冷轧和退火处理对C-276镍合金管材组织与力学性能的影响

对C-276镍合金管材进行冷轧,并进行了不同温度的退火处理,研究了冷轧加工和退火处理对镍合金管材显微组织和力学性能的影响。结果表明:管材经50%变形量冷轧加工后,晶粒破碎,显微组织沿轧制方向呈现纤维状,抗拉强度1210 MPa,屈服强度1000 MPa,伸长率22%;1000℃退火时,显微组织处于回复阶段,仍为拉长的纤维状,抗拉强度为1160 MPa,屈服强度815 MPa,伸长率26%;1050℃退火时,轧制流线消失,部分组织发生再结晶,抗拉强度1050 MPa,屈服强度750 MPa,伸长率32%;1100℃退火时,显微组织发生完全再结晶,抗拉强度868 MPa,屈服强度397 MPa,伸长率53%,强度大幅下降,伸长率大幅上升;1150℃退火时,晶粒与1100℃退火相比没有明显变化,力学性能稳定,抗拉强度、屈服强度和伸长率分别为838 MPa、379 MPa和54.5%。     

冷轧变形量及退火工艺对Gr.39钛合金带卷组织性能的影响

研究了不同冷轧变形量和退火工艺对Gr.39钛合金带卷显微组织和力学性能的影响。结果表明,对于热轧退火态Gr.39钛合金带卷,当冷轧变形量从0升高到59.4%时,显微组织由完全退火的等轴组织逐渐变形为被拉长的纤维状组织,并且随着变形量的增加,材料加工硬化程度逐渐增加。考虑到轧制过程的稳定性,建议单轧程冷轧变形量控制在60%以内。Gr.39钛合金带卷在700℃退火发生完全再结晶,退火温度升高至相变点以上时,显微组织转变为粗大魏氏组织。随着退火温度的升高,抗拉强度和屈服强度逐渐降低,延伸率逐渐升高。推荐冷轧Gr.39钛合金带卷退火制度为700℃/8 h/AC。     

N04400冷轧管材组织与性能

对N04400合金钻孔管坯进行冷轧加工成管材,并进行了不同温度保温90min的真空退火处理,研究了加工态管材的组织与性能及退火温度对管材显微组织和力学性能的影响。结果表明,加工态时管材的显微组织沿轧制方向被拉长,抗拉强度为740MPa,屈服强度为695MPa,伸长率6.5%,屈强比为0.94;经600～650℃退火后,晶界更加清晰,显微组织仍为拉长的纤维状,强度较轧制态略有下降,伸长率稍有上升;700℃退火后,变形晶粒开始发生再结晶,抗拉和屈服强度急速下降,伸长率大幅上升;750℃退火后,组织发生了完全再结晶,力学性能变化缓慢。     

9Cr低活化马氏体钢冷变形及退火再结晶

通过光学显微分析和显微硬度测试研究了冷变形对9Cr低活化马氏体钢显微组织的影响,以及冷变形后退火再结晶过程中冷变形量(5%～75%)、退火温度(700～810 ℃)和保温时间(15～150 min)对显微组织的影响,获得退火再结晶图.当变形量为5%和10%时,样品在810 ℃的高温下退火120 min只发生回复过程;当变形量大于20%时,在780 ℃下退火120 min即可获得再结晶组织;当变形量达75%时,退火再结晶组织具有带状结构.通过试验获得了最佳的冷变形及退火再结晶工艺:冷变形量20%～60%,退火温度750～780 ℃,退火时间60～120 min.     

制坯工艺对TA21钛合金冷轧管材组织与性能的影响

对TA21钛合金分别采用挤压和轧制+钻孔工艺制备成不同管坯,再经65%变形量冷轧成管材,然后进行700℃保温120 min真空退火,研究了不同制备工艺对冷轧管组织和性能的影响。结果表明:挤压制备的管材沿加工方向显微组织粗大,而轧制+钻孔制备的管材显微组织更加细密,强度较高,伸长率较好;经真空退火后,两种管材的显微组织均发生了再结晶,且晶粒尺寸均匀细小,两种管材的抗拉强度和屈服强度以及伸长率三种数值均接近,且高于GJB3423A-2008标准要求。     

Ti-Ta系近α型钛合金极薄壁管材退火工艺研究

采用多道次大变形量冷轧加滚珠旋压工艺制备出Ti-Ta系近α型钛合金极薄壁管材,研究了再结晶退火时保温时间和退火温度对管材显微组织与力学性能的影响。结果表明：冷旋态管材呈纤维组织,且纵向相对横向更为明显;退火态管材横纵向均为等轴组织。管材退火时,显微组织与力学性能对保温时间不敏感,保温时间选择范围较宽;随着退火温度的升高,晶粒聚合长大,强度降低,塑性增加。经(620～680)℃/(10～60)min/FC退火后,Ti-Ta系极薄壁管材可满足波纹管成形性能要求。     

Nb-7Ta合金再结晶退火温度研究

研究了退火温度对棒材组织、硬度及力学性能的影响,确定了变形量对铌钽合金棒再结晶退火温度的影响规律.结果表明,随变形量的增大,材料的再结晶退火温度降低.变形量为90%时,锻造棒材的再结晶退火温度为1000～1050℃;变形率95%时,轧制棒材的再结晶退火温度为950～1000℃.     

GH738合金冷变形及中间退火再结晶行为研究

通过光学显微镜、扫描电镜、电子背散射衍射、显微硬度计等手段,系统研究了GH738合金不同冷轧变形量后中间退火组织演变规律。研究表明:变形量是影响加工硬化的主要因素;经过不同冷轧变形后,1000℃退火奥氏体未发生再结晶;在1040～1080℃进行退火处理,可得到均匀细小的等轴晶。建立了GH738合金冷加工本构方程和再结晶晶粒长大方程。     

TA2管材大气感应退火工艺研究

研究了TA2管材大气感应退火工艺.进行了700℃,1 h真空退火及650,700,750℃,3 min大气感应退火实验,比较分析了4种退火方式的显微组织、力学性能及表面氧化的情况.结果表明,TA2管材在650,700,750℃,3 min大气感应退火与700℃,1 h真空退火的显微组织和力学性能相当,可获得良好的再结晶组织和力学性能.TA2管材在650,700,750℃,3 min大气感应退火表面会形成一薄层氧化皮,且修刮难度不大,对金属基体氧化含量基本无影响,可进行70%大加工率的冷轧变形.该方法用于纯钛管材的半成品退火,可降低生产成本,提高生产效率.特别适于小批量、多工艺的钛及钛合金管材生产,可大幅度降低生产成本,提高生产效率.     

冷轧和退火对纯镍拼焊接头组织和力学性能的影响

对纯镍板拼焊接头进行冷轧，然后进行800～1100℃退火，通过对比分析，研究了冷轧和退火工艺对纯镍板材的组织和力学性能的影响。结果表明，经过75%变形量的冷轧加工后，拼焊接头的晶粒破碎，微观组织沿轧制方向呈线性纤维状，其抗拉强度约611 MPa,伸长率约5.6%。在800℃退火时，显微组织发生部分再结晶，但仍然存在大量拉长的线性纤维组织，抗拉强度为387.9 MPa,伸长率为20.4%;在900℃退火时，大部分线性纤维组织发生再结晶，抗拉强度为363.5 MPa,伸长率为23.7%;1000℃退火时，冷轧形成的线性纤维组织完全消失，微观组织发生完全再结晶，抗拉强度为357.5 MPa,伸长率为32.3%;在1100℃退火时，与1000℃退火时相比，微观组织变化不明显，力学性能也无明显变化，抗拉强度为355.3 MPa,伸长率为30.9%。由力学性能和微观组织综合比较可知，1000℃为最佳的中间退火温度。     

退火温度对高纯铝变形组织的影响

对纯度为99.9995%的高纯铝进行了累积变形量为60%的冷轧变形,并对变形的高纯铝进行了不同温度下的退火处理.采用宏微观分析以及硬度测试等手段,研究了变形高纯铝在热处理时的组织性能演变.结果表明,99.9995%的高纯铝经冷轧累计变形60%后未发生动态再结晶,经50℃×30min退火后高纯铝变形组织已经开始再结晶,经200℃×30 min高纯铝变形组织再结晶完全.     

溅射靶材用Cr20Ni80合金管材的微观组织与再结晶退火

对溅射靶材用Cr20Ni80合金冷轧管材的微观组织和再结晶退火工艺进行了研究。首先观察了冷轧管材轴向与径向的微观组织变化;其次利用JMatPro计算了Cr20Ni80合金的相图,并设计了再结晶退火工艺;最后对冷轧管材进行了再结晶退火试验,表征了退火后管材的微观组织、晶粒尺寸和硬度。结果表明,冷轧管材沿轴向均为拉长晶,且存在大量孪晶;管材沿径向的微观组织中晶粒尺寸因形变量的增大而减小;当再结晶退火温度为690 ℃时,冷轧管材试样已开始发生再结晶;790 ℃×30 min时,形变晶粒已完全再结晶,平均晶粒尺寸为24.1 μm,为最优再结晶退火工艺;当退火温度进一步升高、保温时间进一步延长时,再结晶晶粒逐渐长大;试样的硬度随退火温度的升高而减小。     

室温ECAP加冷轧制备镍超细晶退火后的组织性能研究

室温下采用等径弯曲通道变形(Equal Channel Angular Pressing,ECAP)Bc路径对纯镍(99.99%)进行8道次挤压变形,然后对其进行压下量为75%的冷轧变形。通过不同的退火试验,研究了ECAP加冷轧变形后退火纯镍的显微硬度和显微组织变化。结果表明:在退火期间组织表现为不连续静态再结晶。当退火温度低于280℃时,试样的显微硬度下降缓慢,组织变化不大;当退火温度高于280℃时,显微硬度迅速下降,组织发生再结晶。再结晶动力学分析表明:当退火温度低于300℃时,样品在退火过程中发生二维生长;当退火温度高于320℃时,发生三维生长。样品再结晶表观激活能经估算约为(77±4)k J/mol,与晶界扩散能几乎保持一致。     

形变及热处理对825合金管材晶界特征分布的影响

采用工厂生产线上的冷拔机对镍基825合金管材进行冷拔加工后再退火,进行晶界工程(GBE)处理.利用EBSD和取向成像显微技术(OIM)研究了不同冷拔变形量和不同退火温度对825合金晶界特征分布(GBCD)的影响.结果表明,合金在冷拔变形5%,1050℃退火10 min时,低Σ值重合位置点阵(ΣCSL,coincidence site lattice,Σ≤29)晶界的比例可提高到75%以上(Palumbo-Aust标准),同时形成大尺寸的"互有Σ3n取向关系晶粒的团簇"显微组织(n=1,2,3,?).随着再结晶退火前冷拔变形量的增加,晶粒团簇的尺寸减小,同时低ΣCSL晶界的比例也下降,并且低ΣCSL晶界的比例随晶粒尺寸的增加而下降.当合金经过5%的冷拔变形后,在1050~1125℃退火处理10 min时的晶界特征分布无明显变化,退火温度对合金的低ΣCSL晶界比例影响较小;当经过3%,7%和10%的冷拔变形后,合金的低ΣCSL晶界比例随着退火温度的升高不断下降.     

Cu-3.2Ni-0.75Si合金再结晶行为研究

对固溶态Cu-3.2Ni-0.75Si合金在二级变形+时效后进行了再结晶退火,研究了变形量对合金硬度、再结晶组织和再结晶动力学行为的影响。结果表明:在400℃退火时,变形量越大,再结晶速度越快;在不同温度退火时,变形量一定,退火温度越高,再结晶速度越快;在再结晶回复过程中,显微硬度和组织基本不变化;再结晶过程中显微硬度迅速下降,出现细小新晶粒并不断长大。经80%变形的合金软化温度为530℃,再结晶温度在500℃左右;在不同变形量退火时,40%变形量,合金发生再结晶的激活能为5.63 kJ/mol。再结晶的激活能随变形量的增加而降低,当变形量由40%增至80%时,再结晶激活能由5.63 kJ/mol降至4.17 kJ/mol。     

高Nb-Ti新能源汽车用无取向硅钢热轧过程的再结晶行为

利用蔡司显微镜和Nano Measurer金相分析软件,研究了不同加热温度下新能源汽车用高Nb-Ti无取向硅钢显微组织的演变规律,并利用ICP-MS对不同加热温度下Nb、Ti的固溶量进行检测分析;然后采用热模拟方法研究了热轧过程中试验钢的再结晶行为。结果表明:随着加热温度升高,试验钢的晶粒尺寸增加明显,而Nb、Ti的固溶量仅略有增加。当加热温度为1230 ℃、变形温度分别为1100、1050、1000 ℃时,在应变速率0.1 s^-1、变形量30%和应变速率1 s^-1、变形量80%的条件下单道次压缩后的试验钢均未发生动态再结晶行为,而在应变速率为1 s^-1、变形量为40%的条件下,在1100 ℃及1050 ℃单道次压缩后再保温30 s以上时有静态再结晶行为发生,显微组织大部分为等轴晶粒,但是在1000 ℃变形单道次压缩后再保温50 s的显微组织仍以未再结晶的长条晶粒为主。     

冷轧及退火对LA141镁锂合金组织及性能的影响

对热挤压LA141镁锂合金进行了冷轧和退火处理,研究了不同冷轧变形量及退火工艺对轧板显微组织及力学性能的影响。结果表明,热挤压态的LA141镁锂合金可进行大变形量的冷轧,最大变形量可达95%。随着变形量的增加,加工硬化程度增加以及晶粒细化使合金的抗拉强度升高,抗拉强度最高达到253.4 MPa,而伸长率由于晶粒细化作用程度不同而呈现先降低后升高再降低的趋势。退火后,合金发生回复和再结晶,其抗拉强度下降,在250℃×1h工艺下,合金发生完全再结晶,晶粒细小,具有较高的强度和伸长率。     

AZ31B镁合金冷轧及退火后的组织与性能

研究了AZ31B镁合金的冷轧工艺与冷轧后的组织变化,以及退火过程中退火温度、保温时间以及冷轧变形量对再结晶组织的影响,获得了静态再结晶图.当冷轧变形量大于15%,退火温度不超过400 ℃,可以获得细小的再结晶晶粒.最佳的冷轧及退火工艺为:冷轧变形量15%～25%,退火温度200～350 ℃,时间为30～60 min.冷轧退火AZ31B镁合金板材具有较好的力学性能,应变速率对镁合金冷轧退火板材的伸长率影响较大,而应变速率对强度基本上没有影响.     

退火温度对TA18管材性能和组织的影响

对冷轧后TA18管材分别进行不同温度退火处理,分析退火温度对TA18管材力学性能和组织的影响.结果表明,退火温度低于470℃时,TA18管材微观组织为加工态变形组织,力学性能随温度的升高发生小幅变化;470～550℃退火时,管材力学性能稳定在同一个水平;550～700℃退火时,TA18管材发生再结晶,随温度的升高,再结晶程度加大,力学性能发生急剧变化;750℃退火时管材则已经完全再结晶.变形量为65％时,经过380～550℃退火,TA18管材力学性能可以达到抗拉强度≥862MPa,屈服强度≥724 MPa,伸长率≥12％.     

低氧Gr.3厚壁钛管组织与性能研究

通过调整O含量以及优化退火温度的方法,比较研究O含量不同的两种Gr.3厚壁管经不同温度退火的显微组织与力学性能。结果发现,两种低氧Gr.3管材加工态的显微组织均为伸长的α晶粒,其中O含量为0.06%的厚壁管材组织存在大量孪晶,而O含量为0.22%的管材组织中的孪晶数量很少。另外,O含量的增加不仅可以提高钛管的强度,降低塑性,还可以提高管材的再结晶温度。O含量为0.06%的厚壁管材在600℃退火已基本完全再结晶,但O含量为0.22%的管材在650℃退火才完全再结晶。经工艺优化,当O含量为0.22%且成品退火制度为650～700℃,90min时,Gr.3厚壁管的显微组织与力学性能完全满足ASTMB338标准。鉴于其屈服强度仅略高于标准要求,建议冷轧Gr.3厚壁管材的O含量不低于0.22%。