AN APPROACH TO MECHANISM OF COARSE GRAIN FORMATION AFTER CRITICAL DEFORMATION

本文研究了高温合金临界变形粗晶形成的机理。认为临界变形粗晶的形成是原始晶粒的直接长大,而不是“再结晶晶核数目少”或其它复合机制。临界变形区晶粒长大的最初驱动力是晶界两侧的畸变能差。     

临界变形量冷轧高纯铝在退火过程中的晶粒粗化行为

采用离线原位电子背散射衍射技术研究了经10%(厚度减缩量)临界变形量冷轧高纯铝(99.99%)样品在退火过程中的晶粒粗化行为。结果表明,平均晶粒尺寸为40μm的原始晶粒组织经临界变形量冷轧再经480℃退火15 min后,形成了平均晶粒尺寸为200μm的粗晶组织;这种粗晶组织并非由新晶核的广泛长大而形成,而主要是由取向为{611}106和{611}616原始晶粒的快速长大而导致。     

纳米组织锆合金氧化过程中ZrO2晶粒生长特性

研究了673 K,10.3 MPa条件下纳米锆合金氧化膜中ZrO2晶粒尺寸长大规律.结果表明,在纳米结构基底上形成的ZrO2,晶粒尺寸均小于在粗晶基底上所形成的ZrO2晶粒尺寸;在纳米结构基底上形成的ZrO2晶粒长大速率小于在粗晶基底上所形成的ZrO2晶粒长大速率.组织纳米化促进了更小尺寸ZrO2的形成,影响了ZrO2晶粒长大动力学过程.     

正火处理对高强钢临界变形粗晶组织的影响

18CrNi4A钢小圆材主要是以锻锤成材,而小圆锻材表面层易出现临界变形粗晶缺陷,严重影响其综合力学性能,采用OM、SEM分析研究了正火处理对18CrNi4A高强钢临界变形粗晶组织的影响。结果表明:860℃正火处理对高强18CrNi4A圆钢临界变形粗晶具有显著的细化作用,消除了晶界遗传的影响,使得圆钢的表面层粗晶形貌得到细化,圆钢心部和边部微观组织整体均得到改善,正火处理后圆钢的平均晶粒尺寸为27μm。     

铝型材粗晶原因浅析

分析了铝型材表面晶粒粗大的原因。表面粗晶与铸棒晶粒度,挤压温度、挤压比、模具设计制作等因素有关,与铸锭Zn含量无关,避开临界变形量是消除粗晶的主要措施。     

线材表面对称粗晶形成原因分析

针对超低碳钢高速线材盘条尾部表面对称粗晶进行了研究,分析了粗晶出现的位置、表面组织形态及相应的生产工艺环节。结果表明：线材表面对称粗晶是由于线材尾部在吐丝前夹送辊夹持时产生微变形,其表面奥氏体晶粒并没有发生动态再结晶晶粒细化,而是在随后的缓慢冷却过程中发生了奥氏体的静态再结晶晶粒粗化,尤其在表层以下的近表面的位置,晶粒以迅速长大的方式向表面变形储存能较高的区域推进,将夹送辊夹持带来的变形能释放,从而造成表面局部奥氏体晶粒异常粗大。为此,改变夹送辊的孔型设计,可解决线材表面对称粗晶问题。     

细晶粒钛合金热影响区晶粒长大规律

细晶粒钛合金经历焊接热循环后,热影响区粗晶区晶粒具有严重的长大倾向。针对TIG焊接过程,研究了显微组织为等轴状结构的细晶粒Ti-6Al-4V合金粗晶区晶粒长大规律,分析了晶粒粗化对粗晶区组织转变和接头硬度的影响。结果表明,母材晶粒细化引起的冷却过程中卢相变点变化,导致细晶粒Ti-6Al-4V合金粗晶区晶粒与普通Ti-6Al-4V合金相比具有更小的长大倾向;马氏体形核率的降低导致细晶粒Ti-6Al-4V合金粗晶区a’马氏体束在生长过程具有更强的位相性,晶界片状马氏体片层厚度和晶内马氏体板条长度随粗晶区晶粒尺寸增加明显增大;与普通Ti-6Al-4V合金相比,细晶粒Ti-6Al-4V合金粗晶区晶粒长大未引起软化问题。     

固溶处理对6082铝合金棒材粗晶环和力学性能的影响

采用正交试验方法研究了固溶处理对6082铝合金棒材粗晶环深度和性能的影响。结果表明,固溶温度对粗晶环深度、抗拉强度和硬度的影响远大于保温时间和升温速率;粗晶环深度随着固溶温度的升高逐渐变深,棒材心部抗拉强度和硬度逐渐变大;挤压过程中铝合金组织的不均匀变形是制品在固溶处理过程产生粗大晶粒的主要原因,不均匀变形会导致基体晶粒晶界的界面能增加,晶核快速长大而形成粗晶环。通过对固溶工艺的优化可以将粗晶环深度控制在3.5 mm,抗拉强度395 MPa,棒材经碱洗之后直径减小量约为0.10~0.16 mm。     

双道次激光电弧复合焊热影响区微观组织与冲击韧性

采用焊接热模拟技术制备了低合金高强钢双道次激光电弧复合焊热影响区的均匀化组织试样,研究了二次峰值温度对热模拟试样微观组织和韧性的影响. 结果表明,未转变粗晶区为粗大的板条马氏体,晶粒尺寸在84 ~ 98 μm之间. 超临界再热粗晶区为细小的板条马氏体,晶粒尺寸为15.7 ~ 19.2 μm. 临界再热粗晶区为晶界和亚晶界分布有块状M-A组元的板条马氏体. 亚临界再热粗晶区组织为板条马氏体,晶粒尺寸在79 ~ 88 μm之间. 示波冲击试验结果表明,临界再热粗晶区试样抵抗裂纹形成能力最低,临界再热粗晶区和未转变粗晶区试样抵抗裂纹扩展能力最差.     

大型奥氏体不锈钢锻件的晶粒尺寸控制北大核心CSCD

针对大型F316H奥氏体不锈钢锻件塑性变形抗力大,锻造工艺不当易导致开裂、粗晶和混晶等难题,开展晶粒粗化实验、高温拉伸和高温压缩实验,以研究材料晶粒的长大规律、热塑性及临界变形量对动态再结晶的影响。实验结果表明:当变形温度高于1050℃时,晶粒尺寸随着保温时间的延长不断增大,变形温度越高,晶粒尺寸长大趋势越明显。随着变形温度的升高,材料的抗拉强度逐渐变小,塑性抗力逐渐减小。同一变形温度下,随着变形程度的增加,动态再结晶程度随之增大。相同变形量下,随着变形温度的升高,动态再结晶更充分,晶粒尺寸更为细小,晶粒数量大幅增加。根据实验结果制定了直径为Φ5800 mm的管板锻件的锻造工艺,经实际生产验证,取得了较好的实施效果。     

预拉变形量对2219铝合金固溶处理后晶粒度的影响

针对运载火箭贮箱2219铝合金瓜瓣拉形成形过程中的粗晶问题,为制定合理的2219铝合金瓜瓣多道次拉形成形工艺,将退火态平板拉伸试件预拉到不同变形量后进行固溶处理,然后测定其晶粒度,建立固溶处理前预拉变形量和晶粒度之间的关系曲线,研究固溶处理前预拉变形量对2219铝合金固溶处理后晶粒度的影响。结果表明,不同固溶处理前预拉变形量对固溶热处理后晶粒尺寸影响显著,且存在一个临界变形量,预拉变形量小于3%时,晶粒尺寸与原始晶粒尺寸相当;当预拉变形量处于3%～5%区间时,随着预变形量的增大,晶粒尺寸不断增大。     

Ti-6Al-4V合金超塑性变形中的组织演变及变形机制

920℃、应变速率为1×10.3和2×10.4 s.1时,对不同初始晶粒尺寸(2.6、6.5和16.2 μm)的Ti-6Al-4V合金进行超塑性拉伸变形.采用光学显微镜、透射电镜观察变形后的显微组织.结果表明,初始晶粒尺寸的不同对超塑性变形中的组织演变及变形机制有着显著的影响.拉伸变形中晶粒明显粗化,变形诱发晶粒长大是超塑性变形组织的重要特征之一;随着变形程度的增大,应变诱发的晶粒长大显著增大,并且远大于静态长大的增幅.对于细晶粒材料(2.6和6.5 μm),位错运动协调的界面滑动是其变形的主要机制.而对于晶粒较粗的材料(16.2 μm),超塑变形机制是晶界滑动与晶内位错运动的共同作用.随着晶粒尺寸的增大,以晶界滑动为主的变形方式逐渐转向以晶内位错运动为主.     

热加工工艺对挤压态FGH4096合金临界晶粒长大的影响

基于挤压态FGH4096合金双圆锥台试样热压缩变形及过固溶热处理试验,结合DEFORM有限元软件数值模拟,确定试样中各等效应变范围内临界晶粒长大分布规律,研究热加工工艺对挤压态FGH4096合金临界晶粒长大的影响。结果表明:在温度980～1060℃、应变速率0.003～0.03 s~(-1)条件下,双圆锥台试样热变形后再经过固溶热处理,合金临界晶粒长大的窗口条件从低温低应变速率向高温高应变速率转变,其中(980℃、0.03s~(-1))、(1060℃、0.003s~(-1))条件下可以避免出现临界晶粒长大,并获得均匀晶粒组织。当变形温度为980℃时,随着应变速率的增加,异常晶粒长大程度减小,且合金临界晶粒长大位置的临界等效应变数值降低;当应变速率为0.03s~(-1)时,随着变形温度的升高,异常晶粒长大程度增大,且试样发生临界晶粒长大的等效应变区域扩大。     

纳米面心立方金属的变形机制及影响其力学性能的因素

综述了纳米面心立方金属的变形机制随晶粒尺寸的减小而发生的变化,即变形机制由晶界处发射不全位错、形成孪晶转变为晶界滑移、晶粒转动.当变形机制为晶界处发射不全位错、形成孪晶时,存在最佳孪晶形成晶粒尺寸范围,此时的孪晶形核应力最小.另一方面,随着晶粒尺寸的减小,在变形机制发生转变的临界晶粒尺寸附近存在韧-脆断裂方式的转变.提高孪晶密度、在纳米晶材料中加入微米晶相形成双峰晶粒材料可以提高纳米晶材料的塑性,得到更好的综合机械性能.     

锻造高钛6061铝合金粗晶控制方法的研究

研究了变形温度、应变量、应变速率以及固溶温度对锻造高钛6061铝合金粗晶形成的影响。结果显示,变形温度越高,粗晶越容易产生;变形温度较低时,增大应变量能抑制粗大晶粒的形成。变形温度较高时,粗晶随应变量的增加而增多;增大应变速率能减少粗晶出现的几率和数量;固溶温度对粗晶形成的影响较小。高钛6061铝合金在锻造预变形时以较高的变形温度和较小的变形量变形,终变形时以较低的变形温度和较大的变形量变形能有效控制粗晶的产生。     

基于热力学函数的纳米晶粒长大Cellular Automaton仿真研究

基于纳米晶热力学特性表征函数,将纳米晶热力学性质对晶界迁移的影响引入Cellular Automaton算法,对纳米晶粒长大行为进行了定量化和可视化的仿真研究.模拟结果表明,纳米晶粒长大的动力学与传统粗晶材料不同,在恒温条件下,纳米晶粒的长大指数n不是常数(传统粗晶材料的晶粒长大指数n=2为常数),随纳米晶粒长大过程的进行,n值从1.70至6.59发生变化.作为纳米晶粒长大的驱动力,纳米晶界的过剩自由能与纳米晶粒尺寸的变化直接相关.由于纳米晶材料强烈的小尺寸效应,纳米晶组织的热力学性质较大地影响纳米晶界的结构和能量状态,从而影响纳米晶粒长大的动力学特征.因此,只有结合纳米晶热力学特性的仿真研究才能获得对纳米晶粒长大行为本质性的认识.     

焊接热过程和冶金过程

20092041GMAW三维瞬态焊接热过程的数值模拟/赵明…//焊接.-2008(10):28~31采用双椭球体热源分布模式,把过热熔滴带入熔池的热焓量处理为特定区域的均匀热源,建立了运动电弧下GMAW焊接热过程的数值分析模型。利用Visual Fortran编写数值计算程序,预测了从电弧引燃到准稳态过程中焊接温度场和熔池形状的动态演变,以及熔池自由表面的变形,并进行了试验验证。结果表明,达到宏观准稳态时,计算所得熔池宽度和深度与试验结果基本吻合。图3参720092042细晶粒钛合金热影响区晶粒长大规律/吴巍…//焊接学报.-2008,29(10):57~60,64细晶粒钛合金经历焊接热循环后,热影响区粗晶区晶粒具有严重的长大倾向。针对TIG焊接过程,研究了显微组织为等轴状结构的细晶粒Ti-6Al-4V合金粗晶区晶粒长大规律,分析了晶粒粗化对粗晶区组织转变和接头硬度的影响。结果表明,母材晶粒细化引起的冷却过程中β相变点变化,导致细晶粒Ti-6Al-4V合金粗晶区晶粒与普通Ti-6Al-4V合金相比具有更小的长大倾向;马氏体形核率的降低导致细晶粒Ti-6Al-4V合金粗晶区α′马氏体束在生长过程具有更强的位相性...     

焊接热过程和冶金过程

20092041GMAW三维瞬态焊接热过程的数值模拟/赵明…//焊接.-2008(10):28~31采用双椭球体热源分布模式,把过热熔滴带入熔池的热焓量处理为特定区域的均匀热源,建立了运动电弧下GMAW焊接热过程的数值分析模型。利用Visual Fortran编写数值计算程序,预测了从电弧引燃到准稳态过程中焊接温度场和熔池形状的动态演变,以及熔池自由表面的变形,并进行了试验验证。结果表明,达到宏观准稳态时,计算所得熔池宽度和深度与试验结果基本吻合。图3参720092042细晶粒钛合金热影响区晶粒长大规律/吴巍…//焊接学报.-2008,29(10):57~60,64细晶粒钛合金经历焊接热循环后,热影响区粗晶区晶粒具有严重的长大倾向。针对TIG焊接过程,研究了显微组织为等轴状结构的细晶粒Ti-6Al-4V合金粗晶区晶粒长大规律,分析了晶粒粗化对粗晶区组织转变和接头硬度的影响。结果表明,母材晶粒细化引起的冷却过程中β相变点变化,导致细晶粒Ti-6Al-4V合金粗晶区晶粒与普通Ti-6Al-4V合金相比具有更小的长大倾向;马氏体形核率的降低导致细晶粒Ti-6Al-4V合金粗晶区α′马氏体束在生长过程具有更强的位相性...     

罩式退火Ti-IF钢的粗晶缺陷成因及对策

通过对罩式退火卷粗晶缺陷分布、不同程度粗晶缺陷试样中FeTiP的析出和Ti-IF钢FeTiP析出溶解温度及晶粒长大行为的分析,找到了粗晶缺陷的成因,并得到了解决粗晶缺陷的方法。结果表明:780 ℃或略高的温度是晶粒粗化临界温度,FeTiP析出相细小粒子的溶解导致了析出相粒子分布状态发生明显变化,此为诱发晶粒异常长大导致粗晶缺陷的根本原因。钢卷外圈局部过热导致退火温度超过了780 ℃,导致钢卷外圈产生了粗晶缺陷,通过在罩式炉退火工艺高温升温阶段添加适温保温平台,可有效解决粗晶缺陷问题。     

组织遗传对2.25Cr-1Mo-0.25V钢晶粒度的影响

研究2.25Cr-1Mo-0.25V钢奥氏体晶粒随加热温度的变化规律和组织遗传对晶粒度的影响。结果表明:温度超过1 000℃时,晶粒度过度长大;组织遗传是形成粗晶的原因之一。