不同浓度Cu-Al2O3弥散强化铜合金退火行为的研究

通过力学性能测试和金相观察对中、低浓度Cu-Al2O3弥散强化铜合金的退火行为进行了研究.结果表明低浓度弥散强化铜合金具有一定的抗高温软化性能,500℃退火后发生再结晶,900℃退火后已基本完全再结晶,屈强比约为56%.中浓度合金抗高温软化性能较好,900℃退火后,合金仍然以回复过程为主,金相尺度下不能看到再结晶晶粒,屈强比可达70%.弥散强化铜合金优越的抗高温软化性能归功于铜基体内均匀弥散分布有纳米Al2O3粒子.     

退火工艺对湿磨铜锌粉末组织的影响

研究了铜锌粉末在不同退火工艺下的显微组织变化.结果表明,平均粒径约50 μm的铜锌粉末退火时,在250 ℃×2 h条件下发生再结晶,随着退火温度的升高,再结晶较充分;在350 ℃条件下,延长保温时间,也可使再结晶充分;当在400 ℃×1 h退火时,完成再结晶过程,超过400 ℃退火,会出现铜锌粉末脱锌.     

退火温度对6201铝合金硬度的影响

对加工硬化态直径为9.5 mm的6201铝合金进行了1 h不同温度的退火处理。通过硬度分析、宏微观组织分析以及DSC分析等方法探讨了加工硬化、时效强化以及固溶强化机制在6201铝合金不同温度退火过程中的作用。研究结果表明:退火温度在100~200℃变化时,时效强化作用大于回复软化作用,6201铝合金的维氏硬度随温度升高而升高,在200℃达到最大值为112.4 HV0.2;退火温度在200~350℃变化时,在过时效软化及回复再结晶软化作用下,6201铝合金的维氏硬度随温度升高而降低,350℃达到最低值为40.8 HV0.2;退火温度在350~500℃变化时Mg2Si开始向铝基体回溶,在固溶强化主导作用下,合金的硬度值随退火温度的升高再次持续增加,在500℃时增至77.0 HV0.2。     

温轧AZ31镁合金薄板的快速退火处理

对1 mm厚温轧AZ31镁合金薄板进行快速退火处理,退火温度350～500 ℃,保温时间0.5～60 min,研究了不同快速退火工艺下材料力学性能与微观组织的变化。结果表明：在退火温度为350～500 ℃时,保温时间为0.5～1 min即可使材料的伸长率大幅提高;在退火过程中,材料经亚动态再结晶、静态再结晶和长大3个阶段,其中亚动态再结晶阶段时间较短,约0.5～1 min,此阶段对材料力学性能的变化起主要影响。     

铜铝复合接触线用银铜合金高温流变应力行为研究

采用Gleeble-1500热模拟试验机研究了银铜合金在变形温度700~950℃、应变速率0.01~10 s~(-1)条件下的高温流变应力特性,绘制出了真应力-真应变曲线;分析了变形温度及应变速率对高温流变应力的影响。通过线性回归法分析了银铜合金的形变激活能,并获得该银铜合金的高温流变应力本构方程。结果表明:银铜合金在热压缩变形过程中发生了明显的动态回复与再结晶。随变形温度与应变速率的不同,其主要动态软化机制不同。在高温低应变情况下,软化效果较佳。试验所得流变应力与预测值误差大约在5%。     

2195铝锂合金高温慢应变速率拉伸本构模型及组织演变

对2195铝锂合金细晶薄板在温度为350～470℃、初始应变速率为0.0001～0.002 s^-1的变形条件下进行拉伸，建立应变修正的Arrhenius和含软化因子的Rosserd塑性流动本构模型，利用电子背散射衍射表征变形过程的微观组织演变。结果表明：两种方程均可以较好地描述2195铝锂合金稳态阶段的流动行为，应变修正的Arrhenius模型在变形温度为350～390℃时有一定拟合偏差，而含软化因子的Rosserd模型在470℃、0.002 s^-1的高温高应变速率条件下出现拟合偏差，其原因主要是受变形机制影响。2195铝锂合金在350～390℃时发生不连续动态再结晶，而在430～470℃时发生连续动态再结晶；变形温度的升高和变形速率的降低均可以提高2195铝锂合金动态再结晶程度，但提高变形温度的影响更显著；2195铝锂合金在390℃、0.001 s^-1变形时的最大伸长率为203%。变形温度的提高会导致晶粒粗化，降低合金的热塑性。     

银铜合金再结晶过程组织性能演变研究

银铜合金广泛应用于电工行业,通过硬度检测、电阻率检测、扫描电镜观察,研究了Ag-10Cu在退火过程析出行为对合金组织性能的影响。结果表明,300~500℃退火阶段,合金中铜基体颗粒开始析出,材料硬度及电阻率随退火温度增加而减小;500~700℃退火阶段,合金再结晶过程基本结束,析出铜颗粒长大,并向晶界生长,材料电阻率随退火温度的增加而增加,硬度逐渐趋于平缓。     

退火处理对冷拉拔亚微米晶Cu-5wt%Cr合金组织与性能的影响

对冷拉拔的亚微米晶Cu-5wt%Cr合金丝材进行350～1000℃退火处理,用透射电镜分析了退火后合金回复与再结晶以及Cr相析出的变化,并测定合金硬度、强度、伸长率和电导率的变化.结果表明,冷拉拔的亚微米晶Cu-5wt%Cr丝材在450 ℃左右退火后析出大量Cr相颗粒,其再结晶软化温度为480～560℃.经550℃退火,得到了晶粒尺寸为200～300 nm的再结晶组织.其电导率在550℃左右退火时出现峰值.冷拉拔的亚微米晶Cu-5wt%Cr丝材在600 ℃以上退火,其组织和性能趋于稳定.经800 ℃高温退火,Cu基体晶粒长大到500～600 nm,仍保持在亚微米级.Cr相颗粒有阻碍Cu基体晶粒长大的作用,从而使亚微米晶Cu-5wt%Cr的组织和性能比较稳定.     

退火温度对2195铝合金冷轧板材再结晶过程的影响

对7.5 mm厚度的2195铝合金冷轧板材在410～540℃进行保温2h的退火处理,利用光学显微镜分析了其退火后3个面的显微组织变化,研究了退火温度对2195铝合金冷轧板再结晶过程的影响.结果表明:冷轧后T-S面组织为典型的纤维状变形组织,表层与中心层纤维厚度不一;退火后边部再结晶温度约为410 ℃,心部再结晶温度约为440℃,且随退火温度的升高,再结晶程度增加,单个再结晶晶粒纵横比降低,逐渐趋于等轴化;残余相数量随退火温度的升高先减少后增加,但在540 ℃时发生过烧,残余相被氧化成黑色.     

电器零件的热处理(二)

(三) 铜合金零件的热处理在电器制造中常用的铜合金:工业纯铜、黄铜、青铜和铝白铜(库尼阿里合金)。 1.工业纯铜零件的热处理按YB464-64规定,工业纯铜用T来表示,电器制造上广泛用T2、T3、T4来制造微型电机的小盖,自动电门的母线和铆钉。纯铜零件的主要热处理形式是再结晶退火,目的是消除冷加工过程中产生的冷作硬化。纯铜一般在500～700℃温度范围内进行退火。铜丝半成品在650～700℃退火以达到软化而便于拉丝;纯铜电器零件采用500～550℃退火。     

异步轧制AZ31镁合金板材在退火处理中的组织性能演变

研究了异步轧制AZ31镁合金板材经200～350 ℃退火30～120 min后的组织性能演化.在试验条件下,AZ31镁合金板材在200 ℃退火时,随保温时间的延长,组织的均匀程度和晶粒尺寸没有明显变化;在300 ℃退火30 min,基本完成再结晶过程,获得均匀细小的等轴晶,保温时间增加到60 min时,部分再结晶晶粒长大;在350 ℃退火30 min和60 min,均在完成再结晶的同时晶粒长大;300 ℃退火30 min后AZ31镁合金板材的综合性能较好,室温抗拉强度为315 MPa,伸长率为33.0%.     

冷轧变形量和退火制度对超快速加热下5083铝合金晶粒尺寸的影响

利用Gleeble-3500热模拟系统和电子背散射衍射(EBSD)技术对5083铝合金的超快速退火组织演变规律进行研究,探讨了快速加热速度、退火温度及冷轧变形量对5083铝合金晶粒尺寸的影响。结果表明,5083铝合金经80%的冷轧变形后分别以25、250、500℃/s的加热速度升温至450℃保温3s后以40℃/s冷却时,平均晶粒尺寸随加热速度的增加由7.43μm细化至4.98μm。5083铝合金经80%冷轧变形后在不同退火温度(350、400、420、450和500℃)下进行超快速退火(加热速度500℃/s,保温时间3 s,冷却速度40℃/s)后,所得晶粒尺寸先减小再增大,在420℃退火时,晶粒尺寸达到最小,为4.82μm。再结晶晶粒尺寸受晶界迁移速率和形核率的耦合作用,在350~420℃超快速退火时,由于快速加热使形核率急剧增大,而形核温度较低,使晶界迁移速率较小,导致晶界迁移速率小于形核率,因而再结晶晶粒尺寸由5.23μm细化至4.82μm;在420~500℃超快速退火时,形核温度变高,晶界迁移速率快速增大,则晶界迁移速率大于形核率,使合金晶粒由4.82μm粗化至6.20μm,420℃是5083铝合金晶界迁移速率和形核率之间竞争的一个临界点。5083铝合金经50%、60%、71.4%、80%和87.5%的冷轧变形后以500℃/s的超快速加热速度升温至450℃保温3 s后以40℃/s冷却,所得平均晶粒尺寸分别为7.94、6.82、6.03、4.98和4.84μm,随轧制变形量的增大晶粒尺寸减小,但是冷轧制变量达到80%以后再进行超快速退火晶粒尺寸减小不明显。     

退火温度对超细钼丝性能的影响

通过调整退火温度测试不同温度下超细钼丝的力学性能,探讨退火温度对超细钼丝力学性能影响的规律,从而制定钼丝最佳退火工艺。结果表明,在900．1100℃退火,超细钼丝的延伸率变化不明显,而在1100～1350℃退火,延伸率发生了突变;结合断口分析得知,900～1100℃退火主要发生回复,未消除加工形成的轴向织构,而1350℃退火,超细钼丝发生了再结晶,完全消除了加工织构,所以综合性能得到改善。依此推荐超细钼丝最佳连续退火工艺参数为：在氢气保护下,移动速度为10m／min,加热温度在1350℃左右。     

退火温度对铝青铜微观组织及硬度的影响

利用光学显微镜、扫描电镜、XRD和硬度计等分析了Cu-Al-Ni合金在冷轧与退火过程中微观组织结构及硬度的变化规律,研究了合金在不同退火温度条件下的软化行为。结果表明,当采用950 ℃保温淬火工艺后,Cu-Al-Ni合金主要由面心立方结构的α相与体心立方结构的β相组成,分布于晶界处的β相对合金硬度的影响作用小。由于位错强化作用的显著增强,合金在冷轧后硬度明显升高,达到270 HV0.5。冷轧态Cu-Al-Ni合金在400 ℃以上温度退火后会发生明显软化现象,软化的主要原因是再结晶反应所引起的位错密度下降。Cu-Al-Ni合金的再结晶温度在300 ℃以上,高于纯铜的再结晶温度,这表明Ni、Al元素的添加有利于提高纯铜再结晶温度,并能改善其高温抗软化性能。     

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℃.     

含钪7xxx系铝合金的再结晶

采用金相显微镜和透射电子显微镜研究了含钪Al-Zn-Mg-Cu-Zr系铝合金组织的再结晶,测试了不同温度下退火1h合金的硬度。结果表明:含0.20%Sc的7xxx系铝合金(冷变形量50%)的再结晶起始温度为475℃,再结晶终了温度为525℃。合金在均匀化以及热加工过程中析出细小、弥散的二次A l3(Sc,Zr)粒子钉扎位错、亚晶界和晶界,使回复过程中的位错运动受阻,保持基体内较高的位错的密度,阻碍加热时位错重新排列呈亚晶界以及更进一步发展成大角度晶界的过程;阻碍了再结晶核心长大过程,阻碍大角度晶界的迁移,从而提高再结晶温度。     

冷轧+退火对CoCrNi中熵合金显微组织和力学性能的影响

研究了CoCrNi中熵合金分别经低温(-196℃)和室温(25℃)冷轧及分别700℃和800℃退火后的显微组织和力学性能。结果表明,合金经低温冷轧+700℃退火后具有优良的强度-韧性匹配,抗拉强度为1023 MPa,总延伸率为34%,相比于室温冷轧+700℃退火、低温冷轧+800℃退火和室温冷轧+800℃退火,其抗拉强度分别提高了16%、13%、37%,主要是由于试样内发生回复与再结晶产生退火孪晶,细化晶粒,减小位错密度,阻碍位错的移动,提高合金强度。     

富铜相对Fe-3%Si-Cu合金再结晶行为的影响

以2块热轧Fe-3%Si-Cu合金板为研究对象,分别过时效处理和固溶处理后多道次冷轧再进行500~800 ℃再结晶退火处理,分析了合金再结晶退火后的显微组织及不同再结晶退火工艺下合金的硬度变化,从而研究了冷轧Fe-3%Si-Cu合金的再结晶行为。结果表明,热轧试样经650 ℃过时效处理后有椭球形或棒状的面心立方ε-Cu相析出,棒状富铜相的尺寸较大,其长轴≥100 nm。不同工艺热处理的试样经冷轧后均表现出随退火温度的升高,完全再结晶时间缩短,且由于富铜相的析出,经固溶处理后的试样退火后其再结晶时间明显比过时效处理后试样的短。当再结晶退火温度为500 ℃时,冷轧前进行了固溶处理的试样出现了回复引起的软化不足以抵消析出造成的硬化的现象,在10⁴ s时硬度曲线上出现明显的时效硬化峰;在600 ℃以上退火时,则表现出再结晶占优势的退火特征,硬度曲线没有明显的时效硬化峰。     

FeCoCrNiMn高熵合金大形变冷轧板再结晶退火过程中的组织演变

采用X射线衍射仪(XRD)、维氏硬度计、光学显微镜和电子背散射衍射(EBSD)研究了FeCoCrNiMn高熵合金经压下率为95%的大形变冷轧和550~800 ℃退火1 h后的晶体结构(fcc)、硬度变化、组织演变和再结晶行为。结果表明,冷轧-退火过程中FeCoCrNiMn高熵合金的晶体结构始终保持面心立方结构,再结晶开始温度为600 ℃,结束温度为750 ℃,随着退火温度的升高,试样的硬度先下降后逐渐趋于平缓,组织由纤维状的形变晶粒逐渐全部变为随机取向的再结晶晶粒。     

AZ31和AZ91镁合金等温挤压及挤压后的微观组织变化

通过等温挤压和金相观察,研究了AZ31和AZ91镁合金不同变形条件下的挤压性能和变形后的微观组织变化。结果表明,AZ31镁合金的挤压变形性能较好,而AZ91镁合金在挤压比为4∶1、挤压温度为400℃,以及在挤压比为9∶1、挤压温度为350℃和400℃时,挤压后的试件表面均出现了裂纹;AZ31镁合金的最佳成形温度为300℃～400℃,AZ91镁合金的最佳成形温度为300℃～350℃;镁合金在热挤压过程中发生了动态再结晶,挤压之后合金的晶粒显著细化。