退火温度对SP-700钛合金板材显微组织和力学性能的影响

采用光学显微镜和室温拉伸实验机研究退火温度对SP-700钛合金板材显微组织和力学性能的影响。结果表明:退火温度低于760℃时,显微组织没有显著变化;退火温度为780℃时,显微组织由等轴状以及条状α相和β转变组织组成;退火温度为800~840℃时,显微组织由等轴α相和β转变组织构成;当退火温度升高至900℃时,显微组织由粗大的β相转变组织组成。室温拉伸实验表明:退火温度低于800℃时,抗拉强度变化不大,屈服强度和伸长率逐渐升高;当退火温度为800~840℃时,抗拉强度和屈服强度逐渐升高,伸长率逐渐下降;在740~820℃退火,纵横向抗拉强度和屈服强度的差异随着退火温度的升高而减小,纵横向伸长率差异先减小后增大。     

锻后热处理温度对TA10钛合金显微组织及性能的影响

通过拉伸试验,对经过β相区两镦两拔锻造的TA10钛合金棒材不同温度（600~750 ℃）退火后的力学性能和显微组织进行研究。结果表明：随着退火温度的升高,TA10钛合金的屈服强度和抗拉强度下降,伸长率和断面收缩率升高;显微组织由网篮组织逐渐破碎,相同取向的片状α组织随温度升高偏聚在一起,形成长而平直的集束,为魏氏组织;热处理温度为700 ℃时棒材的屈服强度为607 MPa,抗拉强度为687 MPa,伸长率为22%,强度和塑性达到较好的匹配。     

DP980冷轧高强钢连续退火工艺及强韧性行为研究

采用连续退火模拟试验机研究了连续退火工艺中缓冷及过时效温度对DP980冷轧高强钢组织性能的影响规律,并利用扫描电镜、透射电镜及拉伸试验机进行了显微组织及力学性能检测。研究结果表明：缓冷温度降低有利于新生铁素体及富碳岛状马氏体的生成,且实验钢屈服强度基本不变,抗拉强度先下降后升高,伸长率逐渐上升。缓冷温度为650 ℃时,强塑积（PSE）达到最大值15.55 GPa·%。随着过时效温度的升高,实验钢抗拉强度及屈服强度略有下降,断后伸长率显著升高。工业试制HC550/980DP成品的屈服强度不小于570 MPa,抗拉强度不小于1 080 MPa,伸长率不小于7%,达到应用标准。     

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%。     

退火温度对等通道转角挤压态铁基形状记忆合金力学性能的影响

研究了退火温度对等通道转角挤压(ECAP)Fe17.80Mn4.73Si7.80Cr4.12N i合金力学性能及显微组织的影响。结果表明,等通道挤压工艺能显著提高合金的屈服强度和抗拉强度,两道次挤压后合金的屈服强度达到880 MPa,比固溶态高660 MPa。退火温度从300℃升高到600℃时,合金屈服强度和抗拉强度降低,伸长率升高。挤压后经700℃×30 m in退火后,材料的伸长率达到40%,屈服强度达到426 MPa,再结晶基本完成,晶粒尺寸仅为0.3~2.5μm。细晶强化是该合金强度和伸长率提高的主要原因。     

退火工艺对SUS410L不锈钢热轧板组织与力学性能的影响

研究了不同退火工艺对SUS410L铁素体不锈钢热轧板组织与力学性能的影响。结果表明:在600~800℃退火保温10~30 min,随着退火温度、时间的增加,再结晶程度增加,强度降低,伸长率升高;在750℃退火保温40~60min,随着退火时间延长,力学性能变化不明显;经850℃退火后,钢中有马氏体生成,由于马氏体相变强化作用,使得试样的强度升高、伸长率下降;马氏体显微硬度为180~190 HV,铁素体显微硬度为130~140 HV。     

退火温度对微纳结构316L不锈钢组织和性能的影响

采用铝热熔化法制备了纳米晶/微米晶复相316L不锈钢,研究了铸态和600~1 000℃退火态下钢的组织和力学性能特征。结果表明:随退火温度升高,纳米晶和微米晶的平均晶粒尺寸逐渐增大,微米晶的体积分数逐渐提高。1 000℃退火后组织中出现了FeNiCrAl金属间化合物相。600℃退火后抗拉强度最大,约574 MPa,伸长率为6.5%。800℃退火后,拉伸屈服强度和抗拉强度分别降至240 MPa和515 MPa,伸长率升高至18.2%。1 000℃退火后拉伸屈服强度和抗拉强度进一步降低,但塑性提高,伸长率达到41.2%。     

锻后热处理温度对TA10钛合金组织及性能的影响

通过拉伸试验,对经过β相区两镦两拔锻造的TA10钛合金棒材不同温度(600~750℃)退火后的力学性能和显微组织进行研究。结果表明:随着退火温度的升高,TA10钛合金的规定塑性延伸强度和抗拉强度下降,伸长率和断面收缩率升高;显微组织由网篮组织逐渐破碎,相同取向的片状α组织随温度升高偏聚在一起,形成长而平直的集束,为魏氏组织;热处理温度为700℃时棒材的规定塑性延伸强度为607 MPa,抗拉强度为687 MPa,伸长率为22%,强度和塑性达到较好的匹配。     

回火温度对1100 MPa级高强钢组织与性能的影响

研究了920 ℃水淬+不同温度回火后1100 MPa级高强钢的显微组织和力学性能。结果表明:回火温度为250 ℃时,所得到的力学性能最佳,抗拉强度、屈服强度、硬度、断后伸长率和冲击吸收能量分别为1423 MPa、1220 MPa、446 HV5、14.2%和56 J。随回火温度的升高,抗拉强度、屈服强度、硬度值整体呈现下降的趋势,冲击吸收能量先减小后增加。回火温度为150 ℃时,组织为回火马氏体和ε碳化物,析出的ε碳化物呈细长杆状。回火温度上升到250 ℃之后,马氏体板条稍有粗化,ε碳化物长大。随回火温度继续升高,板条马氏体逐渐转变为等轴铁素体,ε碳化物也会转变为渗碳体并逐渐球化粗化。     

超快冷条件下退火温度和冷却速度对高强冷轧板组织性能影响

为了达到超快冷的条件,设计了50℃/s、200℃/s和1000℃/s 3种不同的超快冷的冷速,研究了超快冷条件下,退火温度以及冷却速度对实验用钢组织和性能的影响。结果表明:随着退火温度的提高,各快冷条件下,实验用钢的抗拉强度和屈服强度均呈现先升高后降低的趋势,伸长率在低冷速下,随着退火温度的升高先上升后下降,在高冷速下,随着退火温度的升高呈明显下降趋势;随着快冷速度的提高,抗拉强度和屈服强度逐渐上升,屈强比呈现上升趋势,在780℃时,1000℃/s冷速相对于50℃/s,屈服强度提升了78%,而且随着退火温度的提高,这种趋势更加明显,当退火温度为860℃时,屈服强度提升了211%。通过改变超快冷冷速和退火温度,可生产强度800~1000 MPa强度级别的冷轧高强钢,从而实现柔性控制。通过综合力学性能的对比,可以看出当退火温度为840℃,快冷速度为50℃/s时,实验用钢的综合力学性能最佳,强塑积可达17.2 GPa·%。     

退火工艺对强塑性变形珠光体钢丝组织和性能的影响

用TEM、XRD研究了强塑性变形（ε=2．60）SWRH72A钢丝经不同温度（100—400℃）退火处理后的微观结构变化。XRD分析显示强塑性变形引起SWRH72A钢丝中渗碳体回溶,部分碳原子溶入铁素体形成过饱和铁素体,过饱和铁素体中含碳量约O．34at％。由TEM分析可知强塑性变形钢丝经200—300℃退火,由于渗碳体颗粒的弥散析出,钢丝强度升高到2400MPa。退火温度进一步升高到400℃,渗碳体片开始球化,钢丝强度大幅降低,但塑性显著增加。     

热处理工艺对TRIP钢组织与力学性能的影响

在实验室利用Multipas多功能连续退火模拟器,对低碳冷轧TRIP钢进行了研究,探讨了退火温度与贝氏体等温温度对600 MPa冷轧TRIP钢组织与力学性能的影响规律。结果显示：当贝氏体等温温度相同时,随着退火温度的升高,组织中铁素体与贝氏体块尺寸减小,且贝氏体转变的鼻尖温度向较高温度移动。780 ℃退火时,随着等温温度的升高,屈服强度、伸长率与屈强比呈现下降趋势,而抗拉强度呈上升趋势;800 ℃与820 ℃退火时,随着等温温度的升高,屈服强度、伸长率与屈强比先上升后下降,而抗拉强度先下降后上升。在相同贝氏体区等温温度下,780 ℃退火时的屈服强度与屈强比最小,而抗拉强度最高;800 ℃退火时的强塑积与综合力学性能最好。     

热处理对汽车用DP590双相钢组织和力学性能的影响

研究了热处理对汽车用DP590双相钢组织和力学性能的影响。结果表明:随着退火温度升高,双相钢组织中马氏体岛平均等效圆直径和面积分数增加,当退火温度820℃时,平均等效圆直径和面积百分数分别达到1.82μm和19.21%;随着退火温度的增加,双相钢抗拉强度逐渐降低,屈服强度逐渐增加,最佳退火温度为800℃,此时抗拉强度为642 MPa,屈服强度为326 MPa,伸长率为21.9%。DP590双相钢最佳时效处理制度为320℃保温10min,此时抗拉强度为644MPa,屈服强度为331 MPa,伸长率为24.5%。     

退火工艺对热镀锌用冷轧低碳高强钢组织和性能的影响

通过扫描电镜、能谱仪、显微硬度计和拉伸实验研究了退火工艺对热镀锌用冷轧低碳高强钢组织及性能的影响。结果表明,在600℃退火时,组织处于回复阶段,几乎没有再结晶; 625℃保温5 min退火后,再结晶基本完成,组织中有大量渗碳体颗粒弥散析出,并且随着退火温度升高或保温时间延长渗碳体沿铁素体晶界聚集粗化;在625℃保温10 min退火后,再结晶已经完成并且发生长大现象,组织为等轴状铁素体+渗碳体颗粒,晶粒尺寸约为5. 01μm; 650、675、700℃保温10 min退火后,铁素体晶粒进一步长大;随着退火温度升高和保温时间延长,屈服强度和抗拉强度降低,伸长率升高。625℃×5 min退火可以获得优良的综合力学性能。     

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。     

退火温度对700MPa级冷成形用钢组织及性能的影响

对屈服强度700 MPa级超高强度热轧钢带进行了700~800 ℃退火处理,通过光学显微镜、扫描电镜、透射电镜及性能测试对不同温度退火后试验钢的组织性能进行分析。结果表明,700~800 ℃两相区退火时,组织为铁素体和游离渗碳体;随退火温度升高,钢中游离渗碳体数量增加,组织均匀性提高;钢的强度和硬度急剧降低,伸长率和冲击性能提高,冷弯开裂几率降低。     

热基镀锌高扩孔钢的组织性能研究及其工业试制

热基镀锌是提高高扩孔钢耐腐蚀性能的重要手段之一。利用光学显微镜、扫描电镜、拉伸试验机和成形试验机等设备,研究了退火温度对铁素体贝氏体型高扩孔钢组织性能的影响,并进行了450 MPa级热基镀锌高扩孔钢的工业试制。结果表明:随退火温度由710 ℃升高至790 ℃,钢中渗碳体颗粒逐渐溶解,贝氏体体积分数先升高后降低,铁素体晶粒尺寸先增大后趋于稳定,屈服强度和抗拉强度先升高后降低,断后伸长率先降低后升高。不同退火温度下,试验钢的扩孔率均达到85%以上。工业试制产品具有良好的组织和性能均匀性,其横向屈服强度为396 MPa、抗拉强度为477 MPa、断后伸长率为27.5%、烘烤硬化值为42 MPa、扩孔率大于80%,各项性能均达到标准要求。     

Nb含量及退火温度对冷轧低合金高强钢力学性能的影响

利用实验室退火炉对冷轧低合金高强钢进行连续退火工艺模拟,研究退火温度对其组织与性能的影响,并通过改变钢中Nb成分的含量,研究化学成分Nb对热轧板性能以及对退火板性能的影响。结果表明:在790℃以下,随着退火温度的逐渐升高,退火板的屈服强度和抗拉强度显著降低,伸长率显著升高;在790℃以上,随着退火温度的逐渐升高,退火板的屈服强度和抗拉强度下降趋势较小。增加钢中Nb的含量能够显著提高热轧板和退火板的强度,增加0.01%的Nb大约能使热轧板的抗拉强度提高34 MPa,退火板屈服强度提高14 MPa。     

600MPa热镀锌双相钢退火温度及成分优化

在工业试生产600 MPa热镀锌双相钢时,分析不同退火温度(800、820、840℃)对成品组织性能的影响,并对退火温度和成分进行优化。结果表明:成品主要组织均为铁素体+马氏体(面积分数8%~12%),退火温度升高马氏体含量下降,晶粒尺寸逐渐增大,840℃退火出现少量珠光体。成品力学性能符合标准要求,强度偏高,随温度升高屈服、抗拉强度下降,伸长率、屈强比变化不明显。对成分C,Mn元素微调,采用800~810℃退火,成功稳定批量生产600 MPa级双相钢,性能均值为:屈服强度360 MPa、抗拉强度630 MPa、伸长率26%、屈强比0.57。     

冷轧超低碳BH钢连续退火及平整工艺

研究了连续退火均热段温度和平整工艺对冷轧超低碳BH钢的组织和力学性能的影响规律。结果表明,超低碳BH钢在740～850℃之间均能完成再结晶退火,且随着均热段温度的升高,BH钢的屈服强度和抗拉强度单调下降,n值单调上升;伸长率和r值先上升后下降,并同在820℃左右达到峰值;显微硬度也呈单调下降趋势。平整伸长率由0向1.8%增加过程中,钢板的强度呈下抛物线形变化;低于0.8%时会产生屈服平台;高于1.5%时,加工硬化加剧导致强度快速上升,屈服强度可在1.2%～1.5%之间达到最低值。