冷轧及退火工艺对近β钛合金管材组织与力学性能的影响

研究了外径为φ10mm左右的近β钛合金管材冷轧及退火工艺。通过改变冷轧过程中的工艺参数，研究了加工变形量、减壁，减径比（Q值）对近β钛合金管材拉伸力学性能的影响。对冷轧加工管材进行680℃，1h，715℃，1h，750℃，1h，820℃，1h固溶处理后分别水淬（WQ）、空冷（AC）、炉冷（FC），研究了固溶温度、冷却速度对管材显微组织和拉伸力学性能的影响。结果表明：在小变形量下冷扎，管材塑性对形变硬化非常敏感，变形量大于35％后，马氏体转变使得合金塑性有所恢复，管材不适宜在Q值小于2的条件下加工。相变点以上固溶处理后管材屈强比不到0．6，固溶后空冷处理管材具有良好的强度和塑性匹配。     

热处理对Ti80冷轧管材力学性能和组织的影响

对冷轧后Ti80管材分别进行不同温度退火处理,分析不同的热处理制度对冷轧Ti80管材力学性能和组织的影响。结果表明,低于相变点退火时,随着温度升高,初生α相逐渐球化,初生α相含量明显降低,β相含量增加;高于相变点退火时,形成粗大的魏氏体组织;固溶后时效,温度越高,次生α相越粗大;低于900℃进行退火时,随着温度升高,强度下降,塑性和冲击韧性上升;固溶退火时,室温拉伸性能对温度并不敏感,强度和塑性稳定,但随着温度的升高,冲击韧性提高。经综合分析,950℃退火时,合金力学性能和冲击韧性都很好,可获得理想的综合性能。     

拉伸变形对Hastelloy C-276合金组织与力学性能的影响

采用金相(OM)、电子背散射衍射(EBSD)以及拉伸实验等技术手段研究了不同变形量条件下Hastelloy C-276合金薄板的组织演化特征和力学性能。结果表明:变形量小于14%时,位错优先在晶界附近塞积,并产生局部应变集中;变形量在14%~30%范围内,孪晶界附近及晶粒内部产生大量位错,位错滑移引起晶粒内部应变集中增强;变形量由0%增加至30%,晶界应变集中程度因子先增大后减小,变形量为14%时晶界应变集中程度因子最大。利用Ludwigson模型回归拟合了不同变形条件下的真应力-真应变曲线,随变形量的增加,材料的加工硬化程度提高,加工硬化速率减小,发生单滑移向多滑移转变的临界应变减小。     

高温长期时效对Hastelloy C-276合金组织和力学性能的影响

对Hastelloy C-276合金在800℃进行了不同时间的时效处理,分析了其微观组织与力学性能的变化及高温拉伸的断裂机制。结果表明:Hastelloy C-276合金在800℃长期时效后的析出相为μ相和少量的M6C相。合金时效处理150 h后,晶界处开始有析出相产生;时效170 h后,晶界处出现连续的析出相并布满了整个晶界;时效310 h后,晶粒内部开始出现析出相,晶界处开始有少量析出相沿晶界向晶粒内部生长;时效510 h后,晶粒内部有大量的析出相出现;时效超过700 h后,晶粒内部的析出相开始聚集长大,几乎布满了整个晶粒。时效处理后的合金高温拉伸的断裂机制为微孔聚集型断裂。     

冷轧与退火对LA91合金显微组织和力学性能的影响

对热挤压态LA91合金进行了冷轧及退火处理,研究了不同冷轧变形量与退火温度对合金显微组织和力学性能的影响。结果表明,总轧制变形量为76.7%的LA91合金薄板具有较高的强度和良好的塑性(抗拉强度为177 MPa,伸长率为37.4%)。在200~300℃范围内退火,冷轧LA91合金发生回复和再结晶,β相逐渐变为等轴状,α相逐渐球状化。因此,随退火温度升高,合金薄板的抗拉强度先降低后升高,伸长率则先升高后降低。同一变形量下,合金中的α相再结晶温度略高于β相;经1h退火,不同变形量的冷轧LA91合金开始再结晶的温度略微不同,约为250℃,退火温度为300℃时,再结晶完成。     

冷轧退火对FeMnCoCrAl高熵合金组织和力学性能的影响

使用真空电弧炉熔炼出(Fe₅₀Mn₃₀Co₁₀Cr₁₀)₉₄Al₆合金,利用冷轧及在不同温度对合金进行退火,以期望得到由多尺度再结晶晶粒构成的层状结构;并对不同退火温度的样品进行拉伸性能测试。利用扫描电镜和EBSD对合金组织形貌进行表征,采用X射线衍射方法研究其相组成。结果表明:合金在铸态和冷轧后相组成未发生变化,700 ℃退火得到较好的多尺度再结晶晶粒的层状结构,其屈服强度为487 MPa,抗拉强度为708 MPa,断后伸长率为39%,表现出良好的综合力学性能。     

热处理对Ti90合金冷轧管材组织与力学性能的影响

采用LD60三辊冷轧机制备出规格分别为?50 mm×6 mm×L和?67 mm×10 mm×L的Ti90合金管材，研究了退火温度对管材显微组织及力学性能的影响。结果表明：冷轧态Ti90合金管材的显微组织由扭折排列的α集束构成，经750℃退火后形成α集束分布均匀的网篮组织，经930℃退火后形成双态组织；退火温度对管材的组织特征影响较大，而轧制变形量仅对管材的β晶粒尺寸有一定影响；随着退火温度的升高，Ti90合金管材的室温抗拉强度和-10℃低温冲击韧性先降低后升高，延伸率变化不明显，且在930℃退火后综合性能最优。     

冷轧退火对过共析珠光体钢组织和力学性能的影响

采用SEM、TEM、XRD及拉伸实验等方法研究了原始组织为层片状珠光体的过共析钢重度冷轧及退火后的微观组织及性能指标。结果表明:在重度冷轧及退火工艺下制备出了晶粒尺度均在亚微米量级的超微细复相组织(铁素体+渗碳体),其中等轴铁素体晶粒直径为0.5～0.8μm,晶界上钉扎着平均粒径为0.2～0.4μm球化完全的渗碳体颗粒,而晶界内则出现少量粒径为30～50 nm的渗碳体颗粒;在同一实验条件下,增大变形量、增加退火温度以及保温时间的延长,都能导致渗碳体球化程度的增加;与此同时,复相组织的强度指标显著下降,但其塑性指标明显上升;拉伸断口形貌特征也由脆性断裂(冷轧变形)转变为韧性断裂(退火态)。     

临界区退火时间对冷轧中锰钢组织和力学性能的影响

利用拉伸试验机、扫描电镜和X射线衍射仪研究了临界区退火时间对0.21C-4.1Mn-1.85Si-0.05Nb-Fe冷轧中锰钢组织性能的影响。结果表明，随退火时间增加，铁素体比例降低，残留奥氏体含量先增加后降低，马氏体尺寸不断增加，试验钢的屈服强度先升高后逐渐降低，抗拉强度先降低后升高，伸长率和强塑积先增加后逐渐降低。退火10 min,工程应力-工程应变曲线表现为连续屈服，但加工硬化能力不足导致塑性最差。增加退火时间，工程应力-工程应变曲线出现屈服平台，但较大应变范围内不断出现的TRIP效应使得试验钢保持了持续的加工硬化能力，塑性提升。690℃退火60 min,试验钢的综合力学性能最佳，抗拉强度为1036.9 MPa,伸长率25.6%,强塑积可达26.5 GPa·%。     

退火工艺对TRIP980冷轧钢板显微组织和力学性能的影响

以冷轧TRIP980钢为研究对象,探讨了退火温度、过时效温度和过时效时间对钢板组织性能的影响。结果表明:退火温度从800 ℃降低至760 ℃,随着奥氏体化程度的降低和原奥稳定性的增强,冷却后组织中硬相含量更低,残奥含量更高,宏观表现为拉伸强度降低、伸长率提高;过时效温度从360 ℃提高至400 ℃,随着贝氏体体积分数的提高,拉伸强度提高;过时效时间从600 s延长至1500 s,随着硬相贝氏体的软化和残奥稳定性增大,拉伸强度降低、伸长率提高。     

中间退火对冷轧5052合金组织及力学性能的影响

对初始变形量为37.5%的5052铝合金冷轧板进行中间退火试验,研究了不同退火条件下5050合金组织和力学性能的影响规律。结果表明,随着中间退火温度的提高和退火时间的延长,合金组织由变形亚结构态逐渐转变为完全再结晶组织,再结晶晶粒尺寸的分布较均匀;经二次冷轧后,合金在400℃下退火时屈服强度σ0.2、抗拉强度σb和屈强比σ0.2/σb均较在350℃下的低,而伸长率δ5却比在350℃时高。     

临界退火工艺对冷轧中锰钢微观组织和力学性能的影响

采用扫描电镜、透射电镜和拉伸试验等研究了临界退火工艺对Fe-10.2Mn-0.48C-2.2Al-0.7Si-0.75V的冷轧中锰钢微观组织和力学性能的影响.通过热力学计算确定最佳的退火温度,以便获得最佳的力学性能.结果表明:临界退火后实验钢获得了板条状和等轴状奥氏体晶粒,同时铁素体中存在高密度位错.奥氏体的体积分数受...     

退火温度对冷轧Fe-0.4C-10Mn-6Al高强钢组织与力学性能的影响

通过光学显微镜、扫描电镜、电子万能拉伸试验机、X射线衍射以及背散射电子衍射等技术方法研究了退火温度对冷轧态Fe-0.4C-10Mn-6Al高强钢的组织与力学性能的影响。结果表明,试验钢冷轧后的微观组织主要为δ-铁素体、α-铁素体、奥氏体、马氏体与碳化物,退火后的组织主要由δ-铁素体、α-铁素体、奥氏体与碳化物组成,其中奥氏体含量因马氏体逆转变而随着退火温度升高而增加。随着退火温度的升高,屈服强度、抗拉强度均逐渐降低,伸长率逐渐提高。当退火温度达到800 ℃时,试验钢的强塑积达到27.84 GPa·%,有较好的综合力学性能。     

冷轧和退火对纯镍拼焊接头组织和力学性能的影响

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。     

退火温度对DP980冷轧双相钢组织和力学性能的影响

以冷轧双相钢DP980为研究对象,探讨了退火温度对钢板组织性能的影响。结果表明:当退火温度从600℃增加到660℃,随着再结晶程度的逐步提高,强度逐渐降低;再结晶完成后,DP980钢退火温度从720℃增加到820℃,随着加热过程中获得的奥氏体含量的增多,冷却后硬相的量更多,宏观表现为强度逐渐升高;由热处理过程的膨胀曲线结合组织观察发现,冷却后的硬相中既有马氏体又有贝氏体。     

铜元素和退火温度对TRIP冷轧钢板组织和力学性能的影响

将含铜和不含铜的两种TRIP钢板(0．2％C、1．5％Si、1．5％Mn)冷轧至1mm厚,然后分别在750℃、760℃、770℃、780℃下退火5min,最后在450℃等温3min,获得了不同含量和不同稳定性的残留奥氏体。金相和力学性能试验结果表明,铜元素能提高残留奥氏体量和钢板的力学性能;退火温度影响残留奥氏体量和力学性能,当退火温度选择在Ac1 10％时可获得最佳的力学性能。     

退火处理对TiZrAlV合金组织与力学性能的影响

采用X射线衍射仪、光学显微镜、扫描电镜、硬度测试和拉伸试验等方法研究退火处理对TiZrAlV合金的显微组织和力学性能的影响。结果表明:锻造态TiZrAlV合金由α相、β相以及少量fcc相组成;退火处理后,合金发生α+β+fcc→α+β的相变过程,并且β相含量随退火温度升高而增加;TiZrAlV合金锻造态和退火态的微观组织特点为典型的网篮组织,并且随着退火温度的升高,α相片层的厚度逐渐增大;锻造态TiZrAlV合金的屈服强度、最大抗拉强度、伸长率以及硬度分别为833、955 MPa、13.08%以及36.5 HRC;退火处理后合金的屈服强度得到提升,400℃退火的屈服强度为982 MPa,抗拉强度为1136 MPa,而伸长率和硬度变化不大;退火处理后合金的拉伸断口由大量大小不等的韧窝组成,呈现塑性断裂特征。     

连续退火工艺对冷轧高强度钢显微组织与力学性能的影响

利用连续退火模拟机、扫描电镜(SEM)等实验手段,研究了均热温度和过时效温度对冷轧高强度钢显微组织和力学性能的影响规律。结果表明:随着均热温度的升高,试样中铁素体的比例下降,导致屈服强度增大。此外,由于马氏体的增多,材料的抗拉强度随之增大而伸长率先减小后增大。试样在800℃均热时,由于组织中出现了部分回火马氏体,有效地缓解了局部内应力,导致了伸长率的增加。随着过时效温度的升高,回火马氏体比例不断增多,试样的屈服强度和抗拉强度逐渐减小,而伸长率呈现上升趋势。试样在340℃过时效处理时,其强塑积达到最大值15.8GPa·%。     

冷轧工艺对C HRA 5管材组织及力学性能的影响

研究了冷轧工艺对C HRA 5管材组织及力学性能的影响。结果表明：随着冷轧变形量的增加,冷态钢管的等轴晶粒沿着主变形的方向被拉长的效果越来越明显,逐渐形成纤维组织,其室温抗拉强度和屈服强度提高,伸长率下降;强度提高和塑性下降主要集中在冷轧开始变形量小于10%的阶段;随着变形量的增大,固溶后的平均晶粒尺寸缓慢减小,抗拉强度、屈服强度和伸长率变化不大。冷轧时Q值为0.85时钢管表面出现了大量微裂纹,Q值为1.28时钢管端部纵向开裂,Q值为1.00时钢管表面良好;Q值在试验范围内对管材力学性能影响不大。C HRA 5合金锅炉管冷轧时应尽量调整Q值接近1。     

冷轧+退火对CoCrNi中熵合金显微组织和力学性能的影响

研究了CoCrNi中熵合金分别经低温(-196℃)和室温(25℃)冷轧及分别700℃和800℃退火后的显微组织和力学性能。结果表明,合金经低温冷轧+700℃退火后具有优良的强度-韧性匹配,抗拉强度为1023 MPa,总延伸率为34%,相比于室温冷轧+700℃退火、低温冷轧+800℃退火和室温冷轧+800℃退火,其抗拉强度分别提高了16%、13%、37%,主要是由于试样内发生回复与再结晶产生退火孪晶,细化晶粒,减小位错密度,阻碍位错的移动,提高合金强度。