退火处理对轧制Mg-4Al-4RE合金组织和力学性能的影响

对Mg-4Al-4RE合金热轧板进行了不同温度的退火处理试验,采用显微组织观察、拉伸性能测试等方法研究了不同温度退火对Mg-4Al-4RE合金组织和力学性能的影响。结果表明:在220～340℃温度区间内,随着退火温度的升高,Mg-4Al-4RE合金组织中晶粒尺寸先减小后增大。经260℃退火后,合金试样组织静态再结晶完全,晶粒基本为等轴状,组织最细小均匀。随着退火温度的升高,Mg-4Al-4RE合金抗拉强度先无明显变化,后有所降低,屈服强度逐渐降低,伸长率先升高后降低。经260℃退火的Mg-4Al-4RE合金,其抗拉强度、屈服强度、伸长率分别为264.5 MPa、184.3 MPa、10.4%,综合力学性能最佳。     

Ti6Al4V电子束增材制造试样退火后组织及力学性能的研究

对电子束增材制造Ti6Al4V试样进行了退火处理,并分析了试样微观组织变化,并采用显微硬度计和拉伸试验机测试了试样的截面硬度和强度。研究表明,随退火温度升高,试样的魏氏组织和熔合线先被消除,然后沿晶界析出β相,退火温度达到900℃时,材料转变为平衡组织;退火温度对材料的平均硬度影响不大,但对硬度的变化幅度有较大影响。其中,700、900℃退火试样硬度比较均匀;材料经过700℃退火后,强度变化幅度不大,但是塑性有很大提高,伸长率最多提高了67%。     

Ti6Al4V电子束增材制造试样退火后组织及力学性能的研究

对电子束增材制造Ti6Al4V试样进行了退火处理,并分析了试样微观组织变化,并采用显微硬度计和拉伸试验机测试了试样的截面硬度和强度。研究表明,随退火温度升高,试样的魏氏组织和熔合线先被消除,然后沿晶界析出β相,退火温度达到900℃时,材料转变为平衡组织;退火温度对材料的平均硬度影响不大,但对硬度的变化幅度有较大影响。其中,700、900℃退火试样硬度比较均匀;材料经过700℃退火后,强度变化幅度不大,但是塑性有很大提高,伸长率最多提高了67%。     

Ca含量对Mg-Zn-Gd-Ca系合金轧制板材组织与性能的影响

研究Ca含量(0.1%,0.5%(质量分数))对Mg-1.5Zn-0.3Gd-Ca合金铸态组织、轧制板材组织、织构与力学性能的影响,以期通过改善合金组织和织构发展高塑性镁合金板材。结果表明:Mg-1.5Zn-0.3Gd-0.1Ca铸态合金含有细小均匀的第二相,Mg-1.5Zn-0.3Gd-0.5Ca合金中则存在大块状第二相;二者的轧制板材均呈现非基面织构;轧制板材经过退火处理后发生完全再结晶,板材的塑性可大幅度提高,Mg-1.5Zn-0.3Gd-0.1Ca合金经300℃退火后,沿横向和轧制方向的伸长率分别可达34.9%和34.1%,且轧制板材沿横向和轧向屈服强度的差异性减小。     

轧制总压缩率及退火工艺对5083铝合金低温超塑性的影响

利用多种轧制与退火的组合工艺方案分别对同一批次铝合金板料进行加工,并进行了试样拉伸试验,分析了轧制总压缩率及退火工艺对试样伸长率的影响。研究发现：较大的轧制总压缩率有利于提高材料的超塑性,总压缩率为96.67%的TM3试样在250 ℃下以2×10^-3 s^-1的应变速率进行拉伸,达到了443%的伸长率,微观组织分析发现,试样中等轴细小晶粒所占比率越大试样超塑性越好;在最佳工艺方案基础上通过缩短前期退火时间,提高了效率,且低温超塑性性能并没有受到太大的影响,250 ℃下的伸长率仍达到了350%。     

LD10热轧棒材的预处理工艺及超塑性

研究了LD10铝合金经不同组织预处理后的超塑性能。结果表明,工业供应态热轧棒材经380℃、420℃、460℃再结晶退火处理或500℃固溶处理后可获得细小的等轴晶粒组织和较好的超塑性,平均伸长率达到219%以上,个别试样伸长率可高达321%(热轧棒材的伸长率为152%)。经420℃退火处理后,在460～510℃变形温度范围内,及在1.1×10-2s-1～1.1×10-4s-1应变速率范围内,合金均具有超塑性,平均伸长率为108%～232%。本文所得的最佳超塑性温度为500℃～510℃,最佳应变速率为3.3×10-4s-1。在此温度和应变速率条件下,平均伸长率达到223%～232%,流动应力仅为10.4～13.0MPa。     

退火温度对轧制态Mg-1Li-3Al-1Zn-0.3(Al5Ti1B)合金组织及力学性能的影响

利用光学显微镜(OM)、扫描电镜(SEM)和电子万能试验机研究了热轧及退火态Mg-1Li-3Al-1Zn-0.3(Al5Ti1B)合金板材的显微组织及力学性能。结果表明:合金板材经150℃退火30 min后的组织与热轧态类似,存在大量的孪晶与剪切带,在室温下拉伸时其抗拉强度可达314 MPa,屈服强度为269 MPa,伸长率为24.4%;而经300℃退火30 min后,组织变为细小的再结晶组织,各向异性现象较小,塑性较150℃退火时有所提高,断口呈现韧性断裂特征。     

热处理工艺对TC4钛合金冲击磨损性能的影响

研究了退火和固溶时效处理对热轧态TC4钛合金的力学性能和组织的影响,并考察了其冲击磨损性能。结果表明:退火处理后试样组织中转变β相增加,强度、塑性和韧性均较热轧态有所提升;而固溶时效处理后试样组织的晶粒细化且尺寸更为均匀,同时具有最高的强度,而塑性和韧性则较热轧态有所降低。经过10 h的冲击磨损试验后,退火态试样的磨损率最低,而固溶时效态试样的磨损率最高。通过磨损断口观察发现退火态试样表面冲刷犁沟较短,且终点处存在合金的塑性堆积,同时磨损面组织发生塑性变形,晶粒延展拉长。退火态试样较高的塑性和韧性有助于吸收冲击能量,因此表现出较好的耐冲击磨损性能。     

异质层状结构316L不锈钢的制备及其力学性能

采用传统轧制及退火手段制备了异质层状结构316L不锈钢,通过光学显微镜和透射电镜观察了材料的组织,并利用X射线衍射方法对其物相进行了分析,最终系统研究了处理前后316L不锈钢板的力学性能。结果表明:75%冷轧变形后的316L不锈钢,其内部形成了层状的超细晶组织,剧烈塑性变形诱发了马氏体相变,材料的强度和硬度显著提高,但是其伸长率很低。750℃退火过程中,不锈钢发生了静态再结晶,马氏体相消失,基体变成单相奥氏体组织,不锈钢的综合力学性能得到提高。轧制与退火相结合的工艺可以获得一种由超细晶与微米再结晶晶粒组成的异质层状结构。拉伸变形时,这种异质层状结构可以提供协调非均匀塑性变形的几何必须位错,几何必须位错与可动位错相互缠结,提高了材料的应变硬化率,使得316L不锈钢可以获得良好的强度-塑性匹配。     

Mg-3Al-1Zn合金的挤压成形工艺与组织性能研究

对铸态和均匀化态Mg-3Al-1Zn合金进行挤压处理,研究了挤压温度和挤压比参数对合金强度和塑性的影响,并探讨了其作用机理。结果表明,无论是挤压前还是挤压后,Mg-3Al-1Zn合金均匀化处理后的抗拉强度都有一定程度的降低,而断后伸长率明显提高;相同挤压比条件下,挤压温度从250℃上升至450℃过程中,铸态合金试样的抗拉强度都要高于均匀化态;在较低的温度和较大的挤压比条件下,Mg-3Al-1Zn合金的塑性会有较好的改善;随着挤压比的升高,Mg-3Al-1Zn合金的抗拉强度和断后伸长率都表现为逐渐升高的趋势。     

室温轧制与退火工艺对Mg-10Li-1.5Zn合金组织和性能的影响

采用真空感应电炉熔炼、锂盐覆盖、氩气保护等工艺,在720℃制备出超轻Mg-10Li-1.5Zn合金,在室温下进行轧制,随后进行退火处理。利用金相显微镜、SEM和万能拉伸机分析了Mg-10Li-1.5Zn合金形变和退火后的微观组织和力学性能。试验结果表明,室温下轧制变形可以显著提高合金的力学性能,合金经58%变形量室温轧制后,与铸态组织相比合金的力学性能明显提高,抗拉强度达到182 MPa,屈服强度达到169 MPa,伸长率达到25%,相比铸态Mg-10Li-1.5Zn合金分别提高了42.8%、76.4%、6.5%;合金经过65%冷轧变形不同温度退火后,抗拉强度和屈服强度逐渐降低,伸长率先升高随后略有下降,150℃退火1 h伸长率达到最大值为43%。     

制备工艺对超高强度钢组织及断口形貌的影响

热轧态Q235钢经历加热奥氏体化、淬火马氏体相变、大塑性变形轧制、轧后退火等工艺处理,材料组织由最初的铁素体+珠光体转变为细化的板条马氏体,断口形貌也随之发生了显著变化.初始热轧态试样断口呈典型的韧窝状形貌,然而轧后马氏体试样的断口形貌主要为分层状特征.虽然轧后退火试样断口形貌与冷轧态的样品相似,但断口中出现数量众多的小韧窝.在该制备工艺下,材料不仅获得了16％的伸长率,表现出良好的塑性,而且抗拉强度高达1300MPa.     

临界退火温度对热轧7Mn钢组织和性能的影响

利用扫描电镜、透射电镜、背散射电镜及拉伸试验研究了临界退火温度对热轧7Mn钢(Fe-7%Mn-0.3%C-2%Al,质量分数)组织和力学性能的影响。结果表明:当退火温度低于700℃时,逆转变奥氏体含量随退火温度的升高而增加;退火温度高于700℃后奥氏体含量随之逐渐降低。奥氏体的稳定性随退火温度的升高单调下降。热轧7Mn钢的屈服强度随退火温度的升高逐渐降低,而抗拉强度则不断增加;均匀伸长率和总伸长率在720℃退火时达到最高,此时材料的强塑积达到最优,为61.8 GPa·%。断口显微组织表明,热轧7Mn钢在680~720℃退火后呈现韧性断裂,而在750℃退火后有沿晶断裂的倾向。     

1000 MPa级C-Si-Mn-Nb系冷轧双相钢的组织性能

采用SEM与TEM等方法分析了不同退火温度和时效温度对C-Si-Mn-Nb系超高强冷轧双相钢的显微组织和力学性能的影响.结果表明:热轧板经冷轧退火后,综合力学性能改善,屈服平台消失.退火温度从780℃升高到820℃,带状组织逐渐消失,马氏体硬度下降,双相钢强度降低,伸长率提高;850℃退火时,铁素体体积分数的显著降低,部分马氏体内部条状形貌的出现及非马氏体体积分数的增加,导致各项力学性能明显下降.过时效温度从270℃升到330℃,马氏体岛分解,颗粒状析出相与非马氏体组织增多,导致抗拉强度降低,屈服强度及伸长率升高;360℃时形成板条贝氏体组织恶化了综合力学性能.试验钢经820℃退火,300 ～330℃之间过时效,获得抗拉强度大于1020 MPa,伸长率大于16％的最优力学性能.     

挤压温度对汽车零件用新型镁合金性能的影响

采用不同的挤压温度对汽车零件用Mg-8Al-3Sn-0.5V镁合金试样进行了挤压试验,并进行了力学性能和显微组织的测试与分析。结果表明:随挤压温度的升高,试样的抗拉强度、屈服强度先增大后减小,断后伸长率先减小后增大。在340℃挤压后,试样的抗拉强度、屈服强度最大,断后伸长率最小。汽车零件用Mg-8Al-3Sn-0.5V镁合金试样的挤压温度优选340℃。     

多向强应变及退火处理对中碳低合金钢组织和性能的影响

采用强塑性变形技术制备的超细晶材料,尽管强度和硬度很高,但塑性很差。对中碳低合金钢进行了亚温淬火+多向锻造,然后进行了退火处理。结果表明:多向锻造后在400℃保温2 h退火试样的抗拉强度、伸长率分别为965.7 MPa、10.4%;试样组织为双峰的铁素体晶粒耦合弥散分布的碳化物,从而使得材料获得了优异的综合力学性能。     

Al-5.6Mg-0.30Zr合金超细再结晶组织与超塑性研究

采用熔炼-铸造-均匀化退火-挤压工艺制备了Al-5.6Mg-0.30Zr-0.07Cr-0.16Mn合金管材.截取试样,经析出退火处理(490℃×24 h固溶+300℃×8 h过时效)后,制备了冷轧薄板和冷旋薄管.采用OM、TEM、SEM、硬度测量、超塑拉伸试验等手段研究了冷轧板和冷旋管的退火行为与再结晶组织,以及在480～540℃,8×10-4 s-1条件下的超塑性变形与断裂行为.结果表明,引入析出退火处理有利于冷轧板和冷旋管获得晶粒均匀细小的再结晶组织,有利于提高冷轧板和冷旋管的超塑性.在480～540℃,8×10-4 s-1条件下,试验合金冷轧板和冷旋管都可以获得良好的超塑性拉伸性能,但是,冷旋管的超塑性均稍低.     

Mg-5Zn-4Nd合金挤压态的组织和力学性能

试验研究了Mg-5Zn-4Nd合金铸态及挤压态的组织和性能.结果表明,Nd的加入,可以使Mg-5Zn合金的铸态组织细化;在330℃±10℃温度下热挤压,可以使Mg-5Zn-4Nd合金的组织进一步细化,其纵向组织明显呈流线形;Mg-5Zn-4Nd合金挤压态的抗拉强度为330N/mm2,屈服强度为295N/mm2,伸长率为10%.     

中间退火对5052铝合金组织与性能的影响

试验研究了中间退火对不同热轧态5052铝合金组织与性能的影响。结果表明,中间退火对热轧5052铝合金板的显微组织和力学性能均有显著的影响。经过中间退火热处理后晶粒长大,随着退火温度的升高晶粒长大更明显。经过中间退火处理后和中间退火后再轧制的板材,其第二相的组成没有发生改变,均由α-Al、Al82Fe18和Mg2Si三相组成。经过中间退火后合金的强度降低,伸长率得到提高。其中热轧变形量为54%的样品经过150℃保温4 h的中间退火,可获得较好的伸长率。热轧变形量为75%,经过70℃保温4 h中间退火后再轧制变形量为75%时,其伸长率最高,为5.4%。     

退火工艺对激光选区熔化成形Ti6Al4V合金组织及室温力学性能的影响

以Ti6Al4V球形粉末为原料,利用激光选区熔化成形方法制备了Ti6Al4V合金试样,采用光学显微镜、扫描电镜及力学性能测试等手段,研究了退火工艺对Ti6Al4V合金室温力学性能及组织的影响规律。结果表明: SLM成形沉积态Ti6Al4V合金室温抗拉强度超过1200 MPa,而平均断后伸长率仅为4.0%;在650 ℃下进行真空退火处理,合金的抗拉强度仍保持在1200 MPa左右,规定塑性延伸强度R_p0.2高于1150 MPa,但试样的断后伸长率<10%;而在750及800 ℃下进行真空退火处理,合金试样的抗拉强度降至1100 MPa左右,规定塑性延伸强度高于1050 MPa,伸长率达到甚至超过10%,材料的综合强韧性得到明显提升。随着真空退火加热温度和保温时间的增加,SLM成形Ti6Al4V合金原始β晶界逐渐变模糊,晶粒趋向于等轴化。与此同时,快速冷却转变的α′针状马氏体未出现明显地粗化。