7056铝合金厚板轧制变形不均匀性的实验研究与数值模拟

采用金相显微镜、织构分析、力学拉伸以及DEFORM有限元技术等分析测试方法研究7056铝合金厚度为20 mm板在厚度方向的组织、织构、性能以及轧制变形规律,重点揭示厚度方向1/4处轧制变形与织构和性能的关系。研究结果表明:从厚板表层到芯部再结晶程度逐渐增加;厚板芯部的轧制织构(Brass{011}?211?,S{123}?634?,Copper{112}?111?)体积分数最大,厚板表层的再结晶织构Cube{001}?100?体积分数最小,剪切织构(r-Cube{001}?110?,{112}?110?)主要分布在厚板的表层和1/4层,且在1/4层的体积分数最大;板材强度沿厚度方向呈"W"型分布,在厚度方向1/4处强度最低。其主要原因是轧制过程中厚板1/4层的剪切应力显著比表层与芯部的大,且该层的应变、应变速度和金属流动速度比表层的高,引起轧制变形不均匀。     

含铌Hi-B钢织构的演变

以两种含Nb量不同的Hi-B钢为研究对象,借助OM、SEM及XRD研究了试验钢在常化、冷轧及脱碳退火过程中织构的演变规律。结果表明,两组试验钢常化板沿板厚方向存在织构差异,表层及次表层主要为{110}112、{112}111及Goss织构组分,中心层以{001}110、{111}112及{112}110织构组分为主,除次表层Goss织构外,低Nb钢中各织构组分含量均高于高Nb钢;冷轧过程中,{112}111和{110}001织构转变为{111}面织构,{112}110织构转向{001}110织构,高Nb钢中各织构组分含量均高于低Nb钢;脱碳退火过程中,两组试验钢中均形成了较强的{111}面织构,高Nb钢中含有更强的{111}面织构和更弱的Goss织构组分,并且Goss晶粒与{111}112晶粒之间的取向差更接近Σ9晶界。     

7A55铝合金厚板的微观组织和性能不均匀性

采用金相显微镜、扫描电镜、透射电镜、织构分析、硬度、电导率、拉伸测试等实验手段研究7A55铝合金厚板T6态微观组织与性能沿厚度方向的演变规律。研究结果表明:在板材的厚度方向上,板材的微观组织和硬度、电导率、强度、织构等存在不均匀性。从板材表层到心部,其再结晶分数依次降低,残余第2相体积分数、电导率和强度依次升高,表层硬度比心部的高,1/4层的硬度最高。心部含有最多的轧制型织构为铜织构{112}?111?,黄铜织构{011}?211?和S织构{123}?634?,表层含有最多的再结晶织构为{001}?100?。轧制型织构具有更大的泰勒因子M,对强度贡献更大,表层的再结晶严重削弱了其力学性能,影响各层力学性能差异的主要因素是再结晶及织构。     

430不锈钢冷轧板高温退火过程中再结晶织构的定量分析

在750、800、825和850℃温度下,利用Gleeble1500热模拟试验机对430不锈钢冷轧薄板的等温退火过程进行了详细的实验研究,分析了退火过程中再结晶织构和组织的变化规律,并对关键织构体积分数的演变进行了定量分析.结果发现:随着退火过程的进行,α取向线上的织构强度逐渐减弱,而γ取向线上的织构强度则略有加强,并保持在较高的值;再结晶过程中,{111}和{112}<110>织构的体积分数逐渐降低,而{100}和随机取向晶粒的体积分数逐渐增加.定量分析表明,退火温度越低,完全再结晶后材料内部关键织构的体积分数越偏离冷轧态.最后,针对{111}、{112}?110>、{100}和随机取向织构的体积分数在再结晶过程中的演变规律,建立了JMAK型再结晶织构演变动力学模型.     

不同取向条件下Al-Mg-Sc合金薄板的组织与性能

采用室温拉伸性能测试、金相组织观察、透射电子显微分析以及取向分布函数(ODF)测定研究冷轧态、冷轧-退火态Al-Mg-Sc合金(俄罗斯牌号01570)薄板在不同取向条件下的显微组织和力学性能.研究结果表明:合金薄板在横向、纵向和与纵向成30°方向的强度比45°和60°方向上的强度高,横向力学性能优于纵向力学性能,在45°方向的屈服强度最低,伸长率最高;冷轧态铝合金薄板具有明显的Brass织构{110}<112>,Copper织构{112}<111>和S织构{123} <634>,经350℃退火1h后板材的织构组态变化不大.合金板材中弥散析出的Al3(Sc,Zr)粒子会促进{011}<112>变形织构的形成与稳定,阻止立方织构{100}<001>的形成;不同取向条件下Al-Mg-Mn-Sc-Zr合金薄板的平面各向异性与合金的晶粒结构及晶体学织构密切相关.     

Er在Al-Cu-Mg-Ag合金中的存在形式及其均匀化工艺

采用扫描电镜观察、X射线衍射物相定性分析,研究元素Er在Al-Cu-Mg-Ag合金中的存在形式及其均匀化工艺。研究结果表明:Er元素主要以Al8Cu4Er相形式存在于铸态合金晶界,少量固溶于-αAl中;Al8Cu4Er相作为Al2Cu相的形核质点,与Al2Cu相共生于晶界,形成典型的枝晶偏析;与Al2Cu相相比,Al8Cu4Er相为难溶相,使得合金均匀化温度升高,成为均匀化过程中工艺的制约因素;采用420℃×6 h+510℃×24 h+520℃×6 h均匀化制度处理后,Al8Cu4Er相回溶至基体,合金晶界变薄,均匀化效果明显。     

时效处理对新型超高强Al-Cu-Li-X合金薄板的力学性能和微观组织的影响

通过力学性能测试和透射电镜(TEM)观察研究热处理制度对新型超高强Al-Cu-Li-X合金2 mm厚薄板的力学性能和微观组织的影响。研究结果表明:T8态较T6态时效的合金具有更高的强度和更好的塑性;超高强铝锂合金的时效析出相包括大量T1相(Al2Cu Li)、较多的θ′相(Al2Cu)、一定的δ′相(Al3Li)以及极少量S′相(Al2Cu Mg);T8态时效时引入预变形抑制δ′相和S′相形成,同时促进T1相和θ′相形核析出,但对θ′相的作用效果小于对T1相的作用效果;当预变形量为6%~8%时,合金能获得较高的强度与伸长率,8%预变形后峰时效时拉伸强度达616 MPa,伸长率达12%。     

Al-1.3Si-0.7Mg-0.7Cu-0.3Mn铝合金薄板在固溶处理过程中的组织转变

通过XRD,OM和TEM组织观察、织构测定等方法研究了冷轧Al-1.3Si-0.7Mg-0.7Cu-0.3Mn铝合金汽车车身板在固溶处理过程中其合金相、晶粒、织构组态的变化.结果表明:Al-1.3Si-0.7Mg-0.7Cu-0.3Mn合金冷轧薄板中存在Al9Fe0.84Mn2.16Si,Al95Fe4Cr和Al6Mn不可溶合金相及Al1.9CuMg4.1Si3.3和Mg2Si可溶合金相;尺寸小于1μm的可溶合金相在540℃盐浴固溶中保温12 min以上即可全部溶入基体;冷轧薄板在540℃固溶保温2 min即可完成再结晶,形成{001}〈310〉和{110}〈113〉再结晶织构,其中以{001...     

异步轧制无取向硅钢的再结晶织构演变

在无取向硅钢冷轧过程中采用同步轧制和速比为1.06,1.125,1.19的异步轧制,以考察异步轧制对冷轧和再结晶织构的影响.研究发现,异步轧制减弱冷轧织构中{001}～{112}〈110〉组分,增强{111}〈112〉并减弱{111}〈110〉组分.{111}〈112〉和{111}～{225}〈110〉形变晶粒内剪切带处分别形成η(〈001〉∥RD)及偏离其15°的η′(Ψ=75°,θ=0～45°,φ=0°)再结晶晶粒,η′因晶核尺寸优势发展成为主要织构组分.异步轧制下形变织构的变化有利于改善再结晶织构特征及性能,其影响随速比增大而增强.     

时效处理对2024 Al合金晶间腐蚀性能的影响

对轧制态2024Al合金进行了495℃固溶处理和190℃不同时间的人工时效处理,采用光学显微镜、场发射扫描电镜、X射线能谱、电化学技术和加速腐蚀试验研究了2024Al合金的晶间腐蚀性能、腐蚀形貌和显微组织.加速实验结果表明,虽然2024Al合金易发生晶间腐蚀,但峰时效处理可明显提高合金的晶间腐蚀抗力.动电位极化曲线和电化学阻抗谱实验也获得了相似的结果.时效态2024Al合金腐蚀模式为局部晶间腐蚀和点蚀.点蚀由晶内第二相颗粒与基体Al间的电偶腐蚀引起,晶间腐蚀由晶界析出相与其周围的贫Cu区间以及基体Al与贫Cu区间的电偶腐蚀引起.     

IF钢生产过程中的织构演变

对IF钢生产过程中热轧、冷轧及退火试样的织构演变进行研究.分别借助EBSD和XRD测定和计算了热轧、退火及冷轧试样的取向分布函数及相关织构组分的体积分数.结果发现,热轧板在变形过程中发生了动态再结晶,晶粒为细小的等轴晶,为后续组织发展提供了基础;热轧后试样中的织构很弱,不会影响冷轧织构组分及含量.冷轧过程是织构形成的主要过程,试样中含有4种主要的织构组分:{001}〈110〉、{111｝〈110〉、{111}〈112〉和{112}〈110〉.退火过程中发生再结晶,4种冷轧织构组分在退火过程中均分别转变为{111｝面织构.     

深冲板St15再结晶退火过程织构演变

运用电子背散射花样技术(EBSP)对本钢深冲板St15再结晶退火过程中的织构演变规律进行了研究.当加热速率为30℃/h时,深冲板St15再结晶开始温度在560℃左右,再结晶完成时间约为2h,最强织构组分为{100}〈110〉.随着温度的升高,深冲板St15的γ纤维织构,尤其是{111}〈112〉织构有所增强.当保温温度为700℃,随保温时间延长,深冲板St15的{111}〈110〉织构明显增强,4h后{111}〈112〉织构开始逐渐增强,到13h时,获得理想的退火织构.     

退火时间对高强细晶IF钢再结晶织构的影响

以含铌高强细晶IF钢为研究对象,在不同保温时间下进行了连续退火实验。通过采用OM显微分析及EBSD测试技术对实验钢进行显微组织和微观织构观察分析,得到含铌高强细晶IF钢在退火过程中织构的演变规律。实验结果揭示:高强细晶IF钢在连续退火过程中形成较强的111//ND再结晶织构。当退火温度为850℃,保温时间为120 s时,钢板具有最强的111//ND织构;随着保温时间的增加,111//ND织构逐渐增强,110//RD先减弱后增强。再结晶织构在{111}面与{112}面之间转化并发生漫散现象。     

Ta-7.5％W在退火过程中的组织和织构演变

通过金相组织观察、透射电子显微镜(TEM)及显微硬度测试,研究冷轧变形量为95％的Ta-7.5％W合金箔材在1 050,1 200和1 360℃退火时的组织和性能变化,并采用取向密度函数(ODF)分析在此过程中其织构演变规律.对其实验结果进行研究发现:冷轧态Ta-7.5％W合金硬度为HV 300,经1 360℃退火后硬度迅速减小,说明此时合金已发生回复再结晶.轧制后的Ta-7.5％W合金箔材具有各向异性,在轧面∥{111}取向上形成位错胞亚结构,在轧面∥{100}取向上形成了形变带,冷轧态的主要织构为{001}〈110〉,{112} 〈110〉和{110}〈110〉织构;在1 200℃退火时,在轧面∥{111}取向上,再结晶通过亚晶界迁移、亚晶长大形核,而在轧面∥{100}取向上,主要是通过亚晶转动、聚合形核;{001}〈110〉织构增强,{112}〈110〉织构减弱;在1 360℃退火时,{001}〈110〉织构急剧减弱,{111}〈112〉织构增强.     

半工艺无取向硅钢加临界变形的织构演变

测定了半工艺无取向电工钢热轧(终轧温度在Ar1以下)到成品各工序的织构,以取向分布函数(ODF)的形式对加临界变形的半工艺无取向硅钢的织构演变作了分析.发现其热轧板表层织构基本是典型的铁素体再结晶{111}组分,心部和1/4厚度处以铁素体剪切织构和轧制变形织构为主.冷轧变形后,心部和表层织构组分比较接近,{111}、{112}和{100}面织构都增加,但{111}组分增加最明显.软化退火后,{001}<110>与{112}<110>组分迅速降低,织构组分以γ纤维织构为主.通过增加临界变形,在最终去应力退火后,{111}不利面织构大量减少,高斯组分增加明显.Taylor因子可以表征不同取向晶粒对变形能的储存能力,从轧制变形时Taylor因子的分布可以解释该实验结果.     

退火时间对IF深冲钢板再结晶织构的影响

借助于三维取向分布函数(ODF)分析,研究了IF深冲钢板在750℃和800℃退火时不同保温时间对其再结晶织构的影响.实验结果表明,750℃和800℃退火试样的再结晶γ纤维织构({111}〈uvw〉)的强度随退火时间的延长而逐渐增强,再结晶α纤维织构中从{001}〈110〉至{112}〈110〉的强度随着退火保温时间的延长而下降然后再回升.同时800℃退火试样的γ纤维织构的强度明显高于750℃退火试样的γ纤维织构的强度,与之对应800℃退火试样的α纤维织构的强度显著低于750℃退火试样的α纤维织构的强度.     

Fe-6.5%Si合金温轧后退火过程中再结晶行为

用电子背散射技术观察了700℃温轧板在退火过程中的组织及织构演变以了解其再结晶行为.结果表明,温轧织构由强的(111)〈112〉、较弱的〈110〉∥RD及Goss组成,再结晶织构与之相似.〈110〉∥RD及(111)〈112〉新晶粒首先形成于与之构成小角度晶界的形变晶粒的晶界附近,而在角隅及组织不均匀区等位置孕育出与周围晶粒构成大角度晶界的晶核,择优取向不明显.退火过程中(111)〈112〉在形变组织中累积,最终转化为(111)〈112〉再结晶晶粒.分析认为,温轧后退火是不均匀组织在低储存能驱动下的再结晶过程.(112)〈110〉及(111)〈112〉形变拉长晶粒多发生连续再结晶从而退火织构与形变态相似.在角隅区形成核心进而发生不连续再结晶,核心取向的统计性及不连续晶核的长大弱化再结晶织构,其中Goss晶粒多以此方式形成于(111)〈112〉晶粒内部.     

脱碳退火工艺对含铌Hi-B钢组织与织构的影响

借助红外碳硫分析及EBSD技术,研究了含铌Hi-B钢在不同脱碳退火工艺处理后的碳含量及织构变化。结果表明,当炉内气氛和露点温度一定时,含铌Hi-B钢中碳含量随着脱碳温度的升高而下降,随着保温时间的延长先下降,180s以后基本稳定;经850℃×180s工艺退火后钢样的脱碳效果最佳,钢中碳含量为0.0037%。退火试样中均主要含有{411}148、{111}112和{111}110织构组分,少量的Goss晶粒零散地分布在{111}112或{411}148晶粒之间。此外,有利于Goss晶粒异常长大的Σ9及Σ13b晶界的数量,随着脱碳保温时间的延长大致呈增加的趋势,随着脱碳温度的升高先增加后减少,即在840℃退火后出现极大值。     

超高速碰撞下体心立方纯铁的变形孪晶

采用非火药驱动二级轻气炮技术将2017Al合金弹丸以3km/s速度撞击纯铁靶板,通过光学显微镜、扫描电镜和透射电镜研究了纯铁材料的微观组织演化.根据微观组织的不同特征可将纯铁靶板分为细晶区、高密度孪晶区和低密度孪晶区.在低密度孪晶区的主要变形方式为{112}面的孪晶,而高密度孪晶区主要变形方式为{112}面的孪晶和{110}、{112}及{123}面的位错之间的交互作用.超高速碰撞下孪晶形成机制与普通变形条件下没有区别,但是孪晶形貌区别较大,高密度位错聚集在孪晶界附近造成孪晶界面模糊;螺位错在孪晶界上分解导致沿着孪晶界发生弯曲和凹痕甚至孪晶的断裂.     

退火时间对高强细晶IF钢再结晶织构的影响

以含铌高强细晶IF钢为研究对象,在不同保温时间下进行了连续退火实验.通过采用OM显微分析及EBSD测试技术对实验钢进行显微组织和微观织构观察分析,得到含铌高强细晶IF钢在退火过程中织构的演变规律.实验结果揭示：高强细晶IF钢在连续退火过程中形成较强的〈111〉//ND再结晶织构.当退火温度为850℃,保温时间为120 s时,钢板具有最强的〈111〉//ND织构;随着保温时间的增加,〈111 〉//ND织构逐渐增强,〈 110〉//RD先减弱后增强.再结晶织构在{111}面与{112}面之间转化并发生漫散现象.