纯镁大比率挤压棒材的组织与性能及其随后的退火处理(英文)

以纯镁铸锭作为坯料,经过两道次累计大比率挤压制备了棒材,并对最终的棒材进行退火处理。通过光学显微镜(OM)、力学性能测试和扫描电子显微镜(SEM)研究了挤压变形和退火处理对纯镁组织、性能以及断裂行为的影响。结果表明:在挤压变形过程中,由于动态再结晶的作用,材料的晶粒尺寸得到明显细化,从而显著地改善了材料的室温力学性能和断裂方式。经过一次挤压后,粗大的铸态晶粒细化到35μm,屈服、抗拉强度和伸长率分别达到84MPa、189MPa和12%,所得棒材经再次挤压后,屈服强度超过120MPa,但是,由于加工硬化的作用,伸长率有所下降。对最终棒材进行退火处理后,平均晶粒尺寸为9~10μm,屈服强度、抗拉强度分别达到124MPa、199MPa,伸长率为10.7%,材料的组织和性能得到明显改善。     

冷轧及退火工艺对纯铜力学性能的影响

采用四辊轧机对纯铜进行了多道次冷轧,冷轧后的铜带分别在180 ℃和200 ℃进行退火.分析研究了退火铜带的力学性能变化和变形条件对其塑性、变形抗力及显微硬度的影响,探讨了纯铜的应变硬化机理及退火工艺对冷轧纯铜力学性能的影响机制.结果表明,纯铜经冷轧后强度明显提高,最高值达439.3 MPa,硬度值在84.7～96.0 HV0.01之间;冷轧纯铜退火后的抗拉强度、显微硬度降低,伸长率明显提高,但在200 ℃退火时出现了低温退火硬化效应.     

往复挤压对A390铝合金力学及热膨胀性能的影响

在380℃下对铸态A390铝合金进行往复挤压工艺实验,并利用金相显微镜、X射线衍射仪、万能拉伸机及热机械分析仪对往复挤压后坯料的显微组织、力学及热物理性能进行测试。结果表明,往复挤压对材料的基体及硅颗粒均有明显的细化作用;随着往复挤压道次的增加,基体晶粒尺寸、微晶尺寸、硅颗粒轴比和等效直径不断减小,位错密度逐渐升高。初晶硅的细化及硅颗粒轴比的降低,有利于抑制微裂纹的产生,提高往复挤压后的力学性能,减小其热膨胀系数。往复挤压变形能显著提升A390铝合金的强度及塑性,经3道次往复挤压后,坯料的抗拉强度由初始态的140 MPa提升至199 MPa,伸长率由1. 9%提升至6. 3%。相对于初始试样,变形后试样的热膨胀系数整体呈增加趋势,但随往复挤压道次的增加而有所降低。     

单晶Cu等通道转角挤压A路径形变特征及力学性能

采用XRD、EBSD和TEM技术对单晶高纯Cu(99.999%)经等通道转角挤压(ECAP)A路径过程中的形变织构进行了研究,测试了ECAP后单晶Cu的力学性能和导电性能,并分析了变形过程中织构演变机理及其对力学性能和导电性能的影响。结果表明:原始单晶Cu经2道次变形后,晶内出现了微小的等轴状形变结构;4道次变形后,形成了(110)取向一致的形变带结构;8道次变形后,单晶组织开始破碎,晶粒取向又逐渐趋于(111)面,形成了{111}110和{111}112织构及较弱的{001}100再结晶织构。中、低应变下,形成稳定取向的{hkl}110织构,可有效降低晶界对电子的散射作用,使电导率略有增加,同时有利于大幅度提高材料的加工硬化率。单晶Cu变形初始阶段形成了大量小角度晶界,随着应变的增加,小角度晶界逐渐向大角度晶界转变。由于变形过程中位错积聚及晶界密度增加对位错运动起到阻碍作用,3道次变形后,抗拉强度从168 MPa增加至400 MPa,延伸率从63%减小至27.3%,在随后的变形中抗拉强度增加缓慢,延伸率略有回升。前8道次变形中硬度不断增加,8道次变形后出现了再结晶,导致随后的挤压过程中硬度不稳定。     

剧塑性变形及退火后Mg-Li合金的组织与力学性能

采用剧塑性变形工艺(等通道转角挤压和轧制)以及随后的短时间退火制备高性能Mg-Li合金,通过显微组织观察、扫描电镜分析、X射线衍射仪测试和室温拉伸测试等研究变形前后合金组织、力学性能及强化机制。结果表明:合金铸态晶粒粗大,主相为β相,α相分布于β相的晶界以及晶内;同时,晶内存在大量Al2Y和AlLi析出相。由于动态回复作用显著,合金变形时并未发生明显的动态再结晶现象;经短时间退火后,合金组织发生完全再结晶,其晶粒细化至27.1μm(12pra工艺,即等通道转角挤压、轧制及退火)。铸态合金的抗拉强度和伸长率分别为131.1 MPa和47.1%;经12pr(等通道转角挤压及轧制)变形后,合金的伸长率达到90.5%,而抗拉强度稍有提高,这主要受位错协调变形及动态回复作用的影响;退火后合金的伸长率显著降低而强度提高至237.6 MPa(12pra),出现退火致强化现象,其主要的机制是有限位错源强化及晶界强化。     

热变形及退火对Mg-Gd-Y合金组织和力学性能的影响

采用显微组织观察、拉伸性能测试等试验方法,研究了热变形及退火对Mg-Gd-Y合金的组织和力学性能的影响。试验结果表明:Mg-Gd-Y合金经过热变形后,合金的屈服强度为177 MPa,抗拉强度达到237 MPa,伸长率为4.3%。退火可以明显改善Mg-Gd-Y合金的塑性,退火处理后其塑性大幅提高,伸长率达到了9.2%,但强度略有下降,屈服强度为138 MPa,抗拉强度为216 MPa。     

退火温度对Fe-Mn-Al-C钢组织和拉伸性能的影响

采用OM、SEM、TEM和拉伸试验等手段研究了退火温度对Fe-19Mn-2Al-0.6C钢组织和性能的影响。结果表明,退火后试验钢的基体组织为奥氏体。由于回复再结晶的完成程度不同,随着退火温度的升高,晶粒尺寸先减小再增大。同时,退火孪晶的数量逐渐增加,抗拉强度持续降低,但总伸长率先升高然后降低。当施加一定的外部载荷时,在变形过程中会产生大量的变形孪晶和位错。高密度位错在晶界或孪晶界处的缠绕和塞积阻碍了位错的进一步运动。一次孪晶和二次孪生的交割产生的动态Hall-Petch效应,以及位错和孪晶的相互作用共同导致试验钢的高加工硬化能力。Fe-19Mn-2Al-0.6C钢获得最佳综合力学性能的退火温度约为900 ℃,其抗拉强度为947.61 MPa,强塑积为49.30 GPa·%,伸长率为52.03%。     

等通道角挤压AZ31镁合金的微观组织与力学性能

借助X射线衍射仪、光学显微镜等分析设备,研究了AZ31镁合金在等通道角挤压变形过程中微观组织与力学性能随加工道次的变化行为.结果表明,随挤压道次的增加,晶粒不断细化,力学性能发生显著变化,伸长率不断增大,抗拉强度逐渐降低.挤压8道次后,晶粒尺寸由最初的120μm减小到9μm.由于晶粒细化效应,导致α相主要变形机制由1道次的孪生变为随后道次的位错滑移.挤压后(0001)晶面的取向分布分散性,影响抗拉强度.伸长率的增大与晶粒细化和滑移面的激活有关.     

Ti-B20合金冷轧板材的再结晶行为

对固溶态Ti-B20合金进行70%压下量的冷轧变形，然后在800℃下进行不同时间的退火处理。采用电子背散射衍射(EBSD)技术和X射线衍射(XRD)研究了Ti-B20合金冷轧板材在退火过程中的静态再结晶行为和力学性能演变。结果表明：在退火过程中，合金的再结晶晶粒优先在晶界处和变形带处形核，导致退火初期组织不均匀；随退火时间的延长，晶粒逐渐等轴化，几何必要位错(GND)密度逐渐减小并趋于稳定，抗拉强度逐渐降低，而伸长率逐渐增加；在退火30 min后，Ti-B20合金冷轧板材的抗拉强度和伸长率分别为828 MPa和23.9%。合金再结晶体积分数与退火时间之间的关系可用Johnson-Mehl-Avrami-Kolmogorov(JAMK)方程来描述(X₈₀₀=1-exp(-0.26×t^0.74))。     

往复挤压AM60B镁合金的组织与力学性能

通过往复挤压（CEC）变形来细化AM60B镁合金的组织。结构表明：随着CEC道次的增加,组织得到明显细化。当材料达到临界最小晶粒尺寸时,进一步挤压变形也很难使组织得到明显的细化。细小的组织具有优异的力学性能,合金的硬度、屈服强度、抗拉强度和断后伸长率分别由铸态的62．3、64MPa、201MPa和11％上升N-道次变形后的72．2、183．7MPa、286．3MPa和14．0％。但是再进一步挤压变形材料的力学性能增加幅度不明显,经四道次挤压变形后其硬度、屈服强度、抗拉强度和断后伸长率分别为73．5、196MPa、297MPa和16％