軸向取向組織BFe10-1-1管材冷軋加工過程中組織、織構(gòu)與力學(xué)性能的變化

梅 俊，劉新華，姜雁斌，謝建新

(1. 北京科技大學(xué) 材料先進(jìn)制備技術(shù)教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，北京 100083；2. 北京科技大學(xué) 新材料技術(shù)研究院，北京 100083)

軸向取向組織BFe10-1-1管材冷軋加工過程中組織、織構(gòu)與力學(xué)性能的變化

梅 俊，劉新華，姜雁斌，謝建新

(1. 北京科技大學(xué) 材料先進(jìn)制備技術(shù)教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，北京 100083；2. 北京科技大學(xué) 新材料技術(shù)研究院，北京 100083)

采用熱冷組合鑄型(HCCM)水平連鑄技術(shù)制備具有軸向取向組織的BFe10-1-1管材，對(duì)管材進(jìn)行冷軋加工，研究管材的組織、織構(gòu)與性能的變化。結(jié)果表明：HCCM水平連鑄管材不需銑面便可直接冷軋加工；無中間退火的累積冷軋變形量可達(dá)80%以上；冷軋管表面質(zhì)量好，軋制過程中無裂紋、裂口和飛邊等缺陷；隨著變形量的增加，取向組織晶粒內(nèi)一次枝晶主干間距逐漸減小，由鑄態(tài)的100～200 μm減小到變形量60%時(shí)的10～20 μm；當(dāng)冷變形量為60%時(shí)，組織中可觀察到剪切帶，當(dāng)冷變形量為80%時(shí)，組織呈波浪狀，枝晶、晶界很難辨認(rèn)；冷軋過程中管材由鑄造織構(gòu)(主要取向經(jīng)過渡型織構(gòu){012}〈100〉(變形量為20%)和(變形量為40%)，轉(zhuǎn)變?yōu)樽冃瘟繛?0%時(shí)的Cube織構(gòu)，當(dāng)變形量為80%時(shí)轉(zhuǎn)變?yōu)镚織構(gòu)；隨著變形量的增加，冷軋管的抗拉強(qiáng)度和硬度分別由鑄態(tài)的234 MPa和70HV增加至變形量80%時(shí)的372 MPa和152HV，伸長(zhǎng)率由鑄態(tài)的46.5%降低至80%變形量時(shí)的13%。

BFe10合金；水平連鑄；熱冷組合鑄型；冷軋管；軋制織構(gòu)

鐵白銅具有較高的強(qiáng)度、良好的導(dǎo)熱性能和優(yōu)良的耐蝕性能。鐵白銅管材作為冷凝管、熱交換器管等廣泛應(yīng)用于火電、船舶、海水淡化等領(lǐng)域[1]。

作為鐵白銅典型代表的BFe10-1-1(簡(jiǎn)稱BFe10)管材，傳統(tǒng)生產(chǎn)方法采用“半連鑄實(shí)心鑄錠—熱擠壓管材—冷軋—拉拔”的工藝(簡(jiǎn)稱擠軋拉拔法)，由于冷軋/拉拔道次多，加上酸洗、中間退火等工藝，總加工工序多達(dá)20多個(gè)道次，導(dǎo)致工藝流程長(zhǎng)、能耗高、成材率低、成本高等一系列問題[2]。

“水平連鑄白銅管坯－內(nèi)外表面加工處理－行星軋制開坯?直拉或盤拉”(簡(jiǎn)稱冷型連鑄軋拉法)是近年來開發(fā)的一種短流程新工藝，采用該工藝可高效生產(chǎn)大直徑、厚壁白銅管坯，成材率較傳統(tǒng)的擠軋拉拔法明顯提高，但白銅管普通水平連鑄(冷型連鑄)時(shí)存在兩個(gè)主要問題：一是管材內(nèi)外表面質(zhì)量較差，存在橘皮、褶皺、裂紋等表面缺陷，在后續(xù)加工前，須進(jìn)行外表面銑面、內(nèi)表面采用鋼絲刷進(jìn)行刷銑(拋光)處理，一方面增加了工序，降低了成材率，另一方面管坯內(nèi)表面缺陷往往難以有效消除，被帶入后續(xù)加工工序，影響產(chǎn)品的質(zhì)量；二是冷型連鑄管材組織具有發(fā)達(dá)的徑向柱狀晶組織，致密度較低，不利于后續(xù)的壁厚減薄、軸向延伸的冷加工成形(如軋制、拉拔)。

采用連續(xù)定向凝固方法(熱型連鑄)制備小尺寸薄壁純銅或銅合金管材[3?4]，然后根據(jù)需要進(jìn)一步加工成精密細(xì)小管材，是一種有發(fā)展前景的短流程新工藝[5]。采用熱型連鑄制備的小尺寸薄壁白銅管材具有接近鏡面級(jí)的表面質(zhì)量和沿軸向取向的連續(xù)柱狀晶組織，室溫拉伸伸長(zhǎng)率達(dá)到49%[3]，特別適合于采用盤拉、連拉等方法直接進(jìn)行后續(xù)冷加工成形。熱型連鑄時(shí)，金屬的固液界面被控制在加熱鑄型(熱型)的出口附近，以建立沿拉坯方向的高溫度梯度，獲得沿軸向生長(zhǎng)的單晶或連續(xù)柱狀晶組織。這一凝固特點(diǎn)導(dǎo)致熱型連鑄也存在兩個(gè)方面的問題：一是在連鑄速度較大或工藝參數(shù)波動(dòng)時(shí)，鑄型出口處容易出現(xiàn)拉漏問題[3]，因而工藝控制難度較大；二是由于受拉坯方向高溫度梯度要求的限制，連續(xù)定向凝固所制備的管材直徑較小(一般直徑小于40 mm)，壁厚較薄(小于2 mm)，連鑄速度較慢(小于30 mm/min)。

熱冷組合鑄型(Heating-cooling combined mold，簡(jiǎn)稱HCCM)水平連鑄技術(shù)[6]是一種管材連鑄新工藝，其特點(diǎn)如下：通過將加熱鑄型和冷卻鑄型組合在一起，構(gòu)成一個(gè)由加熱段(熱型段)和冷卻段(冷型段)組合而成的熱冷組合鑄型，可在熱型段和冷型段過渡區(qū)域內(nèi)建立沿拉坯方向的高溫度梯度，實(shí)現(xiàn)組織沿拉坯方向結(jié)晶生長(zhǎng)，獲得沿軸向取向的柱狀晶組織[7]。同時(shí)，由于金屬的固液界面位置可以在組合鑄型中一定范圍內(nèi)變化，不僅解決了熱型連鑄法易拉漏的問題，而且有利于增大連鑄管材的直徑、壁厚和連鑄速度，使其接近冷型連鑄的水平[8]。研究結(jié)果表明，HCCM水平連鑄法可有效消除冷型連鑄管材中沿徑向發(fā)達(dá)的柱狀晶組織，獲得高軸向取向、高致密的柱狀晶組織；可完全消除橘皮、褶皺、裂紋等表面缺陷。采用HCCM水平連鑄制備管坯，然后直接進(jìn)行冷加工成形，可大大縮短白銅管材傳統(tǒng)生產(chǎn)工藝流程，有利于提高成材率和降低生產(chǎn)成本，是一種具有重要發(fā)展前景的高效短流程工藝。

本文作者以HCCM水平連鑄制備的軸向取向柱狀晶組織BFe10管為原料，研究合金管在冷軋加工過程中的組織、織構(gòu)和力學(xué)性能的變化。

1 實(shí)驗(yàn)

1.1 管材制備與軋制成形

實(shí)驗(yàn)材料為BFe10鐵白銅合金，合金成分按標(biāo)準(zhǔn)成分中間值配比，熔煉后取樣進(jìn)行化學(xué)成分分析，其結(jié)果如表1所列。

HCCM水平連鑄的基本原理如圖1[6]所示。合金在熔煉坩堝4中熔化后，經(jīng)導(dǎo)流管6進(jìn)入保溫坩堝5中保溫；當(dāng)保溫坩堝溫度與熱型段Ⅰ的溫度達(dá)到設(shè)定值后，開啟牽引機(jī)構(gòu)10進(jìn)行管材連鑄成形。實(shí)驗(yàn)時(shí)，可通過調(diào)整熔體溫度、熱型段加熱溫度、冷型段冷卻水流量和連鑄拉坯速度等參數(shù)控制管材的質(zhì)量。

HCCM水平連鑄制備參數(shù)如下：熔化溫度1 250℃，保溫溫度1 250 ℃，熱型段采用感應(yīng)加熱方式，熱型段加熱溫度(熱型溫度)1 200 ℃，冷型段冷卻水流量700 L/h，連鑄拉坯速度80 mm/min，連鑄管材尺寸d50 mm×5 mm。

表1 BFe10-1-1鐵白銅的化學(xué)成分(參照GB/T 5234—2001)Table 1 Chemical compositions of BFe10-1-1 according to GB/T 5234—2001

圖2所示為連鑄管材的宏觀形貌[8]。由圖2(a)可知，連鑄管材的內(nèi)外表面光亮，無橘皮、微裂紋等表面缺陷，因而無需銑面可直接進(jìn)行后續(xù)軋制；由圖2(b)可知，管材橫截面壁厚尺寸均勻；由圖2(c)可知，連鑄管材組織為明顯沿軸向取向生長(zhǎng)的柱狀晶組織，枝晶主干方向與管材軸向存在一個(gè)小的角度，沿生長(zhǎng)方向不完全連續(xù)，一次枝晶主干間距為100～150 μm。

采用LD60型皮爾格三輥周期式冷軋機(jī)對(duì)管材進(jìn)行軋制，軋制送進(jìn)量4～15 mm/次，雙行程次數(shù)75～85次/min，軋制過程中不進(jìn)行中間退火。

軋制管材的初始尺寸為d50 mm×5 mm，軋制制度如表2所列。

1.2 測(cè)試分析方法

分別從表2所示總變形量為20%、40%、60%和80%的冷軋管材上截取長(zhǎng)約150 mm的管材試樣，采用線切割從所截取的管材試樣上取近軋制平面(TD-RD)試樣和縱截面(LS)試樣，取樣方法如圖3所示。試樣經(jīng)粗磨、細(xì)磨和拋光后，采用HNO340 mL + CH3COOH 40 mL + H2O 20 mL混合溶液侵蝕以獲得微觀組織。采用LV150型光學(xué)金相顯微鏡進(jìn)行金相分析；采用西門子D5000型X射線衍射儀進(jìn)行冷軋管近軋制平面試樣的織構(gòu)分析，織構(gòu)測(cè)定時(shí)采用CuKα輻射，管電壓為35 kV，管電流為28 mA，測(cè)量{111}、{200}和{220} 3張不完整極圖，掃測(cè)按同心圓步進(jìn)方式進(jìn)行，α為0°～70°，β為0°～360°，測(cè)量步長(zhǎng)為5°，采用二步法計(jì)算ODF極圖，結(jié)果用恒φ2ODF截面圖表示。在HXD?1000T型維氏顯微硬度計(jì)上測(cè)量不同變形量冷軋管8點(diǎn)硬度，然后取平均值，載荷大小為49 N，加載時(shí)間為15 s；采用MTS萬能材料實(shí)驗(yàn)機(jī)分析不同變形量冷軋管的力學(xué)性能，拉伸試樣加工及拉伸實(shí)驗(yàn)參照GB/T 228—2002《金屬材料室溫拉伸實(shí)驗(yàn)》。

2 結(jié)果與分析

2.1 冷軋管形貌及宏觀組織演變

圖1 熱冷組合鑄型水平連鑄工藝原理示意圖[6]Fig. 1 Process principle schematic diagram for heating-cooling combined mold (HCCM) casting[6]: (a) Schematic diagram of process principle; (b) Structure schematic diagram of HCCM; 1—Temperature measuring device; 2—Stopper; 3—Alloy melt; 4—Melting crucible; 5—Holding crucible; 6—Diversion pipe; 7—Mold heating device; 8—Water-cooled copper sleeve; 9—Secondary cooling water; 10—Traction device; 11—Tube; 12—Temperature measuring device; 13—Mold; 14—Core rod;Ⅰ—Section of heating mold;Ⅱ—Section of cooling mold

圖2 連鑄管材的形貌及金相組織[8]Fig. 2 Morphology and metallograph of cast tube[8]: (a) External and internal surface of tube; (b) Transverse section of tube; (c) Metallograph of tube

表2 BFe10-1-1白銅管材三輥周期式冷軋軋制制度表Table 2 Rolling schedule table of Bfe10-1-1 tube in 3-roller cold pilger mill

圖3 冷軋管試樣取樣位置與方法示意圖Fig. 3 Schematic diagram of sampling position and method for specimens of cold-rolled tube

白銅管材傳統(tǒng)生產(chǎn)的冷軋和冷拉拔工序中，當(dāng)變形量達(dá)到60%左右時(shí)，為保證后續(xù)加工的順利進(jìn)行，管材需進(jìn)行中間退火，并且退火溫度較高(700～750℃)。圖4所示為未經(jīng)中間退火處理的不同變形量冷軋管照片。由圖4可知，連鑄管材不經(jīng)銑面可直接進(jìn)行多道次冷軋，各道次軋后管材表面光亮，未產(chǎn)生裂紋、裂口、飛邊等缺陷，表明采用HCCM水平連鑄工藝制備的管材，無需中間退火，可實(shí)現(xiàn)多道次大變形量的冷軋變形，具有良好的冷加工性能。

圖5所示為不同變形量冷軋后管材的宏觀組織。由圖5可知，隨著變形量的增加，晶粒直徑逐漸變小，當(dāng)變形量達(dá)到80%時(shí)，晶粒變得細(xì)長(zhǎng)且晶界難以辨認(rèn)。

圖6所示為不同變形量冷軋后管材的高倍金相組織。由圖6可知，隨著變形量的增加，晶粒內(nèi)一次枝晶主干間距逐漸減小，由圖2(c)鑄態(tài)的100～150 μm減小到圖6(c)所示變形量為60%時(shí)的10～20 μm，并且由于軋輥的碾壓，枝晶主干以及枝晶臂從尖銳到扁平直至模糊不清；在60%變形量下，由于位錯(cuò)之間的相互作用，出現(xiàn)局部剪切變形，形成剪切帶(Shear band)，枝晶主干發(fā)生彎曲，如圖6(e)所示。

由圖6(d)可知，當(dāng)變形量為80%時(shí)，冷軋管中呈現(xiàn)明顯的“波浪”型層狀形變組織，晶界和枝晶難以分辨。由圖6(f)可以觀察到層狀組織寬度為5～10 μm。

圖4 不同變形量冷軋后的管材形貌Fig. 4 Morphologies of tubes under different cold-rolling deformations: (a) Surface morphology of rolled tubes; (b) Morphology of transverse section of rolled tubes; a—20%; b—40%; c—51%; d—60%; e—71%; f—80%

圖5 不同變形量冷軋后管材TD-RD平面宏觀組織Fig. 5 Macrostructures of tubes (TD-RD plane) under different cold-rolling deformations: (a) 20%; (b) 40%; (c) 60%; (d) 80%

隨變形量的增加，管材晶?！八榛背砂麎K，碎化的各區(qū)域主要由稠密位錯(cuò)墻分隔開，隨著形變的進(jìn)行，稠密位錯(cuò)墻分裂成平行的位錯(cuò)墻，稱為顯微帶[9?10]；在中等應(yīng)變量時(shí)，局部切變使冷軋管縱截面存在的顯微帶受干擾形成S形，這些局部切變區(qū)域稱為剪切帶；在較大應(yīng)變量時(shí)，變形組織內(nèi)現(xiàn)有剪切帶之間有更多的剪切帶形成，而被剪切帶切動(dòng)形成的臺(tái)階在能量上是不穩(wěn)定的，為了降低能量，這些臺(tái)階會(huì)逐漸變直，最后形成冷軋管的層狀組織[11]。

2.2 冷軋管材組織取向演變

圖7所示為連鑄態(tài)管材的晶粒取向分布函數(shù)(ODF)恒φ2截面圖。通過ODF圖計(jì)算可得，其織構(gòu)中的主要取向?yàn)槿∠蛎芏人綖?級(jí)，表明HCCM水平連鑄制備的管材具有很強(qiáng)的鑄造織構(gòu)。圖8所示為不同變形量冷軋管的晶粒取向分布函數(shù)(ODF)圖。

圖6 不同變形量冷軋后管材的縱截面金相Fig. 6 Metallographs of tubes(LS) under different cold-rolling deformations: (a) 20%; (b) 40%; (c) 60%; (d) 80%; (e) Local enlarged view of Fig. (c); (f) Local enlarged view of Fig. (d)

圖7 恒φ2鑄態(tài)管材的晶粒取向分布函數(shù)(ODF)截面圖Fig. 7 Orientation distribution function sections of cast tube grains at constantφ2

隨著變形量的增加，冷軋管的初始織構(gòu)經(jīng)過渡型織構(gòu)先轉(zhuǎn)向不穩(wěn)定取向區(qū)(離散區(qū))，而后轉(zhuǎn)向穩(wěn)定取向區(qū)(聚集區(qū))。通過計(jì)算圖8中所示不同變形量冷軋軋管的取向分布函數(shù)圖中φ2=0o或45o取向密度極大值時(shí)晶粒的取向可知，過渡型織構(gòu)分別是20%變形量對(duì)應(yīng)的主要取向{012}〈100〉和40%時(shí)的由于管材初始組織雖具有較強(qiáng)的織構(gòu)，但存在不均勻性，因此，在0～40%變形量?jī)?nèi)，晶粒轉(zhuǎn)動(dòng)較為復(fù)雜；當(dāng)變形量為60%時(shí)，冷軋管大部分晶粒已轉(zhuǎn)向不穩(wěn)定取向區(qū)內(nèi)的立方取向Cube {001}〈100〉上，而高斯取向G{011}〈100〉相對(duì)于立方取向位于聚集區(qū)內(nèi)，因此，當(dāng)變形量達(dá)到80%時(shí)晶粒大部分轉(zhuǎn)到高斯取向上，取向變化軌跡如圖9所示。

圖8 恒φ2不同變形量冷軋管材的晶粒取向分布函數(shù)(ODF)截面圖Fig. 8 Orientation distribution functions sections of tube grains under different cold-rolling deformations at constantφ2: (a) 20%; (b) 40%; (c) 60%; (d) 80%

圖9 取向空間和冷軋取向變化軌跡Fig. 9 Orientation space(a) and changing track of orientation during cold rolling (b)

由于BFe10合金中的Cu和Ni無限互溶，形成單一的固溶體，其晶體點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)屬于面心立方(FCC)，因此，符合FCC多晶體冷軋取向變化的一般規(guī)律[12?13]：面心立方金屬的最終穩(wěn)定取向?yàn)棣氯∠蚓€或β線上的B取向點(diǎn)，高層錯(cuò)能面心立方金屬軋制變形時(shí)的穩(wěn)定取向是一條線(β線)，而低層錯(cuò)能面心立方金屬軋制變形基本的穩(wěn)定取向只是一個(gè)取向點(diǎn)(B(黃銅)取向{011}〈211〉)。BFe10合金的層錯(cuò)能隨著Ni含量的增加而增高(Cu層錯(cuò)能為40 mJ/m2、Ni層錯(cuò)能為250 mJ/m2)，并且軋后管材組織中未見明顯孿生現(xiàn)象，表明BFe10合金的變形機(jī)制以位錯(cuò)滑移為主。具有相同變形機(jī)制的合金[14?15]在冷變形中表現(xiàn)出相同的規(guī)律，即管材初始織構(gòu)對(duì)最終軋制織構(gòu)有一定影響。

具有初始織構(gòu)的BFe10管材在冷軋變形量達(dá)到80%時(shí)，主要取向仍為α線上的G取向，這表明初始織構(gòu)對(duì)軋制織構(gòu)的演變具有很大的影響。由圖9可知，B取向相對(duì)于G取向位于聚集區(qū)內(nèi)，因此G取向是一個(gè)亞穩(wěn)取向，而有B取向的晶粒都有穩(wěn)定性，許多晶粒取向盡管在小變形量時(shí)流向G取向，但隨變形量的增大又逐漸沿α線流向B取向[16]，因此可以預(yù)見，具有初始織構(gòu)的BFe10管材在變形量大于80%下變形時(shí)，管材織構(gòu)將由G取向沿α線轉(zhuǎn)到β取向線的B織構(gòu)上。

2.3 冷軋管材的力學(xué)性能及硬度

圖10所示為不同變形量冷軋后管材的力學(xué)性能。由圖10可知，隨著變形量的增加，冷軋管材的抗拉強(qiáng)度呈直線上升趨勢(shì)，由鑄態(tài)時(shí)的234 MPa增加至80%變形量時(shí)的372 MPa；伸長(zhǎng)率在變形量0～20%范圍內(nèi)下降較快，當(dāng)變形量大于20%后變化較慢。鑄態(tài)管材的伸長(zhǎng)率為46.5%，20%變形量時(shí)降至19.8%，當(dāng)變形量超過60%，伸長(zhǎng)率變化較小，維持在13%左右。

圖10 不同變形量冷軋管材的力學(xué)性能Fig. 10 Mechanical properties of tube under different coldrolling deformations

圖11 不同變形量冷軋管材的硬度Fig. 11 Hardness of tube under different cold-rolling deformations

圖11所示為不同變形量冷軋管材的硬度。由圖11可知，鑄態(tài)管坯的維氏硬度為70HV，在變形量0～20%范圍內(nèi)硬度上升較快，當(dāng)變形量達(dá)到20%時(shí)，硬度迅速增加到121HV，其后，隨著變形量的增加，硬度增加較慢；當(dāng)變形量從20%增加到80%時(shí)，硬度從121 HV增加至152HV。

從變形量對(duì)冷軋管材的力學(xué)性能以及硬度影響的結(jié)果分析可知，BFe10鑄態(tài)管材在冷加工過程同樣表現(xiàn)出明顯的加工硬化特征，在0～20%變形量?jī)?nèi)，伸長(zhǎng)率下降和硬度上升都較快，因此，在制定軋制制度時(shí)，第一道次的加工量應(yīng)小于20%，以避免加工硬化速率過快對(duì)管材冷加工造成的不利影響。由變形量80%冷軋后管材伸長(zhǎng)率仍大于10%，且管材的織構(gòu)仍未達(dá)到穩(wěn)定狀態(tài)可知，BFe10管材經(jīng)80%變形量冷軋加工后，仍具有后續(xù)冷加工的能力。

因此，將80%變形量冷軋管進(jìn)行了后續(xù)冷拉拔，不同變形量冷拉管材形貌如圖12所示。尺寸為d32 mm×1.5 mm的冷軋管材無需退火處理，經(jīng)9道次拉拔(平均延伸系數(shù)1.43)至d5 mm×0.4 mm，冷拉管表面質(zhì)量良好，表明軸向取向的BFe10白銅管材具有優(yōu)良的冷加工性能。

圖12 不同變形量冷拉管材形貌Fig. 12 Morphologies of tube under different cold-drawing deformations: a—27%; b—48%; c—60%; d—70%; e—80%; f—88%; g—92%; h—94%; i—96%

3 結(jié)論

1) 采用HCCM水平連鑄制備的BFe10管材冷加工性能優(yōu)良，無需銑面等處理，可直接用于冷軋加工，經(jīng)累積變形量80%冷軋后，管材表面質(zhì)量良好，軋制過程中未產(chǎn)生裂紋、裂口和飛邊等缺陷。

2) 在冷軋加工過程中，隨著變形量的不斷增加，晶粒沿軋向逐漸變得細(xì)長(zhǎng)，晶粒內(nèi)一次枝晶主干間距逐漸減小，從鑄態(tài)的100～200 μm變化到變形量60%時(shí)的10～20 μm。當(dāng)變形量達(dá)到60%時(shí)，組織中可觀察到明顯的剪切帶；當(dāng)變形量達(dá)到80%時(shí)，組織呈波浪狀，枝晶和晶界難以辨認(rèn)。

3) 在冷軋加工過程中，管材的主要織構(gòu)發(fā)生明顯變化，鑄態(tài)管材組織具有較強(qiáng)的鑄造織構(gòu)，主要取向?yàn)楫?dāng)變形量為20%時(shí)轉(zhuǎn)變?yōu)閧012}〈100〉，變形量40%時(shí)為變形量60%時(shí)為{001}〈100〉，變形量80%時(shí)為α線的G(高斯取向) {011}〈100〉織構(gòu)。

4) 管材冷軋過程中隨著變形量的增加，抗拉強(qiáng)度由鑄態(tài)的234 MPa增加至80%變形量時(shí)的372 MPa；伸長(zhǎng)率和硬度變化呈現(xiàn)相似的變化特點(diǎn)，變形量在0～20%范圍內(nèi)均變化顯著，分別由鑄態(tài)的46.5%和70HV變化為20%時(shí)的19.8%和121HV，但變形量大于20%后變化趨緩，當(dāng)變形量為80%時(shí)，冷軋管的伸長(zhǎng)率為13%，硬度增加到152HV。

REFERENCES

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(編輯 陳衛(wèi)萍)

Evolution of microstructure, texture and mechanical properties of BFe10-1-1 tube with microstructure along axial orientation during cold-rolling

MEI Jun, LIU Xin-hua, JIANG Yan-bin, XIE Jian-xin
(1. Key Laboratory for Advanced Materials Processing, Ministry of Education, University of Science and Technology Beijing, Beijing 100083, China; 2. Institute for Advanced Materials and Technologies, University of Science and Technology Beijing, Beijing 100083, China)

BFe10-1-1 cupronickel tubes with the microstructure along axial orientation were fabricated by a heating-cooling combined mold (HCCM) technology. The tubes were cold-rolled to study the evolution of microstructure, texture and mechanical properties during cold rolling. The results show that the tubes produced by the HCCM can be directly used for subsequent cold rolling without surface milling and the accumulated cold-rolling deformation approaches to 80% without intermediate annealing. The cold-rolled tubes have good surface quality without defects of crack, breach and flash. The primary dendrite arm space in the oriented grains decreases gradually with an increase in the deformation, i.e. 100?200 μm of the casting tube is decreased to 10?20 μm of the tube with 80% deformation. When the deformation reaches 60%, the shear band can be observed, and when the deformation reaches 80%, the grain is of a wavy-structure, and the dendrite and grain boundary are difficult to be identified. During cold rolling, the cast texture ofthe casting tube (main orientationtransforms into Cube texture after 60% deformation and into G texture after 80% deformation, through the transition type textures of {012}〈100〉 (20% deformation) and(40% deformation). With increasing the deformation, the tensile strength (243 MPa) and hardness (70HV) of the casting tube are increased to 372 MPa and 152HV of the tube with 80% deformation, respectively, while the elongation (46.5%) of the casting tube is reduced to 13% of the tube with 80% deformation.

BFe10 alloy; horizontal continuous casting; heating-cooling combined mold; cold-rolled tube; rolling texture

TG146.1；TG335.1

A

國(guó)家“十二五”科技支撐計(jì)劃資助項(xiàng)目(2011BAE23B00)

2011-07-04；

2012-04-28

謝建新，教授，博士；電話：010-62332254；E-mail: jxxie@mater.ustb.edu.cn

1004-0609(2012)09-2529-10