低氧含量V-5Cr-5Ti合金的高温拉伸性能研究

采用真空电子束熔炼技术制备了低氧含量(0.018％～0.022％,质量分数)的V-5Cr-5Ti合金,利用光学显微镜(0M)、电子万能试验机和扫描电镜(SEM)研究了该合金在25,300,900和1100℃温度下的拉伸力学性能及断裂行为特点.结果 表明:变形后的低氧含量V-5Cr-5Ti合金在1020℃×1.5 h的真...     

V-5Cr-5Ti合金热压缩模拟实验分析

在Gleeble1500热模拟材料试验机上对铸态V-5Cr-5Ti合金进行恒定应变速率热压缩模拟实验。研究了在1100～1250℃温度范围、应变速率为10.s-1和应变量分别为20%,30%,40%和50%条件下,铸态合金热压缩过程中的变形规律和热压缩后宏观形貌与组织的变化。通过分析不同压缩工艺条件下合金的应力-应变曲线和热压缩变形后的宏观形貌与微观组织,确定V-5Cr-5Ti合金的热压缩变形温度和变形量,进而制定出合金合理的锻造工艺,并通过生产实践验证了该锻造工艺。结果表明:V-5Cr-5Ti合金热锻造温度在1150～1250℃范围内,变形量控制在30%以内,可以得到性能满足需要的合金材料。     

V-5Cr-5Ti合金的热变形行为及加工图

采用Gleeble-1500热模拟试验机对V-5Cr-5Ti合金进行了热模拟压缩试验。研究了V-5Cr-5Ti合金在变形温度为1373~1493 K、应变速率为0.1~30.0 s-1工艺条件下的流变行为,建立了合金高温变形的流变应力模型和加工图,并观察了合金变形后的金相组织。研究结果表明:流变应力和峰值应变随变形温度的降低和应变速率的提高而增大。以热模拟压缩试验为基础,通过对真应力-应变曲线的分析与计算得到了V-5Cr-5Ti合金的热变形激活能Q值为468.25 k J·mol-1,建立了V-5Cr-5Ti合金高温变形的流变应力模型。同时,建立了描述V-5Cr-5Ti合金热加工性能的热加工图,其由3部分组成,即Ⅰ变形安全区,Ⅱ变形安全区以及流变失稳区,其中流变失稳区呈对角线连续分布。在绘制、分析V-5Cr-5Ti合金的热加工图的基础上,结合组织分析得出,V-5Cr-5Ti合金最适合在Ⅱ变形安全区内采用液压机进行变形加工。     

稀土元素钇对粉末冶金制备V-5Cr-5Ti合金微观组织的影响

采用粉末冶金方法,制备含不同质量分数钇(0%,0.5%,1%,2%)的V-5Cr-5Ti合金。利用金相显微镜、扫描电镜(SEM)和能谱仪(EDS)等分析稀土元素钇对V-5Cr-5Ti合金显微组织的影响。结果表明添加钇能够显著改善钒合金微观组织结构,使晶粒细化;可有效消除粗大富钛条状第二相,而析出尺寸约为3μm的富钇颗粒,富钇颗粒分布于晶粒内部和晶界处,但以晶粒内部为主。     

高温注氢对钒合金微观结构的影响

研究了500℃高温条件下注氢对V-4Cr、V-4Ti和V-4Cr-4Ti三种合金微观结构的影响.在注氢实验之前,V-4Cr合金的基体清晰干净,而V-4Ti和V-4Cr-4Ti两种合金的基体中则出现很多相互平行和垂直的针状析出相,且大部分析出相周围都存在着位错.在500℃注氢实验之后,V-4Cr合金基体中出现大量的分布不均的黑色点状缺陷和缺陷簇,而V-4Ti和V-4Cr-4Ti两种合金的基体中除产生点状缺陷外,还出现高密度的气泡,且V-4Cr-4Ti合金中气泡的平均尺寸要稍小一些.另外,V-4Ti和V-4Cr-4Ti合金基体中原有的析出相在注氢实验之后都发生不同程度的溶解.在观察V-4Cr-4Ti合金基体中气泡分布规律时发现,在距离晶界25 nm的范围内几乎看不到气泡的存在,由此推断晶界的存在可以抑制氢气泡等辐照缺陷的产生.      

钒合金的沉淀析出行为和时效强化

采用真空退火和真空时效处理，研究了V-4Cr-4Ti合金的沉淀析出特性和时效强化效果。作为对比，同时研究了V-6W-1Ti或V-6W-4Ti合金的行为特征，以分析合金元素的作用。结果表明，在1h等时退火过程中，V-4Cr-4Ti的峰值沉淀强化温度出现在700℃，而其他两种合金出现在600℃。在600℃下时效1-393h，V-4Cr-4Ti表现出了更强的时效强化特性。两类合金的行为差异说明合金元素Cr在其中起了很大的作用，尽管微观分析显示析出物为Ti（CON）。经测试，V-4Cr-4Ti合金的延性并未因时效强化而发生显著变化，而拉伸试样的吸收功反而因时效强化而提高，表明合金的韧性得到了改善。     

Ti-4Al-5Mo-6Cr-5V-1Nb合金的热变形行为及热加工图

基于等温恒应变速率热压缩实验,探究了新型Ti-4Al-5Mo-6Cr-5V-1Nb合金在变形温度700～900℃、应变速率0.001～1.000 s-1条件下的热变形行为.通过真应力-真应变曲线分析了变形参数对合金力学性能的影响规律,选用修正的Arrhenuis双曲正弦函数模型推导了耦合应变的本构方程,基于动态材料模型...     

Ti和Ag元素添加对Cu-Cr系合金微观组织及力/电性能影响研究

以Cu-0.5Cr和Cu-0.5Cr-0.1Ti-0.1Ag合金为实验材料,研究同时添加Ti和Ag元素对Cu-Cr系合金微观组织及力/电性能的影响。结果表明,Cu-0.5Cr和Cu-0.5Cr-0.1Ti-0.1Ag两种合金在450 ℃×1 h退火时达到峰时效状态,且Ti和Ag元素的加入显著提高了Cu-Cr系合金的硬度,但导电性能有所降低。同时研究了两种合金的高温抗软化行为,发现软化过程伴随着晶粒回复和再结晶,Ti和Ag元素的添加提高了Cu-Cr系合金的再结晶活化能,延缓了软化过程中合金的再结晶过程,使得Cu-0.5Cr-0.1Ti-0.1Ag合金的抗软化温度比Cu-0.5Cr合金提高约25 °C。     

Ti-5Mo-5V-2Cr-3Al合金热压缩变形行为

对Ti-5Mo-5V-2Cr-3Al钛合金进行等温压缩实验,变形温度范围为923～1123 K,应变速率为0.001～1 s<'-1>.分析表明该材料的流变应力对温度与应变速率敏感:当变形温度为923～1023 K时,流变应力曲线呈现动态再结晶曲线特征;当变形温度为1073 K时,低应变速率(0.001s<'-1>)的流变应力曲线呈现动态再结晶曲线特征,高应变速率(0.01-1 s<'-1>)的流变应力曲线呈现动态回复曲线特征;当变形温度为1123 K时,流变应力曲线呈现动态回复曲线特征;峰值流变应力随着变形温度的升高而下降,且下降速率随着温度升高而降低;峰值流变应力随着应变速率的升高而升高,升高速率在923～1023 K范围内随着应变速率升高而下降,在1073 K时随着应变速率升高而升高,在1123 K时随着应变速率升高无变化.Ti-5Mo-5V-2Cr-3Al钛合金在等温压缩变形时的流变行为可用包含Zener-Holomon参数的Arrhenius本构方程描述,变形激活能为789 kJ·mol-1.     

钒合金的电子辐照损伤研究

在室温(20℃)和高温(450℃)下,使用1 m V-高压透射电子显微镜(TEM)原位观察了V-4Cr-4Ti合金微观组织结构的演化和点缺陷团簇行为。原位电子辐照诱导Ti-C-O析出物发生分解,并引入缺陷团簇。这些缺陷团簇捕获电子辐照引入的点缺陷,随着辐照剂量的增加而单调长大。分析这些缺陷团簇平均尺寸与辐照剂量的依赖关系发现:当辐照剂量高于1 dpa时,缺陷团簇的长大速率小于辐照剂量低于0.5 dpa时的速率,说明V-4Cr-4Ti合金中缺陷团簇的长大速率随着辐照剂量的增加而减小。167℃下,运用电子加速器对V-4Cr-4Ti合金进行了离位电子辐照实验,采用小冲杆实验法(SPT)对电子辐照前后V-4Cr-4Ti合金样品进行了力学性能测试。发现相比于未经电子辐照的钒合金样品,经过电子辐照的钒合金样品开始发生塑性形变的位移减少了0.04 mm,说明经过电子辐照后,合金发生了延性损失,塑性降低。随着电子辐照剂量的增加,钒合金样品的最大断裂载荷和断裂韧性均单调增加。     

退火对V-4Cr-4Ti合金微观组织结构的影响

为了解高温退火前后V-4%Cr-4%Ti(记为V-4Cr-4Ti,下同)合金微观组织结构的变化,将合金在1000～1400℃,1×10-2Pa条件下退火不同时间(1h或3h)后,利用透射电子显微镜(TEM)分析了退火前后合金中位错、层错及孪晶的形态。分析结果表明,铸态合金中含有少量的层错和孪晶,但位错密度较高。高温退火后合金中的位错密度降低,层错、扩展位错的密度增加。孪晶密度随退火温度和退火时间的增加而增加。1200℃退火合金中的层错呈现规则的平行排列,层错使得基体衍射点发生分裂;孪晶的孪生面为钒的{211}晶面。在1300℃/3h退火合金中观察到了由大量微孪晶和位错组成的类"马氏体"结构。     

Mn对冷轧Al-Mg—Si—Cu合金再结晶行为的影响

研究在不同退火温度下,Mn对冷轧Al-Mg-Si-Cu合金组织和性能的影响．通过绘制再结晶动力学曲线,测定不同Mn含量的Al-Mg-Si-Cu合金再结晶激活能和再结晶温度．实验结果表明,Mn可以有效的阻碍Al-Mg-Si-Cu合金再结晶行为．当w（Mn）〈0．7％,Al-Mg-Si-Cu合金再结晶起始温度随Mn含量的增加而提高,再结晶结束温度不变．再结晶激活能随Mn含量的增加而提高．     

热处理对Ti-5Mo-5V-2Cr-3Al合金组织和性能影响

通过扫描电镜(SEM), 光学显微镜(OM)和X射线衍射分析(XRD)等对Ti-5Mo-5V-2Cr-3Al(Ti5523)合金棒材分别经固溶和固溶时效处理后得到的微观组织, 相含量等进行分析, 结合性能数据, 分析了微观结构对性能的影响. 研究发现, 在720 ℃固溶0.5 h, 并在540 ℃时效6 h后, 获得了一种规则的垂直有序排列的亚结构, 这种网篮状亚结构起到了组织细化的作用, 从而使得断面收缩率非常高. 研究还发现, 两相区固溶后析出相不仅使得强度提高, 对材料的塑性也有贡献.     

Zr-Sn-Nb-Fe合金加工过程中再结晶退火处理研究

以Zr-1.0Sn-1.0Nb-Fe合金为研究对象,对其挤压管坯、一次冷轧管坯及二次冷轧管坯进行真空退火处理,并采用偏光显微镜对每道次退火后的金相组织进行观察分析,研究了不同挤压温度以及不同退火制度对Zr-Sn-Nb-Fe合金再结晶退火处理的影响。结果表明:同一加工态下,600℃的挤压管坯在640℃/2 h退火发生再结晶程度大于640℃的挤压管坯,再结晶温度随挤压温度的降低而降低;在600℃的退火温度下,延长保温时间对锆合金再结晶程度影响不大;对挤压管坯、一次冷轧管坯的最佳退火温度为600℃/2 h,二次冷轧管坯的最佳退火温度为580℃/2 h或590℃/2 h。     

工业纯钛TA2冷轧板再结晶过程的研究

利用Gleeble-3500热模拟试验机对工业纯钛TA2冷轧板进行退火实验,结合硬度法与金相法测定了TA2的再结晶温度,根据Arrhenius公式计算了TA2的再结晶激活能,并对冷轧退火板进行力学性能测试。结果表明保温时间为9 min时,TA2的再结晶温度在520～600℃之间,恒温700℃时,再结晶时间为1.84 min;再结晶激活能Q为5.6578×104 kJ.mol-1;当再结晶退火温度在680～700℃,保温时间在30min左右,钛板可以保持良好的力学性能。     

柱状晶组织高硅电工钢二次再结晶的形成机理

  二次再结晶的发生会显著改变电工钢带材的组织和织构，进而影响其磁性能。以柱状晶组织高硅电工钢冷轧带材为研究对象，研究了不同退火方法对试样组织和织构的影响，明确了二次再结晶的发生条件、形成机理和控制方法。研究结果表明，柱状晶组织高硅电工钢冷轧试样发生二次再结晶的温度区间为850～1 000 ℃，在900 ℃退火可获得最大的晶粒尺寸。二次再结晶的形成是由于初次再结晶后试样的组织形成了织构抑制作用，小角度晶界抑制晶粒正常长大，大角度高能晶界迁移率高，具有大角度晶界的晶粒以取向长大方式发生二次再结晶。当退火温度高于1 000 ℃时，升温和冷却速率大于5 ℃/min可以有效抑制二次再结晶的发生。     

00Cr12Ti铁素体不锈钢的再结晶退火与成形性研究

 研究了1.0 mm厚 00Cr12Ti冷轧板在再结晶退火工艺条件下力学性能的变化规律。研究结果表明,随着退火温度的升高,维氏硬度、屈服强度、抗拉强度和屈强比均呈快速下降趋势,在超过800 ℃之后变化不大。再结晶退火后,00Cr12Ti钢拥有较多的{111}取向的晶粒,塑性应变比值r0、r45、r90和r-在退火温度超过780 ℃以后都有较大升高,并且r90>r0>r45。在700～800 ℃之间,平面各向异性Δr值变化不大,随后Δr值随温度上升急剧升高,因而成形时易产生严重的制耳现象。通过杯突试验发现,杯突值IE与r-值的变化相一致,表明00Cr12Ti冷轧板在高温再结晶退火后,可获得良好的成形性能。     

Flow stress and microstructural evolution during hot working of alloy 22cr-13ni-5mn-0.3n austenitic stainless steel

The stress-strain behavior and the development of microstructure between 850 °C and 1150 °C in an austenitic stainless steel, 22Cr-13Ni-5Mn-0.3N, were investigated by uniaxial compression of cylindrical specimens at strain rates between 0.01 and 1 s^-1 up to a strain of one. The measured (anisothermal) and corrected (isothermal) flow curves were distinctly different. The flow stress at moderate hot working temperatures, compared to a number of other austenitic alloys, was second only to that of alloy 718. Both static and dynamic recrystallization were observed. Recrystallization was sluggish in comparison to alloy 304L, apparently due to the presence of a fine Cr- and Nb-rich second-phase dispersion, identified as Z phase, which tended to pin the high-angle grain boundaries even at a high temperature of 1113 °C. Recrystallization may also be retarded by preferential res-toration through the competitive process of recovery, which is consistent with the relatively high stacking-fault energy for this alloy. It is concluded that this alloy must be hot worked at temperatures higher than usual for austenitic stainless steels in order to minimize flow stress and refine grain size.