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本研究综合采用电子背散射衍射(EBSD)、X射线衍射(XRD)和显微硬度等技术,系统研究了87%周向轧制钽板在1 323 K下经5 min、10 min、30 min、60 min、90 min和120 min退火后沿厚度方向的显微组织演变规律。实验结果表明,中心区域的形变组织率先产生再结晶晶核且该区域的形核过程主要由大角度晶界形核机制主导,而近表面区域的形核则由亚晶形核机制发挥主要作用。其次,中心区域比近表面区域表现出更快的再结晶动力学,再结晶完成后,中心{111}〈uvw〉织构(〈111〉∥ND(板法向))强度高,而近表面{100}〈uvw〉织构(〈100〉∥ND)强度相对较高。变形钽板中心区域的{111}〈uvw〉织构强度高,储存能高且晶粒内部分裂严重,所以较早发生再结晶;而近表面区域{100}〈uvw〉织构强度高且晶粒内部分裂程度相对较小,储存能低,使得回复孕育期较长。由此导致再结晶组织和织构沿厚度方向上产生梯度效应。 相似文献
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为了揭示铁素体区热轧、冷轧和退火过程中高强Ti-IF钢中织构的演变过程,采用X射线衍射仪研究了铁素体区热轧及随后的冷轧和退火织构的特点.研究表明,在铁素体区热轧后,表面和中心面的织构类型和强度不尽相同,表面上的主要织构组分是剪切织构{110}<001>,而中心面上的主要织构组分是{001}<110>~{223}<110>和{111}<110>,由于织构的遗传性,冷轧和退火后的织构在表面和中心面上也不相同;经不同压下率冷轧后,织构变化趋势一致,表面上{110}<001>组分消失,{001}<110>成为最强组分,而中心面上最强组分由{001}<110>沿α取向线向{112}<110>偏移,冷轧织构由α织构和γ织构组成;退火后,表面上织构的变化与以往结论有所不同,{001}<110>~{112}<110>组分减弱,而γ取向线上的{111}<123>组分增强,{111}<112>和{111}<110>减弱. 相似文献
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SCP热轧1.0mm超薄规格低碳钢板的组织及性能 总被引:4,自引:0,他引:4
采用光学显微镜、扫描电镜和拉伸实验等方法研究了CSP线轧制工艺与薄规格低碳钢板显微组织、力学性能特征之间的关系。显微组织观察和力学性能实测结果表明:CSP线生产的低碳钢连铸坯铸态组织比较均匀,靠近表面层的枝晶宽度与心部区域差别很小,皆为较细的树枝晶,枝晶宽度在几微米至30μm之间;成品1.0mm低岩石钢玺板的组织很细,约为5μm,但轧向与横向组织中的铁素体晶粒形貌和尺寸存在差异;由于晶粒组织细小且钢中有害元素、夹杂物的含量低,故板的强度和延伸率高。 相似文献
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800MPa冷轧热镀锌双相钢组织性能及其织构演变 总被引:1,自引:0,他引:1
对800MPa级热镀锌双相钢热轧、冷轧及退火后的显微组织进行了观察,分析比较了热轧和退火后的力学性能,并考察了其织构演变过程.结果表明:实验用钢经820℃保温140s热镀锌退火后,可获得抗拉强度819MPa,伸长率为17%的铁素体+马氏体双相钢,铁素体晶粒尺寸在1.5~4μm之间,马氏体体积分数为34%左右;热轧织构密度较弱,但已呈现出γ织构的雏形;冷轧后α织构和γ织构密度显著增长;热镀锌退火后α织构变化不大,不利织构{001}〈110〉织构密度有较大程度地攀升,γ织构取向密度值波动很大,最大织构组分为{112}〈110〉织构;快冷过程中形成的马氏体阻碍了有利织构{111}的发展,使得不利织构{001}〈110〉得到一定程度的发展. 相似文献
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冷轧纯铜微观组织及织构演变的特征 总被引:1,自引:0,他引:1
介绍了电子背散射技术(EBSD)在材料织构方面的研究应用状况,并采用EBSD研究了纯铜在冷轧过程中晶粒的变化、晶粒取向及晶界角度分布的特征。结果表明,纯铜在经过大变形量后出现轧制织构,其轧制织构主要是{112}〈111〉和{011}〈112〉织构;在中小变形量下,随着变形量的增加大角度晶界逐渐减少,而到高变形量时逐渐增加。 相似文献
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通过组织观察以及TEM与XRD技术研究了低碳Cr-Mo系深冲双相钢组织与织构演变规律。结果表明:奥氏体未再结晶区终轧有利于形成{112}〈111〉织构,冷轧过程中{001}〈110〉,{112}〈110〉与{223}〈110〉织构稳定增加,退火过程中形成有利于深冲性能的〈111〉//ND以及{554}〈225〉与{332}〈113〉织构;820℃与860℃临界区退火后γ纤维织构密度差异较小,但是高温退火增大{111}〈110〉与{111}〈112〉织构的取向密度差值,归因于贝氏体中的固溶碳以及贝氏体相变时的变体选择;高温卷取能诱发热轧板中Mo基碳化物粒子析出,并在退火保温过程中回溶,既能发展再结晶织构,又能促进第二相形成。 相似文献
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取相同的CsP热轧板1#和2#试样,1#试样经热处理将晶粒尺寸调大,2#试样不作组织调整,并进行5道次连轧和罩式退火处理。然后采用基于扫描电镜上电子背散射衍射分析方法研究了冷轧原料组织对再结晶过程中组织和织构演变规律。结果表明:经组织调整后大晶粒的1#试样,作为冷轧原料轧制成的冷轧板后在530℃时就开始发生再结晶,且再结晶晶粒长大比较均匀,而不作组织调整的2#试样经冷轧后在545℃时才有很少量的再结晶晶粒在晶界生成;1#试样在再结晶初期545℃时有利于深冲性能的(111)面织构含量最高且为59.6%,2#试样在575℃时(111)面织构含量最高且为64.1%;根据织构演变规律,1#和2#试样应采用不同分段分级退火工艺,才可使最终冷轧板具有更多的有利于深冲性能的(111)面织和少量的(001)面织构。 相似文献
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采用金属型铸造方法制备ZK60及ZK60+1.0Cu(质量分数,%)合金,并对两种合金进行均匀化热处理与两步复合挤压剪切成形。利用OM、SEM、EDS、XRD、EBSD、TEM及室温拉伸-压缩实验研究了挤压剪切合金的显微组织、相组成及力学性能。结果表明:向ZK60合金中加入1.0Cu后,合金α-Mg基体中出现三元MgZnCu相。ZK60+1.0Cu合金成形区平均晶粒尺寸为1.56 μm,其远小于ZK60合金(4.68 μm),且MgZnCu相附近存在着尺寸为300±45 nm的亚晶粒。相比于ZK60合金,ZK60+1.0Cu合金成形区拥有着较弱的{0001}基面织构,且织构基极和挤压方向(ED)夹角发生转变,造成ZK60+1.0Cu合金成形区中存在着更多易于{0001}<11 0>基面滑移启动的动态再结晶(DRX)晶粒。ZK60+1.0Cu合金成形区的拉伸及压缩强度明显高于ZK60合金,其主要归因于晶界强化,而拉伸伸长率的降低和硬质MgZnCu相带来的微孔聚集有关。 相似文献
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利用轴对称单向压缩法研究了纯钛在变形温度从723~873 K范围内、应变速率从0.001~1 s-1下的热压缩行为,并通过背散射电子衍射技术对不同热变形条件下的微观组织进行表征。研究结果表明,高温轴对称单向压缩下的纯钛经历从应变硬化阶段到稳态变形阶段的过程,在低的应变速率条件下材料流变应力出现平台,高的应变速率条件下,流变应力随变形过程逐渐增加。该合金流变应力的大小受变形温度、应变速率的强烈影响,随变形温度升高而降低,随应变速率提高而增大,高纯钛是一种具有正应变速率敏感性的材料。该合金高温流变应力σ可采用ZenerHollomon参数的函数来描述,函数表达式中参数A、α和n的值分别为1.84×1024s-1、0.013 MPa-1、12.66,其热变形激活能Q为415.69 k J/mol。不同Z参数条件下微观组织对比分析表明在高的Z参数条件下,材料未发生动态再结晶,在低的Z参数条件下,材料发生明显的动态再结晶,在Z值介于两者之间时材料发生部分再结晶。 相似文献
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应用取向分布函数(ODF)研究和分析了异步轧制高纯铝箔的形变织构和再结晶织构.结果表明:异步轧制高纯铝箔的形变织构除了C{112}<111>、B{110}<112>和S{123}<634>织构组分外,还有较强的CubeND{001}<110>和{102}织构.异步轧制高纯铝箔的再结晶织构由强的立方织构{001}<100>和弱的R{124}<211>织构组成.随着形变量的增加,异步轧制高纯铝箔的形变织构和再结晶织构呈现规律性的变化,{102}织构减少,S织构先增后减,速比较小时C织构近线性减少,速比较大时C织构则先增后减.异步轧制高纯铝箔的退火样品中有很强的立方织构,这与异步轧制提高高纯铝箔的形变储能有关,形变量过大时,立方织构随形变量的增加急剧减少.{102}织构有利于再结晶立方织构的加强. 相似文献
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为研究GH4169合金楔横轧加工过程中动态再结晶及织构演变规律,采用金相显微镜(OM)和电子背散射衍射(EBSD)对30%,50%两种断面收缩率下GH4169合金楔横轧件表层与心部的微观组织、晶体取向及织构进行分析。结果表明:GH4169合金楔横轧加工过程中,随着动态再结晶的发生,晶体取向逐渐变得随机化分布;轧制表层大角度晶界数量较轧件心部多,轧件表层织构强度变化不大,心部织构强度明显增强;经过楔横轧变形后织构发生转动,原始态织构类型为{001}〈110〉,{111}〈110〉,{111}〈011〉,轧制后主要织构类型为{001}〈010〉,{112}〈110〉,{110}〈111〉,{110}〈112〉;GH4169合金楔横轧件动态再结晶及织构演变规律是由楔横轧特殊变形特点决定的。 相似文献
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采用纯度99.99%的高纯铜进行30%、50%、70%、90%形变量冷轧加工,对不同形变量下高纯铜的晶粒尺寸、分布等微观组织及织构进行了定量研究。结果发现,随着形变量的增加,平均晶粒尺寸、晶粒尺寸方差不断减小,晶粒高宽比(形状因子)逐渐增加,晶粒逐渐转变为纤维状;冷轧织构(Brass、S、Copper)含量逐渐增加,其中Brass织构最多,S织构次之,Copper织构最少。形变量至90%后,冷轧织构含量增至85%以上,晶粒逐渐向标准极射三角形中间部位聚集,在{101}方向有显著聚集,{111}方向始终无明显聚集。α取向线及β取向线上织构含量逐渐增加,均出现明显的集中织构,形变量从70%增加至90%时织构的增加最明显。 相似文献
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为解决高碳Fe-20Mn-3Cu-1.3C TWIP钢凝固组织中易形成显微疏松、损害合金的力学性能的问题,研究了在相同热轧温度下,改变轧制变形总量对合金微孔缺陷的消除及拉伸力学性能的影响.研究表明:通过热轧变形可以有效地减少Fe-20Mn-3Cu-1.3C TWIP钢的微孔缺陷,提高组织致密度;随着热轧变形量的增加,合金的综合力学性能显著提高,当热轧变形量达到91%时,该合金中的微孔面密度由固溶态的1.67%降低至0.71%,抗拉强度达到1223.7 MPa,延伸率达到86.8%,强塑积高达106217.2 MPa.%,比未热轧变形处理提高了78.3%,显示出优异的综合力学性能,表明消除微孔缺陷是充分发挥其高强韧性的关键. 相似文献
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Maoyin WangRenlong Xin Bingshu WangQing Liu 《Materials Science and Engineering: A》2011,528(6):2941-2951
Wedge-shaped AZ31 plates with two kinds of initial textures were rolled at 573 K to investigate the effect of initial texture on dynamic recrystallization (DRX). The results indicated that the initiation and nucleation of DRX were closely related to the initial texture. The initiation and completion of DRX in the TD-plate were significantly retarded compared with that in the ND-plate. Twin related DRX nucleation was mainly observed in the ND-plate samples; while gain boundary related DRX nucleation was mainly observed in the TD-plate samples. The different DRX behavior between the TD- and ND-plates was attributed to the different deformation mechanism occurring before DRX initiation. For the ND-plate, dislocation glide was considered as the main deformation mechanism accompanied with {1 0 −1 1}-{1 0 −1 2} double twin, which led to the increment of a faster increasing stored energy within the grains. And {1 0 −1 1}-{1 0 −1 2} double twin was mainly found to be DRX nucleation site for the ND-plate. For the TD-plate, {1 0 −1 2} extension twin was the dominant deformation mechanism which resulted in a basal texture with the c-axis nearly parallel to ND. The stored energy caused by dislocation motion was relatively small in the TD-plate before a basal texture was formed, which was considered as the main reason of that DRX was retarded in the TD-plate compared with that in the ND-plate. Based on the difference in deformation mechanism and DRX mechanism caused by the different initial texture, the variation in grain size, micro-texture and misorientation angle distribution in the ND and TD plates were discussed. 相似文献