共查询到20条相似文献,搜索用时 15 毫秒
1.
采用两通道夹角φ=90°,外圆角ψ=20°的模具,成功实现了工业纯钛BC方式6道次ECAP温变形,累积等效真应变达到约6.3,制得ECAP温变形试样后,对各道次ECAP温变形后的工业纯钛进行压下量为55%的冷轧变形.同时,观察分析了变形试样的显微组织及性能,并对各道次ECAP温变形试样的热稳定性进行研究.结果表明,经过6道次ECAP变形后,工业纯钛的抗拉强度达到760MPa,伸长率为40%.当退火温度低于400℃时,ECAP变形试样的组织变化不大,显微硬度下降缓慢;当退火温度高于400℃时,由于发生了再结晶,显微硬度显著下降. 相似文献
2.
乔珍 《稀有金属材料与工程》2017,46(9):2618-2622
工业纯钛经105°模具1道次ECAP(equal channel angular pressing,ECAP)变形与冷轧(cold rolling,CR)复合变形获得超细晶钛,通过透射电子显微镜(TEM)、单向拉伸测试及显微硬度测试等方法,研究退火温度对ECAP+CR制备的超细晶钛组织及性能的影响。结果表明:超细晶钛平均晶粒尺寸约为130 nm,抗拉强度高达813 MPa;当试样的退火温度低于400℃时,组织内部无明显变化,强度、硬度下降缓慢,延伸率提高幅度不大;退火温度高于400℃时,晶粒尺寸逐渐长大,晶粒内部位错密度降低,强度、硬度快速下降;当退火温度达到500℃时,晶粒急剧长大,平均晶粒尺寸约为2μm。 相似文献
3.
利用光学显微镜(OM)、扫描电子显微镜(SEM)、单向拉伸及显微硬度测试等方法,研究了经室温90°ECAP变形工业纯钛1道次在400、500、600℃退火1h后的组织和性能.结果表明:当退火温度为400℃时,变形组织未发生明显变化,抗拉强度和显微硬度略有降低,伸长率增加;当退火温度高于400℃时,随着退火温度的升高,变形组织发生再结晶,晶粒尺寸增至12μm,工业纯钛的抗拉强度和显微硬度明显降低,伸长率显著提高.工业纯钛的拉伸试样断口均为韧窝型断口,韧窝随退火温度的降低而变得细小、均匀. 相似文献
4.
5.
通过光学显微分析和显微硬度测试研究了冷变形对9Cr低活化马氏体钢显微组织的影响,以及冷变形后退火再结晶过程中冷变形量(5%~75%)、退火温度(700~810 ℃)和保温时间(15~150 min)对显微组织的影响,获得退火再结晶图.当变形量为5%和10%时,样品在810 ℃的高温下退火120 min只发生回复过程;当变形量大于20%时,在780 ℃下退火120 min即可获得再结晶组织;当变形量达75%时,退火再结晶组织具有带状结构.通过试验获得了最佳的冷变形及退火再结晶工艺:冷变形量20%~60%,退火温度750~780 ℃,退火时间60~120 min. 相似文献
6.
7.
8.
对纯镍板拼焊接头进行冷轧,然后进行800~1100℃退火,通过对比分析,研究了冷轧和退火工艺对纯镍板材的组织和力学性能的影响。结果表明,经过75%变形量的冷轧加工后,拼焊接头的晶粒破碎,微观组织沿轧制方向呈线性纤维状,其抗拉强度约611 MPa,伸长率约5.6%。在800℃退火时,显微组织发生部分再结晶,但仍然存在大量拉长的线性纤维组织,抗拉强度为387.9 MPa,伸长率为20.4%;在900℃退火时,大部分线性纤维组织发生再结晶,抗拉强度为363.5 MPa,伸长率为23.7%;1000℃退火时,冷轧形成的线性纤维组织完全消失,微观组织发生完全再结晶,抗拉强度为357.5 MPa,伸长率为32.3%;在1100℃退火时,与1000℃退火时相比,微观组织变化不明显,力学性能也无明显变化,抗拉强度为355.3 MPa,伸长率为30.9%。由力学性能和微观组织综合比较可知,1000℃为最佳的中间退火温度。 相似文献
9.
靶材微观组织均匀性直接影响半导体集成电路溅射薄膜质量。采用金相显微镜、X射线衍射(XRD)和显微硬度计,研究了纯铂单向冷轧及热处理过程中的微观结构演变及力学性能。结果表明,纯铂单向冷轧时随变形量的增加晶粒沿轧向拉长,显微硬度逐渐上升;单向冷轧变形量为80%的纯铂在450℃退火发生再结晶,产生的细小等轴晶平均晶粒尺寸约为41 μm;随着退火温度升高,晶粒尺寸增大,显微硬度降低,纯铂由冷轧态(111)、(220)晶面择优取向过渡为(200)、(311)、(220)晶面择优取向。 相似文献
10.
《热加工工艺》2016,(18)
对固溶态Cu-3.2Ni-0.75Si合金在二级变形+时效后进行了再结晶退火,研究了变形量对合金硬度、再结晶组织和再结晶动力学行为的影响。结果表明:在400℃退火时,变形量越大,再结晶速度越快;在不同温度退火时,变形量一定,退火温度越高,再结晶速度越快;在再结晶回复过程中,显微硬度和组织基本不变化;再结晶过程中显微硬度迅速下降,出现细小新晶粒并不断长大。经80%变形的合金软化温度为530℃,再结晶温度在500℃左右;在不同变形量退火时,40%变形量,合金发生再结晶的激活能为5.63 kJ/mol。再结晶的激活能随变形量的增加而降低,当变形量由40%增至80%时,再结晶激活能由5.63 kJ/mol降至4.17 kJ/mol。 相似文献
11.
室温下采用等径弯曲通道变形(Equal Channel Angular Pressing,ECAP)C方式进行了纯铜(99.95%)12道次挤压变形。通过等温和等时退火,研究ECAP变形后铜的退火行为,并研究了等径弯曲通道变形和退火后纯铜的显微硬度和显微结构变化。分析了ECAP应变量、退火时间和退火温度对超细晶铜的再结晶行为、抗软化性能的影响。结果表明:ECAP变形后的超细晶铜在退火过程中,表现出不连续再结晶现象;ECAP降低了铜的热稳定性,变形道次越高再结晶温度越低。退火后稳态晶粒尺寸随变形道次的增加而细化,硬度值随变形道次的增加而增大,回归分析表明,晶粒尺寸与硬度之间的关系符合Hall-Petch公式。 相似文献
12.
采用拉伸测试、维氏硬度测试、电阻率-温度曲线测试及扫描电镜和透射电镜观察显微组织的方法研究冷轧变形量为25%的Ti50Ni47Fe3合金经450-750°C下1 h退火后的显微组织和性能。结果表明,冷轧变形增强了合金的抗拉强度和屈服强度,冷轧变形后形成的应力场有助于R相变的发生。随着退火温度的升高,合金的抗拉强度和屈服强度下降,伸长率增大;当退火温度高于650°C时,强度和伸长率趋于稳定。电阻-温度曲线表明,在升、降温过程中发生两阶段相变B2-R-B19′。随着退火温度的升高,合金的相变温度降低;当退火温度高于650°C时,相变温度趋于稳定。随着退火温度的升高,合金依次发生回复、再结晶和晶粒长大。 相似文献
13.
14.
利用X射线衍射的三维取向分布函数,研究工业纯锌板在160℃时电场与非电场退火保温不同时间条件下的再结晶织构的形成与演变,同时进行显微硬度测试。结果表明:电场退火推迟轧制工业纯锌板再结晶进程,从而导致电场退火样品的显微硬度值均高于非电场退火样品的显微硬度值。电场显著提高退火后样品的再结晶织构强度,即电场明显促进冷轧{101 8}面织构向再结晶{101 3}〈101 1〉板织构的演变,而且这种影响在再结晶晶粒的长大阶段表现得尤为突出。电场并没有改变工业纯锌板退火过程中再结晶织构的形成机制。 相似文献
15.
16.
热处理对Ti-Ni合金显微组织和力学性能的影响 总被引:2,自引:1,他引:1
研究了冷加工变形量为48%的Ti-Ni合金经中温退火(350~600 ℃)处理后退火温度对合金显微组织及室温力学性能的影响.结果表明,变形后获得部分非晶的纳米组织,400 ℃退火后合金发生再结晶;500 ℃退火后完成再结晶,晶粒开始长大;600 ℃退火后合金组织完全粗化,室温下为粗大的自协调马氏体.退火温度升高,合金的抗拉强度大大下降,当退火温度高于500 ℃时,伸长率大大增加,伸长率大于50%.室温下合金拉伸变形时应力诱发马氏体相变的临界应力值σs受退火温度和相变温度的制约. 相似文献
17.
18.
研究了0Cr13铁素体不锈钢经等径转角挤压(ECAP)变形和退火处理后的微观组织和力学性能.金相观察表明,变形态0Cr13钢经650~800℃退火1h后,内部形成平均晶粒尺寸为10 μm左右的再结晶组织.同时,力学性能测试表明,退火温度对变形态0Cr13钢的力学性能影响显著,随退火温度由650℃升高到800℃,再结晶组织的发展导致对应的强度、硬度下降,而塑性则逐渐改善.结果表明,优选的ECAP变形+700℃×1h退火工艺,可使实验钢获得最佳的强度-塑性配比. 相似文献
19.
20.
对溅射靶材用Cr20Ni80合金冷轧管材的微观组织和再结晶退火工艺进行了研究。首先观察了冷轧管材轴向与径向的微观组织变化;其次利用JMatPro计算了Cr20Ni80合金的相图,并设计了再结晶退火工艺;最后对冷轧管材进行了再结晶退火试验,表征了退火后管材的微观组织、晶粒尺寸和硬度。结果表明,冷轧管材沿轴向均为拉长晶,且存在大量孪晶;管材沿径向的微观组织中晶粒尺寸因形变量的增大而减小;当再结晶退火温度为690 ℃时,冷轧管材试样已开始发生再结晶;790 ℃×30 min时,形变晶粒已完全再结晶,平均晶粒尺寸为24.1 μm,为最优再结晶退火工艺;当退火温度进一步升高、保温时间进一步延长时,再结晶晶粒逐渐长大;试样的硬度随退火温度的升高而减小。 相似文献