冷变形对12Cr铁素体/马氏体钢回复与再结晶过程的影响

研究了一种新型高Cr低活性铁素体/马氏体(F/M)钢用作超临界水堆燃料包壳管用候选材料,研究冷变形对其铁素体和板条马氏体双相组织的回复、再结晶过程的影响。结果表明,不同冷变形量对板条马氏体再结晶的促进程度不同,10%冷变形后780℃高温退火只发生回复,回火马氏体板条发生合并与迁移;60%冷变形后780℃高温退火,回火马氏体发生快速回复和再结晶。相同冷变形量下,高温退火时回火马氏体会优先于铁素体发生再结晶。12%δ铁素体的存在并不会明显延缓回火马氏体的再结晶过程,长时退火后,少量的铁素体晶粒都会转变成二次再结晶铁素体晶粒,最终组织为细晶铁素体。

回复与再结晶退火对新型HSn70-1黄铜组织及性能的影响

设计了一种新型HSn70-1黄铜合金,其冷拉拔加工率为55%.应用偏光显微镜、X射线衍射仪、扫描电子显微镜、显微硬度计、万能材料试验机和电化学工作站等设备,研究了不同的退火温度对新型合金显微组织和性能的影响.结果表明:加入少量Sn,Al,P,Ni合金元素构成了新型HSn70-1合金,合金元素以固溶体的形式存在于晶粒内部,其组织为α单相;合金在不同温度下保温2 h,200℃时发生应变时效,300~450℃为再结晶过程,450~550℃为晶粒长大阶段,550~600℃晶粒基本完全长大.随着退火温度的升高,合金的硬度、抗拉强度和屈服强度逐渐降低并趋于缓慢,其伸长率变化相反;合金自腐蚀电流密度、失重率逐渐降低并趋于稳定;开路电位逐渐变大,最后趋于稳定,新型HSn70-1黄铜的耐腐蚀性逐渐变好.

硅对压缩形变Si-Mn双相钢回复与再结晶的影响

研究了硅对压缩形变Si-Mn双相钢回复与再结晶的影响.试验结果表明,不同原始组织、不同硅含量的试验钢,经84%压缩形变后,500℃以下加热1h均处于回复阶段;合金元素硅明显地推迟了形变试验钢的回复与再结晶过程;硅含量高的钢再结晶后α晶粒尺寸较小.

奥氏体不锈钢的回复与再结晶机制

研究了奥氏体不锈钢经等通道转角挤压冷变形后在退火过程中的组织变化。具有低层错能的奥氏体不锈钢在退火过程中可以发生多边化过程;亚晶的形成与长大方式有:a)形变带→带内位错胞→亚晶;b)形变带→高密度位错形变带界面→多边化→位错墙→亚晶。亚晶以晶界凸出机制迁移生长以及合并机制生长。再结晶的形核与生长:亚晶的不断长大形成再结晶晶核,晶核以凸出机制迁移长大。凸出机制在微观上是台阶长大机制,合并机制从宏观上看是晶粒转动机制。这两种机制是亚晶长大与再结晶晶核生长的基本机制。

亚微米晶Cu-5%Cr冷拉拔后的回复再结晶及热稳定性

通过对冷拉拔的亚微米晶Cu-5%Cr丝材进行退火及高温热处理,研究其回复与再结晶、组织与性能的变化及其热稳定性。采用透射电镜(TEM)分析了退火后Cu-5%Cr的组织结构,并对其进行了硬度和导电性的测试。结果表明,冷拉拔的亚微米晶Cu-5%Cr丝材退火处理时析出大量的Cr相颗粒,Cu基体发生了回复和再结晶,其再结晶温度是在480℃～560℃范围内,其导电率在退火温度为550℃左右出现峰值。冷拉拔的亚微米晶Cu-5%Cr丝材在600℃以上热处理,硬度趋于稳定,其组织也比较稳定。在800℃热处理时,Cu晶粒虽有所长大,但其晶粒尺寸仍保持在500 nm～600 nm。这主要是因为Cr相颗粒有阻碍Cu晶粒长大的作用。同时发现,拉拔变形量大的在热处理时再结晶形核数量多,晶粒更细小。

铌对低碳钢奥氏体的变形及动态回复再结晶的影响

利用Gleeble-3500热变形模拟试验机研究了含铌和不含铌两种低碳钢奥氏体的变形及动态回复再结晶。不同参数的平面应变单道次压缩试验结果表明,铌通过在钢中固溶或析出第二相粒子可有效抑制奥氏体变形及动态回复再结晶。此外,降低变形温度或增大应变速率均不利于动态再结晶的发生。

回复与再结晶退火对TWIP钢组织及性能的影响

用室温拉伸试验机、布氏硬度计、光学显微镜和透射电镜分析了冷轧态的TWIP钢及其在100-750℃退火后的力学性能和显微组织结构随温度的变化规律。试验结果表明,TWIP钢的强度随退火温度的提高呈现出非单调性变化,硬度随温度提高先升高而后降低,伸长率从500℃开始显著升高;TWIP钢回复退火使强度有一定的提高。

冷变形双相钢回复时硬度升高机理的研究

研究了经 84 %压缩形变Si-Mn双相钢在不同温度加热时硬度的变化 .在回复阶段有硬度升高现象 ,原因是在马氏体与铁素体相界及马氏体内的碳化物脱溶造成的 .

铌对微合金钢奥氏体的变形及回复再结晶的影响

低碳微合金是目前高强度钢材研究的热点之一。目前生产中常用的微合金元素主要有铌、钒、钛等。铌在技术与经济方面有很多优势，因此研究铌微合金高强度钢有一定的理论价值及实际意义。单道次压缩实验结果表明，Nb是抑制奥氏体变形动态回复和动态再结晶的主要因素之一，同时降低温度和增大应变速率均不利于动态再结晶的发生，双道次压缩实验结果表明，Nb能抑制奥氏体变形静态再结晶。

Ni-42Al单相金属间化合物的超塑性

研究了原始晶粒尺寸为200μm的富Ni单相Ni-42Al金属间化合物的高温变形行为及组织演变规律.结果表明,该合金在1 000~1 100℃、应变速率(0.125~2)×10-3s-1内呈现超塑性变形,在1 075℃、应变速率为10-3s-1时,最大延伸率可达306%.研究发现,该合金的应变速率敏感指数m与应变温度及应变速率相关.实验条件下,m值在0.2~0.3变化.显微结构分析表明,原始大晶粒组织经超塑性变形后显著细化,大晶粒超塑性变形是通过位错的交滑移与攀移等交互作用发生的连续动态回复和再结晶导致的.

大晶粒单相Ni-48Al金属间化合物超塑性变形过程中的组织演化

原始平均晶粒尺寸约为200μm的单相Ni-48Al金属间化合物在温度为1025—1100℃、应变速率为1.25×10^(-4)—2.00~10^(-3)s^(-1)范围内呈现超塑性。在1100℃、应变速率为1.125×10^(-3)s^(-1)时,最大延伸率可达188.2％。金相分析表明,超塑性变形过程中晶粒明显细化;电子背散射衍射分析(EBSD)和透射电子显微术(TEM)观察表明,超塑变形过程中形成了大量亚晶界网络,且随变形量增大,亚晶界及小角晶界比例不断增加。亚晶界由位错墙和位错网络构成,不稳定的亚晶界在超塑性变形过程中不断吸收晶内滑移和攀移位错,亚晶界位错密度不断增加,取向差不断增大。伴随亚晶界的滑移和迁移及亚晶的转动,部分亚晶界转变为小角度晶界,并进而转变为大角度晶界,即在超塑性变形过程中发生了连续动态回复与再结晶(CDRR)。

室温形变对合金化渗氮的影响

研究了C3钢和W6Mo5Cr4V2钢室温形变对合金化渗氮渗速和渗层硬度的影响以及渗氮过程中形变试样的回复和再结晶形为。结果表明,渗氮层深度随形变量增加先增后减;渗层硬度随形变量增大而增加;渗氮阻碍渗层形变组织的回复与再结晶。

金属间化合物大晶粒超塑性

在所研究的Fe3Al,Fe3Si,FeAl,Ni3Al,NiAl和TiAl等金属间化合物中均发现大晶粒超塑性.金相分析表明,超塑性变形过程中晶粒明显细化;透射电子显微学(TEM)和位向成像显微学(OIM)分析表明,超塑性变形过程中大量亚晶形成亚晶网络,且随变形量增大,网络内小角度及大角度亚晶界密度不断增高,即发生连续动态回复与再结晶.高温塑性变形是通过位错的滑移和攀移进行的,而亚晶界的迁移、滑动和转动起到协调变形的作用,保持了材料在宏观上的超塑性.

大晶粒单相Ni-50Al金属间化合物高温塑性

研究了原始晶粒尺寸为220um的正化学计量比单相Ni-50A1金属间化合物的高温变形行为及组织演变规律。结果表明，该合金在温度1000～1100℃，应变速率7．5×10^-4^-1×10^-3s^-1范围内具有良好的高温塑性变形能力；在1075℃，应变速率为8．75×10^-4s^-1时，最大延伸率可达139％。金相显微分析表明，原始大晶粒组织经高温塑性变形后显著细化；EBSD与TEM分析表明，变形过程中小角度晶界持续产生，较小角度晶界向较大角度晶界不断演变，最终导致晶粒显著细化。显微结构综合分析表明，大晶粒Ni-50A1合金的高温塑性变形是由位错的交滑移与攀移等交互作用产生的连续动态回复和再结晶导致的。

5052铝合金单双道次压缩动态与静态软化行为探讨

实验采用Gleeble-1500D热模拟试验机对5052铝合金进行等温热压缩,研究了该合金动态软化特征和静态软化特征,变形温度330～480℃,应变速0.005～0.05/s。结果表明,5052铝合金在热压缩过程中发生了动态软化和静态软化,首道次压下量显著地影响了道次间的静态软化率。结合流变应力曲线和显微组织分析,揭示了动态软化机制主要为动态回复,而静态软化主要是静态再结晶的结果。

退火处理对冷拉拔亚微米晶Cu-5wt%Cr合金组织与性能的影响

对冷拉拔的亚微米晶Cu-5wt%Cr合金丝材进行350～1000℃退火处理,用透射电镜分析了退火后合金回复与再结晶以及Cr相析出的变化,并测定合金硬度、强度、伸长率和电导率的变化。结果表明,冷拉拔的亚微米晶Cu-5wt%Cr丝材在450℃左右退火后析出大量Cr相颗粒,其再结晶软化温度为480～560℃。经550℃退火,得到了晶粒尺寸为200～300 nm的再结晶组织。其电导率在550℃左右退火时出现峰值。冷拉拔的亚微米晶Cu-5wt%Cr丝材在600℃以上退火,其组织和性能趋于稳定。经800℃高温退火,Cu基体晶粒长大到500～600 nm,仍保持在亚微米级。Cr相颗粒有阻碍Cu基体晶粒长大的作用,从而使亚微米晶Cu-5wt%Cr的组织和性能比较稳定。

双相NiAl金属间化合物超塑性

研究双相Ni-31Al金属间化合物的高温变形行为。结果表明,该合金在950~1075℃温度范围,1.25×10-4~8×10-3s-1应变速率范围内呈超塑性变形。在温度为1000℃、应变速率为5×10-4s-1时,最大延伸率可达281.3%。显微结构分析表明,超塑性变形过程中两相具有很好的协调变形能力,超塑性变形后原始组织拉长、细化。双相Ni-31Al金属间化合物超塑性变形机制可能为连续动态回复与再结晶。