高Nb-TiAl合金的高温变形行为及其板材的性能

对高Nb-TiAl合金进行多步热压缩,研究其高温变形行为及其板材的性能。结果表明,热压缩变形后高Nb-TiAl合金的组织中等轴γ晶粒和α晶粒的增多、层片晶团的体积分数和尺寸降低,使其变形能力提高。根据这些结果确定了最优轧制工艺为应变速率低于0.5 s-1、道次变形量前期应不高于25%、变形温度高于1150℃。选用上述工艺对其其进行5道次大变形量轧制,制备出表面质量良好、无缺陷的高Nb-TiAl合金板材,其尺寸为600 mm×85 mm×3 mm。这种板材具有双态组织,平均晶粒尺寸小于5μm,其室温屈服强度、抗拉强度和塑性分别为948 MPa、1084 MPa和0.94%,800℃下抗拉强度为758 MPa。     

冷轧变形量对2 A14铝合金高筒件时效析出行为及力学性能的影响

为探明冷轧工艺对2A14铝合金高筒件组织及性能的影响规律,本工作开展了铝合金变形样件冷轧变形工艺实验。通过拉伸测试、OM、SEM、DSC、TEM等研究了冷轧变形量对2A14铝合金高筒件时效析出行为及力学性能的影响。结果表明:冷轧变形后合金位错密度增大,有利于θ'相的形核、析出及长大,θ'相的析出使得铜原子浓度降低,抑制了Q'相的析出。当冷轧变形量为4%时,基体中同时析出了大量细小、弥散的θ'相和Q'相,材料综合性能最优,抗拉强度、屈服强度、延伸率分别为490. 3 MPa、428 MPa、13. 76%。     

冷轧板条马氏体组织与力学性能研究

将低碳钢(10#)淬火获得低碳板条马氏体组织,然后进行多道次冷轧变形,制备具有超高强度的低碳钢板材,研究其力学性能的变化规律,并利用金相显微分析和扫描电子显微分析方法观察其显微组织演变与断口形貌。实验结果表明,淬火获得的具有马氏体组织的低碳钢(10#)抗拉强度超过1. 3 GPa,仍能保持较好的塑性(延伸率约为15%),随着冷轧变形量的增加,材料的强度和硬度显著增大,而塑性逐渐降低,当冷轧变形量大于30%后,断后延伸率低于10%。当冷轧变形量达到80%时,硬度从440HV(未变形)增加到532HV,抗拉强度超过2. 0 GPa;随着变形量的增加,冷变形马氏体板条间距减小,变形组织与轧制方向趋于平行排列,逐渐呈现分层特征。随着冷轧变形量的增加,断口中心韧窝和空洞数量减少,而且韧窝的尺寸和深度减小,空洞相互连接,裂纹萌生,断口处出现了明显的分层裂纹和撕裂状的结构,当变形量超过50%时,断口处的分层结构和撕裂状的裂纹开始显现。     

Ti-0.3Mo-0.8Ni合金管材冷轧开裂原因研究

研究了润滑剂、冷轧道次加工率和冷轧送进量对Ti-0.3Mo-0.8Ni合金管材开裂比率的影响.结果表明,冷轧时不同的润滑剂对应着不同的金属变形温度,使用使金属变形温度保持在150～200℃之间的B润滑剂,可使Ti-0.3Mo-0.8Ni合金管材开裂比率比较低,为5%左右;而两辊冷轧道次加工率为40%,多辊冷轧道次加工率为30%和25%,冷轧送进量选为中等大小,可有效地控制Ti-0.3Mo-0.8Ni合金管材的开裂比率在较低的范围内波动,从而提高了Ti-0.3Mo-0.8Ni合金管材冷轧成品率.     

准晶增强Mg-Zn-Y合金的ECAP变形组织及力学性能

镁及镁合金作为目前工业应用中最轻的结构材料之一,具有良好的应用前景,然而由于镁合金自身强度较低、抗氧化性能差以及高温抗蠕变性能差等问题,使其作为某些结构件的应用受到限制,为进一步扩大其应用,人们采用了多种方法来提高其综合力学性能.二十面体准晶相(简称Ⅰ-phase)由于其特殊的结构而具有优异的力学性能,如高强度、高硬度等,将Ⅰ-phase作为一种增强相引入到镁合金中可大大提高镁合金的力学性能,为新型镁合金的开发和实际应用提供了一种新途径.本文采用常规铸造法制备了含有粗大网状Ⅰ-phase和α-Mg两相组织的Mg-Zn-Y合金.研究了合金含量及Zn/Y比对Mg-Zn-Y合金显微组织和力学性能的影响,探讨了热处理工艺对合金中相析出行为及Ⅰ-phase热稳定性的影响.以时效处理后的Mg-Zn-Y合金为研究对象,研究了两种塑性变形工艺(常规热挤压和等径角挤压变形)对合金显微组织和力学性能的影响,并对合金的细化机制、断裂行为与强化机制进行了研究.研究结果表明,在Y含量为0.3%～2.0%(at),Zn含量为1.7%～6.0%(at)的富镁Mg-Zn-Y合金中,合金的铸态组织及相组成取决于Zn/Y比和Zn含量,Zn/Y比为6时,合金的铸态组织由α-Mg基体和晶界上富镁相与Ⅰ-phase两相共晶组织组成;在所研究的合金成分范围内,合金中Ⅰ-phase的形成及其体积分数与合金的凝固速度有关,采用快速凝固的方法得到的合金中,由于第二相的形核及长大受到抑制,形成的Ⅰ-phase的体积分数相对于常规铸造工艺下制备的合金中Ⅰ-phase的含量有所减少,同时发现,合金的极限抗拉强度和屈服强度随合金中Ⅰ-phase体积分数的增加而增加,但合金的延伸率略有降低;在400℃、24h的热处理工艺下,Mg95Zn4.3Y0.7合金基体上有球形Ⅰ-phase析出,且析出的Ⅰ-phase在随后的时效处理中表现出热稳定性;在190℃不同时效时间下合金基体中的析出相为密排六方结构的MgZn2相,其析出行为与Mg-Zn二元合金类似.Mg-Zn-Y合金的热挤压结果表明,通过挤压变形可以显著细化合金的晶粒组织,合金的晶粒大小可由变形前的40～60μm减小到8～15μm,在挤压过程中位于晶界的Ⅰ-phase被破碎并较均匀地分布在基体合金中,随着挤压比的增大和挤压温度的降低,晶粒进一步细化,Ⅰ-phase的弥散程度增加.挤压变形可以显著提高Mg-Zn-Y合金的强度、硬度和延伸率;随着挤压比的增大,合金的强度、硬度和延伸率均有所增加;在所研究的3种合金中,Mg95Zn4.3Y0.7合金在523K以25:1的挤压比挤压后,具有较高的力学性能,其极限抗拉强度为287MPa,屈服强度为203MPa,延伸率为14.1%.对于预挤压态Mg-Zn-Y合金的ECAP变形结果表明,ECAP对于预挤压态Mg-Zn-Y合金组织的细化是一个不断加强的过程,1道次ECAP变形后,在一些粗大晶粒之间分布着许多细小的晶粒,随变形道次的增加,原始粗大的晶粒消失,形成均匀细小的等轴晶粒,平均晶粒尺寸为1～3μm,同时在ECAP过程中Ⅰ-phase被破碎并呈弥散分布.ECAP变形1道次可以显著提高Mg-Zn-Y合金的抗拉强度、屈服强度和延伸率,Mg95Zn4.3Y0.7合金ECAP变形1道次后力学性能指标σb=331MPa,σ0.2=223MPa,δ=19.4%.Mg-Zn-Y合金以A、BA、Bc、C等4种不同工艺路线进行8道次ECAP变形后的显微组织差异不大,均形成细小的等轴晶粒;4种工艺路线在1～8道次的变形过程中,合金的力学性能变化不同,对于路径A和BA,随着变形道次的增加,合金的抗拉强度、屈服强度和延伸率变化幅度不大,对于路径BC和C,变形道次超过4次后,产生的变形织构的弱化作用导致合金的屈服强度迅速降低,但是合金仍保持较高的抗拉强度和延伸率.通过对ECAP变形过程中Mg-Zn-Y合金晶粒细化过程的分析,结合其力学性能的变化得出ECAP变形的细化机制和准晶相强化机制:ECAP对于准晶增强Mg-Zn-Y合金的细化机制主要是基体在不同变形路径下的连续剪切变形机制和准晶粒子对于基体的剪切及钉扎机制;准晶增强Mg-Zn-Y合金ECAP变形过程中存在3种强化机制:细晶强化、第二相粒子强化和位错强化,3种强化机制分别在ECAP变形的不同阶段起主导作用,在共同的强化作用下提高合金的强度.     

2024铝合金搅拌摩擦焊接头塑性变形行为研究

为了研究搅拌摩擦焊卷焊管坯的力学性能及接头塑性变形行为,以5 mm厚的2024退火态铝合金搅拌摩擦焊板坯为对象,采用网格法测试接头塑性变形分布,用EBSD测量接头各区域晶粒尺寸及位相,并结合SEM观察接头第二相的分布,研究了接头力学性能、应变分布与微观组织之间的关系.研究表明:搅拌摩擦接头强度与母材等强,延伸率下降44%;接头前进侧距离焊缝中心8～17 mm的母材较早出现了应变的集中,局部应变可达23%,而焊核区和接头返回侧母材发生的变形较小,平均应变分别为3%和11%,各区域应变的不均匀主要是由于接头各区晶粒尺寸及位相的差异造成的,导致接头整体延伸率的下降.     

变形制度对低碳锰钢组织性能的影响

为了获得细晶铁素体/贝氏体的复相组织,通过控轧控冷工艺研究了低碳锰钢在奥氏体区变形时变形量、终轧温度和卷取温度对组织演变和力学性能的影响规律.研究表明,增加变形量(对应道次间隔时间缩短)可以细化铁素体晶粒,但当终轧温度降低到800℃时,变形量的增加以及开冷温度的降低不利于贝氏体组织的获得.通过调整变形量、终轧温度、可开冷温度并适当降低卷取温度,可使实验钢获得晶粒尺寸约为5μm的铁素体和10%~20%的贝氏体组织,低碳锰钢强塑性能良好.     

D6A钢在轧制过程中的强韧化机理EI北大核心CSCD

通过轧制-热处理工艺能够使D6A钢的强度显著提高。为了探究其强韧化机理,本实验采用热轧及两相区温轧退火工艺,获得微米级D6A合金钢样品,微观组织为铁素体基体及粒状渗碳体。通过室温拉伸实验、SEM、X射线衍射、EBSD等手段对实验钢的显微组织和力学性能进行表征,结果表明:随着变形量的增加,晶粒尺寸由4.5μm细化为1.5μm,渗碳体的含量逐渐增加,小角度晶界的比例升高,屈服强度和抗拉强度不断增加,伸长率略有降低,说明轧制过程使亚晶粒的尺寸不断降低,晶界面积增加,位错滑移受到的阻力增大。同时,本研究对不同轧制变形量实验钢的位错密度进行计算,当轧制变形量为88%时,位错密度最高,此时加工硬化的程度最高。随着变形量的增加,第二相强化和晶粒细化引起的强度增量呈不断上升的趋势,位错强化引起的强度增量先升高后降低,D6A钢的主要强化方式为第二相强化、细晶强化及位错强化。     

累积叠轧工艺对AZ31镁合金板材组织和性能的影响

采用累积叠轧工艺对AZ31 镁合金薄板进行剧塑性变形,研究了累积叠轧变形过程中镁合金板材的组织及性能演变.实验结果表明,累积叠轧可以有效细化AZ31镁合金板材的晶粒组织,显著改善室温延伸率,是制备大尺寸、高性能细晶镁合金板材的一种有效、经济而且可以实现工业化生产的技术.累积叠轧5道次后AZ31镁合金板材组织均匀,晶粒尺寸为1～2μm左右,晶粒细化源于大的累积变形及表面剪切变形;室温抗拉强度和延伸率可达到349MPa和22.46%,可归因于晶粒细化对镁合金强度和塑性的改善.累积叠轧板材的道次间的加热使ARB组织粗化,减小了累积叠轧过程中晶粒持续细化的效果.     

废硫酸回收用钽管的加工研究

研究了废硫酸回收用钽管的加工工艺.通过改进挤压管坯镗内孔的工艺,实现了挤压管坯不中断,用较长的挤压管坯生产Φ25×0.9×11 000 mm 的长钽管,减少了管材切头尾的长度,提高了管材成品率.在确定成品管前一道次管坯的尺寸时,要综合考虑LD30轧机最大装料长度、钽材的变形程度和减径量与减壁量的比值.用本工艺所制备的钽管已用于废硫酸回收的钽蒸发器的制造,获得良好的应用效果.     

5A06管材力学性能测试及其缩口成形性的有限元分析

目的研究直径Φ20 mm、壁厚2 mm的5A06铝合金管在单向拉伸试验下的表现以及其在外支承球形缩口成形中的变形特点。方法利用管材准静态单向拉伸试验测试其力学性能,获得真实应力-应变曲线,再结合有限元软件ABAQUS分析管缩口成形的应力应变特征。结果 5A06管在拉伸中表现出良好的应变硬化能力,并呈明显的锯齿波动屈服特性。模拟结果显示缩口中的管坯整体处于周向、轴向压应力状态;主变形区内,轴向应变从缩口口边的拉应变逐渐变为主变形区向直壁过渡区域的压应变;除主变形区外,直壁部分的壁厚也有所增加。Φ20 mm×2 mm的5A06管在模拟中的极限缩口系数约为0.410。结论Φ20 mm×2 mm的5A06管在外支承球形缩口中的模拟成形极限较高,有限元分析作为缩口成形模具和工艺设计的前一步工作,其结果有一定的参考价值。     

EB炉熔炼TC4钛合金轧制过程中的组织演变与力学性能

本实验以电子束冷床熔炼炉(EB炉)熔炼TC4钛合金为研究对象,结合实际生产流程,研究不同变形量和不同温度对TC4钛合金板材显微组织与力学性能的演变规律.结果表明:在相同温度下,随着变形量增加,显微组织中α相的体积分数和尺寸减小而β相体积分数增大,合金的抗拉强度和延伸率均增大;当变形量为30％时,显微组织均表现为片层结构,随着变形温度升高,片层α相长宽比逐渐减小,抗拉强度逐渐升高而延伸率变化不大;当变形量增加到90％时,随着变形温度升高,显微组织由较强的B织构(0002)〈1120〉转化为T织构(1010)〈1120〉和锥面织构(1011)〈1120〉,塑性变形由基面滑移转为柱面滑移,显微组织中α相尺寸减小而β相含量增大,合金的抗拉强度和延伸率均增大.当温度升高到1000℃时,α相完全转变为β相,在随后的冷却过程中细针状次生α相从β晶粒析出,合金的抗拉强度和延伸率均增大.     

研究CT20钛合金管材的冷轧工艺

研究了CT20低温钛合金管材的加工工艺及冷轧变形量、退火温度对管材力学性能的影响。结果表明：CT20合金对加工硬化不敏感,冷轧最大变形量应控制在45％以内;CT20合金管材通过不同温度热处理所获得的等轴、双态和片状组织的室温力学性能差别不大,20K低温下由于孪生变形的发生,片状组织的塑性最好,双态组织则介于片状和等轴组织之间,管材为等轴和双态组织时,冷成型性能优异;对管材进行＋两相区910℃×1h,FC的热处理,可获得综合性能优良的双态组织。     

高塑性Mg-Gd-Zn镁合金管材的组织和力学性能研究

为了制备高塑性镁合金无缝管材,将具有不同初始组织的Mg-3%Gd-1%Zn(质量分数/%,以下简称GZ31)合金空心锭在420～480℃挤压成无缝管材,采用金相显微镜、扫描电镜、X射线衍射分析和拉伸试验等表征了管材的组织和力学性能.结果表明:GZ31镁合金无缝管材较AZ31具有更弱的基面纤维织构;420℃一次挤压成形的GZ31管材由于组织中还存在粗大的原始晶粒,导致室温伸长率较低;440℃及以上挤压时得到完全再结晶组织,且随挤压温度升高,再结晶晶粒和第二相尺寸逐渐增大;经过一次挤压开坯后再在440℃二次挤压的无缝管材具有更细小的平均晶粒尺寸(约12μm),其室温伸长率高达35%,明显优于传统AZ31以及一次挤压成形的GZ31镁合金无缝管材.     

AZ31镁合金热加工工艺对动态力学响应的影响EI北大核心

采用不同轧制退火工艺处理AZ31变形镁合金,采用分离式Hopkinson压杆测试了不同微观组织镁合金的动态力学性能,研究了组织结构与材料动态力学响应之间的关系,探讨了应变率效应。研究发现,分别经过5%,30%第三道次轧制以及250,350℃退火处理的镁合金晶粒尺寸差异较大。在应变率范围为1.2×103~2.4×103/s范围内,具有不同晶粒尺度的AZ31镁合金表现出各异的应变率强化效应。根据动态应力-应变曲线拟合了与动态屈服强度和动态抗压强度相对应的应变率硬化指数(m)和应变率效应因子(Rs)。发现晶粒尺寸不同的镁合金具有各异的应变率强化效应。m和Rs具有较强的相关性,30%轧制量的镁合金m和Rs均大于5%轧制量,250℃退火态的Rs最大,轧制未退火态次之,350℃退火态最小。     

AZ31镁合金轧制工艺的研究

对AZ31镁合金在400℃条件下的轧制工艺进行了研究,在不同压下量、不同道次条件下分别进行了轧制实验,并对轧制后AZ31板材的组织和力学性能进行了研究。实验结果表明:在400℃条件下,以小变形量轧制,每道次压下量为1mm时,较好的加工工艺条件为轧制到第8道次,累积变形量50%;每道次轧制压下量为2mm时,较好的加工工艺条件为轧制到第2道次,累积变形量为25%;AZ31镁合金在大变形量下轧制易产生裂纹,裂纹的产生可能是由于随着累积变形量增加,内应力激增,在难变形的硬取向晶粒区或第二相处产生应力集中,萌生裂纹。裂纹尖端扩展经过的区域变形量较大,因而裂纹两侧存在再结晶细晶区域。     

大壁厚大口径X80M管线钢DWTT性能的控轧工艺试验研究

利用光学显微镜、电子背散射衍射(EBSD)、落锤试验机等检测方法,对5种轧制工艺试制的大壁厚大口径高强韧X80M管线钢进行了金相组织、有效晶粒度、晶界特性、相分析及落锤撕裂试验(DWTT)性能的对比分析。结果表明,粗轧采用低温轧制,并保证道次压下率及轧后充分再结晶,可以减小奥氏体再结晶晶粒尺寸、提高奥氏体再结晶晶粒均匀性；精轧采用较小道次变形并充分回复后再变形的“回复-变形”的轧制方式,可以提高{112}取向晶粒数量、细化有效晶粒尺寸、增加大角度晶界比例、减少粗大马奥岛的数量和尺寸。采用该粗轧和精轧工艺,壁厚为30.8 mm、管径为1 422 mm的X80M管线钢-20 ℃温度下的全厚度DWTT性能达到94%,高于85%的工程应用验收要求。     

冷轧及中间退火过程中GH4700镍基合金管组织演变规律研究

利用光学金相显微镜研究了GH4700合金在冷轧以及中间退火过程中的组织演变规律,建立了中间退火过程中再结晶晶粒长大方程。实验结果表明:随着冷轧变形量增大,晶粒的变形均匀性逐渐变好,GH4700合金的屈服强度和抗拉强度增大,延伸率降低;当退火温度为1130℃、保温时间为15min时,组织发生完全再结晶且分布均匀,是较合适的一次冷轧中间退火工艺;所建立的晶粒长大模型预测结果与试验值吻合较好。     

往复挤镦对Mg-Sn-Al-Zn-Si合金组织性能的影响

将铸态Mg-5Sn-1.5Al-1Zn-0.8Si镁合金进行往复挤镦变形,采用OM、SEM和EDS等分析合金组织,重点研究了往复挤镦对该合金显微组织、力学性能及断口形貌的影响。结果表明:多道次往复挤镦可显著细化实验合金的显微组织,经过挤镦变形后,平均晶粒尺寸由铸态的50μm细化至3μm左右,组织中的第二相被破碎且呈现弥散分布。往复挤镦可大幅度提高实验合金的力学性能,其硬度、抗拉强度和延伸率分别比铸态试样提高了47%、155%和110%,挤镦变形合金的拉伸断口出现大量韧窝,断裂方式为典型的韧性断裂。     

冷轧变形对Al-Cu-Mg合金的显微组织与力学性能的影响

采用光学显微镜、扫描电子显微镜、EBSD技术、透射电子显微镜和万能拉伸试验机等研究了冷轧变形对热轧态Al-Cu-Mg合金显微组织和性能的影响。显微组织观察结果表明，随着冷轧变形量的增加，合金中未溶的Al₂CuMg[Fe, Mn]相和Al₂Cu[Fe, Mn]相发生了破碎。基体中存在较多的棒状Al₂₀Cu₂Mn₃相，该相附近存在大量缠结位错，对合金产生显著强化效果。在冷轧变形量为19%时，位错密度达到最大值。同时，随着冷轧变形量的增加，S、R、Cube、Goss、Brass织构的含量也增加，〈111〉、〈110〉织构的含量降低。力学性能测试结果表明，随着冷轧变形量的增加，合金强度提高，延伸率仍保持较高水平。当冷轧变形量为11%时，合金轧向综合力学性能最佳，抗拉强度为465.0 MPa,屈服强度为291.6 MPa,延伸率为19.0%。此时，合金横向抗拉强度为469.9 MPa,屈服强度为318.0 MPa,延伸率为16.9%。