（445）铁素体不锈钢微观组织、冲击性能、硬度和韧脆转变温度的影响。结果表明0.112%左右的Nb含量可以有效抑制退火再结晶晶粒的长大。700 ℃是铁素体基体中的σ相最为敏感的析出温度,而800 ℃是χ相最为敏感的析出温度,此类析出物的存在严重恶化材料的室温冲击性能;而在1000 ℃固溶5 min可以使其充分溶解。再结晶等轴晶粒经过1050 ℃×20 min处理后晶粒尺寸增大,材料的韧脆转变温度显著升高。     

再结晶退火对冷变形00Cr22Ni5Mo3N双相不锈钢显微组织的影响

对一定冷变形00Cr22Ni5Mo3N双相不锈钢再结晶退火后的显微组织进行了研究.结果表明:退火温度从1000℃开始依次增加50℃至1200℃,通过XRD的检测,确定了试样组织由β、γ两相组成,在再结晶退火温度下没有新相产生;经退火处理后得到大小均匀的等轴晶;在较高退火温度下的铁素体的体积分数明显比在较低退火温度下的铁素体的体积分数要高;较低退火温度比较高退火温度的品粒细化的效果要好.在较高退火温度下导致晶粒的长大;不同的再结晶退火温度与试样的显微硬度表现出复杂关系.     

冷变形GH3625合金管材中间退火过程中的组织演变

通过室温压缩试验、数学模型拟合、金相分析以及洛氏硬度计等手段,研究了冷变形GH3625合金管材中间退火过程中的组织演变规律,并建立了中间退火过程中再结晶晶粒长大方程。研究表明:随着冷变形量的增加,合金组织均匀性逐渐变好,硬度值显著增加,特别是冷变形量0~50%的阶段更为明显;随着退火温度的升高,晶粒长大速率加快;GH3625合金管材在1120℃/15 min/AC下进行退火处理,组织为均匀细小的完全再结晶晶粒,是适宜的中间退火工艺;所建立的晶粒长大模型预测结果与实测值吻合较好。     

退火温度对5754铝合金冷轧板组织和性能的影响

选择冷变形率为50%、厚度为3.1mm的5754铝合金冷轧板,研究不同退火温度对冷轧板组织和性能的影响,以30℃间隔为每一个实验点,退火温度范围是从常温至600℃。实验研究结果显示,5754铝合金冷轧板在150℃已经进入回复阶段,组织中的晶粒并无明显变化,强度降低、塑性有所提升;当270℃退火时,组织已经发生再结晶;随着温度继续升高,当温度到达420℃时,晶粒略有长大;当温度升至600℃时,晶粒已异常长大。     

退火工艺对21-6-9奥氏体不锈钢组织的影响

研究了200～750 ℃退火对冷拔21-6-9奥氏体不锈钢显微组织的影响。结果表明,在200～550 ℃退火时,冷拔21-6-9奥氏体不锈钢的晶粒尺寸及孪晶密度变化不大,主要以回复为主,无第二相析出;当退火温度高于550 ℃时,晶粒发生了再结晶,并有大晶粒吞并小晶粒的现象,孪晶密度随退火温度升高先增加后减小,且在650 ℃退火后组织中有Cr₂₃C₆型碳化物析出,并随着退火温度的升高析出物逐渐增多。     

00Cr22Ni13Mn5Mo2N奥氏体不锈钢的精轧工艺

为了研究00Cr22Ni13Mn5Mo2N奥氏体不锈钢的精轧工艺,使用Gleeble-3800热模拟试验机模拟00Cr22Ni13Mn5Mo2N奥氏体不锈钢在变形温度为800、850、900、950 ℃,变形量为40%、50%、60%,应变速率为50 s^-1条件下的热压缩变形行为,并对其进行1080、1120、1160 ℃的固溶热处理,观察固溶热处理前后的组织形貌。结果表明:在800~950 ℃热压缩温度下,随变形量增大,再结晶越完全,再结晶平均晶粒尺寸越细小;经固溶处理1 h后,静态再结晶就越充分。在40%~60%变形量下,随热压缩温度升高,再结晶越完全,再结晶平均晶粒尺寸越大。热压缩变形试验钢随固溶处理温度升高,再结晶平均晶粒尺寸越大。00Cr22Ni13Mn5Mo2N奥氏体不锈钢的精轧最佳轧制温度为800 ℃,压缩变形量为60%,固溶温度为1080 ℃。     

强变形AZ31镁合金的静态再结晶

通过光学显微镜及SEM/EBSD观察研究强变形AZ31镁合金在300～673 K的退火行为,分析显微组织、晶粒尺寸分布、平均晶粒尺寸、硬度及变形织构随退火温度的变化.结果表明:细晶组分随着温度的升高不断降低,退火过程按退火温度可分为孕育、再结晶急速长大及晶粒正常长大3个阶段.强变形过程中,发生连续动态再结晶的镁合金在随后的退火过程中主要受晶粒长大控制,没有发生织构变化,即为连续静态再结晶.     

退火温度对Ti-Ni-Cr低温超弹性合金组织和拉伸性能的影响

用光学显微镜和拉伸试验研究了退火温度(Ta)对Ti-50.8Ni-0.3Cr合金显微组织和拉伸行为的影响。结果表明,合金原始态为拉拔纤维组织,退火时发生回复与再结晶。Ta=350～500℃时,为回复阶段,组织呈纤维状。Ta=550～590℃时,为再结晶阶段,纤维组织逐渐变成无畸变等轴晶粒,再结晶温度在570℃左右。Ta=600～800℃时,为晶粒长大阶段,显微组织呈粗大不均匀等轴晶。Ta对合金在低温(8℃)下的拉伸行为有显著影响,随Ta升高,应力诱发马氏体相变临界应力先降低后升高;350～500℃退火态合金的加工硬化能力和抗拉强度大于550～700℃退火态合金,而后者的延伸率则显著大于前者。当Ta大于650℃后合金的延伸率因晶粒粗化而减小。