定向再结晶对热轧态Cu71Al18Mn11合金的组织和超弹性性能的影响

形状记忆合金具有形状记忆效应，还具有超弹性和优异的阻尼性能，在航空航天、汽车、生物医疗领域有极大的应用前景[1] 对NiTi基形状记忆合金，已经进行了深入的研究[2,3] Cu基形状记忆合金比NiTi合金的价格低廉且其相变温度可调范围大、导电性好和工作温度较高[1,4]，因此发展潜力巨大 CuAlMn系合金的形状记忆性能和阻尼性能优良，且其冷变形加工性能较好[4]，受到极大的关注

Cu基形状记忆合金的组织特征对其超弹性性能有重要的影响 在多晶Cu基形状记忆合金的加载过程中易在晶界处发生应力集中，在晶界处富集的相变马氏体引起体积变化，从而引发晶界开裂[5~8]，使其塑性和超弹性性能降低 与等轴晶组织相比，柱状晶组织中没有三叉晶界，能消除垂直于应力方向的晶界和减小晶界面积，使其塑性、形状记忆效应和超弹性性能显著提高[9] 因此，制备大尺寸柱状晶组织成为提高Cu基合金形状记忆效应和超弹性性能的关键

定向再结晶，是一种通过控制热区移动使固态合金获得定向微观组织的技术[10] 与定向凝固相比，定向再结晶的处理温度低并可制造复杂零件[11] 研究表明，定向再结晶工艺参数对其组织有重要的影响[12~16] 对于含有第二相颗粒的金属如Ni基高温合金，γ'粒子钉扎晶界且阻碍异常晶粒长大[17~19]，因此热区温度应该达到第二相γ'粒子溶解的温度 对纯铁和Fe-6.5%Si的定向再结晶的研究发现[20,21]，在固定的退火温度下存在最佳的形成柱状晶组织的抽拉速度，可生成长径比最大的柱状晶 但是目前针对CuAlMn系形状记忆合金的定向再结晶的研究还比较少[22]，特别是关于工艺参数对定向再结晶组织的影响及机理的研究鲜有涉及 鉴于此，本文进行适当条件下的正交定向再结晶实验，研究定向再结晶工艺参数对热轧态Cu71Al18Mn11合金的组织和超弹性性能的影响规律并揭示其机理

1 实验方法

用真空感应熔炼制备铸态Cu71Al18Mn11合金 将铸态合金切成厚度为12 mm的热轧坯料，然后将其放入800℃电阻炉中保温20 min，之后在二辊异步热轧实验机组上轧制，单次下压量为3mm，经多道次热轧轧至3 mm，空冷后得到75%变形量的热轧合金板

从热轧合金板上切取尺寸为3 mm×20 mm×200 mm的定向再结晶板状样品，在不同参数下进行定向再结晶实验 定向再结晶装置核心部分的示意图，如图1所示 本文通过改变液态金属到热区的距离设计了无液态金属、低液面和高液面三个温度梯度，筛选后进一步研究热区温度和抽拉速度对热轧Cu71Al18Mn11合金定向再结晶组织和性能的影响及机理 在筛选出来的温度梯度下选取9种定向再结晶工艺参数，进行热区温度800、850、900℃和抽拉速度2、5、15 μm/s的正交实验 对热轧合金进行不同温度的等温退火实验，以揭示工艺参数影响热轧合金定向再结晶的机理

图1



图1定向再结晶装置的示意图

Fig.1Schematic of the core part of directional recrystallization equipment

用体视显微镜和光学显微镜观察静态再结晶样品、定向再结晶后样品的显微组织，研究定向再结晶工艺参数对热轧Cu71Al18Mn11合金定向再结晶后组织的影响规律 在型号为AG-100kNG电子万能试验机上进行循环加载-卸载拉伸实验，探索定向再结晶工艺参数对热轧变形Cu71Al18Mn11合金定向再结晶后超弹性性能的影响 用配有EBSD探头的ZEISS MERLIN Compact扫描电镜对热轧态合金静态再结晶组织、定向再结晶后的柱状晶进行EBSD观察，以揭示工艺参数对热轧变形Cu71Al18Mn11合金定向再结晶影响的机理

金相试样的制备：将样品在手动磨抛机上研磨至5000#后用2.5 μm的金刚石抛光液进行机械抛光 机械抛光后进行化学浸蚀，腐蚀剂为5 g Fe3Cl+5 mL HCl+100 mL CH3CH2OH，浸蚀时间为30~60 s

EBSD样品的制备：对机械抛光后的样品进行电解抛光，工作电压为20 V，抛光时间为80~120 s

循环加载-卸载拉伸实验用样品的尺寸，如图2所示 实验中用位移控制，速度为1 mm/min，第一个循环的应变量为2%，之后的每个循环的应变增量均为2%，最高加载至30%应变

图2



图2循环加载-卸载拉伸实验用样品的示意图

Fig.2Schematic of cyclic loading-unloading tensile test sample (unit:mm)

2 实验结果2.1 热轧Cu71Al18Mn11合金不同温度梯度定向再结晶后的组织

热区前沿的温度梯度，是生成大长径比柱状晶合金的重要因素[10,23] 在对Ni基高温合金和纯铁的定向再结晶研究中，大部分学者认为较大的温度梯度有利于生成柱状晶，温度梯度太小使异常长大晶粒前沿的一次再结晶趋于稳定，难以吞并 而部分研究结果表明，在较小的温度梯度下也能生成柱状晶组织[24]

实验中用随样品移动的热电偶测量三个不同液态金属液面高度情况下的热区前沿温度梯度 样品在定向过程中到达热区前的温度变化曲线，如图3所示 其中制度A的温度梯度为109.5℃/cm，为无液态金属状态下的温度梯度，可以看作液态金属液面距离热区中心无穷远，是本文能达到的最小的温度梯度；制度B的温度梯度为140.5℃/cm，是液态金属液面距热区中心40 mm时的温度梯度；制度C的温度梯度为198.2℃/cm，是液态金属液面距热区30 mm时的温度梯度，为本文实验条件下能达到的最大的温度梯度 随着液态金属与热区之间距离的减小，温度梯度增大

图3



图3在不同温度梯度条件下样品进入热区前的温度变化

Fig.3Temperature curves of samples before entering hot zone under different temperature gradients (a) system A; (b) system B; (c) system C

分别在这三个温度梯度下对热轧合金进行热区温度为850℃，抽拉速度分别为2、5、15 μm/s的定向再结晶实验，定向再结晶段组织如图4所示 在最小的109.5℃/cm温度梯度下，仅在抽拉速度为15 μm/s时定向再结晶得到了柱状晶与等轴晶的混合组织 温度梯度增大至140.5℃/cm，在15 μm/s时定向再结晶得到细小柱状晶与等轴晶混合的组织，而在抽拉速度为5 μm/s时定向再结晶得到了厘米级的柱状晶 当达到最大温度梯度198.2℃/cm时，不仅在抽拉速度为5、15 μm/s时定向再结晶得到柱状晶组织，在2 μm/s时定向再结晶也获得了等轴晶中夹杂着柱状晶的组织

图4



图4在不同温度梯度条件下热轧Cu71Al18Mn11合金定向再结晶样品的金相照片

Fig.4Optical micrographs of hot-rolled Cu71Al18Mn11 DRred at different temperature gradients (a) A-850℃-2 μm/s, (b) A-850℃-5 μm/s, (c) A-850℃-15 μm/s, (d) B-850℃-2 μm/s, (e) B-850℃-5 μm/s, (f) B-850℃-15 μm/s, (g) C-900℃-2 μm/s, (h) C-900℃-5 μm/s, (i) C-900℃-15 μm/s

综上，后续的定向再结晶实验选用的温度梯度为198.2℃/cm，在此温度梯度下定向再结晶既能生成大长径比的柱状晶，也能制备不同组织的定向再结晶合金，用于分析热轧态Cu71Al18Mn11定向再结晶的机理

2.2 热轧态Cu71Al18Mn11合金不同工艺参数定向再结晶的组织

热轧合金在不同抽拉速度、热区温度下定向再结晶后的组织，如图5所示 可以观察到，热轧合金只有在5 μm/s的抽拉速度下定向再结晶才能得到长径比较大的柱状晶组织(图5b、e、h)

图5



图5热轧工艺参数不同的Cu71Al18Mn11合金定向再结晶样品的金相照片

Fig.5Optical micrographs of hot-rolled Cu71Al18Mn11 DRred at different process parameters (a) 800℃-2 μm/s, (b) 800℃-5 μm/s, (c) 800℃-15 μm/s, (d) 850℃-2 μm/s, (e) 850℃-5 μm/s, (f) 850℃-15 μm/s, (g) 900℃-2 μm/s, (h) 900℃-5 μm/s, (i) 900℃-15 μm/s

抽拉速度为2 μm/s时，整体呈现粗大的等轴晶中掺杂着柱状晶的形貌，且柱状晶晶界呈锯齿状 抽拉速度为5 μm/s时，三个热区温度定向均得到边界平直的沿热区移动方向生长的柱状晶组织 图6给出了对柱状晶的尺寸的统计 可以看出，随着热区温度的提高柱状晶的长度逐渐增大，但是宽度的变化不明显 柱状晶长径比也随着热区温度的升高而增大，在900℃热区温度达到最高值，为10.99 抽拉速度为15 μm/s时得到的组织为小长径比柱状晶与等轴晶掺杂的形貌，且随着热区温度的升高柱状晶尺寸增大，等轴晶的尺寸增大但是数量减少

图6



图6抽拉速度为5 μm/s时不同热区温度定向再结晶样品柱状晶的尺寸

Fig.6Histogram of columnar grain size of samples DRed at different temperatures with a drawing speed of 5 μm/s

值得注意的是，热轧合金定向再结晶在不同抽拉速度下得到的柱状晶晶界形状并不相同 在抽拉速度为5、15 μm/s时得到的是平直的柱状晶晶界，而抽拉速度为2 μm/s时得到的是锯齿状的柱状晶晶界 这与不同抽拉速度下定向再结晶时二次再结晶行为不同有关

2.3 热轧态Cu71Al18Mn11合金定向再结晶后的超弹性性能

测试不同工艺参数下定向再结晶后的热轧合金的超弹性性能，循环加载-卸载拉伸曲线如图7所示 为了更清楚地比较不同工艺参数定向再结晶合金的超弹性性能，对图7曲线中每个循环的超弹性应变εSE和残余应变εr进行统计对比，结果如图8所示 可以看出，随着应变循环的增加各工艺参数下定向再结晶合金的超弹性应变均先上升后下降，残余应变均逐渐增加且速率越来越大

图7



图7不同工艺参数热轧Cu71Al18Mn11合金定向再结晶后的循环加载-卸载拉伸曲线

Fig.7Cyclic loading-unloading tensile curves of hot-rolled Cu71Al18Mn11 DRed at different process parameters (a) 800℃-2 μm/s, (b) 800℃-5 μm/s, (c) 800℃-15 μm/s, (d) 850℃-2 μm/s, (e) 850℃-5 μm/s, (f) 850℃-15 μm/s, (g) 900℃- 2 μm/s, (h) 900℃-5 μm/s, (i) 900℃-15 μm/s

图8



图8不同工艺参数热轧Cu71Al18Mn11合金定向再结晶样品的残余应变(εr)和超弹性(εSE)应变曲线

Fig.8Residual strain (εr) (a) and superelastic strain (εSE) (b) curves of hot-rolled Cu71Al18Mn11 DRred at different process parameters

在抽拉速度为2 μm/s的条件下，随着热区温度的提高合金的超弹性性能随之提高 在800、850、900℃定向再结晶后合金在第6个循环即应变为12%时残余应变分别为4.76%、3.73%、3.22%，超弹性应变分别为5.84%、6.46%、7.25% 热区温度的升高，可以得到的最大超弹性应变分别为6.34%、7.58%、9.99% 在抽拉速度为5 μm/s的条件下柱状晶长径比最大的900℃定向再结晶合金的超弹性性能最高，在第6个循环即应变量为12%时残余应变仅为1.1%，超弹性应变达到了9.05%，超弹性应变在应变为18%时最大，为11.65% 热区温度为800℃时第6个循环的残余应变为4.24%，超弹性应变为6.22% 热区温度为850℃时第6个循环后的残余应变为2.70%，超弹性应变为6.90%

在抽拉速度为15 μm/s的条件下，热区温度越高则合金性能越好 应变量为12%时热区温度从低到高对应的定向再结晶合金残余应变分别为7.66%、6.04%、3.27%，超弹性应变分别为3.27%、4.54%、7.04% 比较不同工艺参数定向再结晶合金超弹性回复率，即统计每个应变循环的超弹性应变、超弹性应变与残余应变的总和，结果如图9所示 图9中虚线为超弹性100%恢复线，即每个循环卸载后不存在残余应变，所有变形完全恢复 可以看出，曲线越靠近该线，表明合金的超弹性性能越好 随着应变值的增大超弹性应变先升高后降低，拐点即为合金的超弹性极限，对应的超弹性应变和残余应变分别用εSEMAX和εrMAX表示，具体数值列于表1 结合图8和图9，按照合金超弹性性能从高到低的顺序将定向再结晶工艺参数的排序为：900℃-5 μm/s、900℃-2 μm/s、900℃-15 μm/s、850℃-5 μm/s、850℃-2 μm/s、800℃-5 μm/s、800℃-2 μm/s、850℃-15 μm/s、800℃-15 μm/s

图9



图9不同工艺参数定向再结晶样品的超弹性应变(εSE)与外加应变(εt-εθ)的关系

Fig.9Relationship between superelastic strain (εSE) and applied strain (εt-εθ) for DRed samples with different process parameters

Table 1

表1

表1不同参数定向再结晶样品的最大超弹性应变(εSEMAX)和对应的残余应变(εrMAX)

Table 1Maximum superelastic strain (εSEMAX) and corresponding residual strain (εrMAX) of DRed samples with different parameters

Drawing velocity /μm·s-1	2				5				15
Annealling temperature/℃	800	850	900		800	850	900		800	850	900
εSEMAX / %	6.34	7.58	9.99		7.75	7.54	11.65		3.54	4.97	8.71
εrMAX / %	6.40	6.55	4.34		10.59	4.00	4.24		5.36	9.55	9.41

3 讨论

热轧态Cu71Al18Mn11合金定向再结晶生成柱状晶组织，是一个二次再结晶过程[22] 热区内异常长大晶粒对热区前端一次再结晶晶粒吞并的难易程度，是影响定向再结晶后合金组织的主要因素 本文基于热轧合金的静态再结晶行为，结合定向再结晶后的柱状晶形貌进行热轧Cu71Al18Mn11合金定向再结晶机理的讨论，以从本质上揭示工艺参数对定向再结晶组织的影响

图10给出了抽拉速度为5 μm/s时不同热区温度的定向再结晶组织 可以看出，柱状晶生长并未在最终热区停止的位置结束，而是沿着定向再结晶方向在其前方一段距离后停止，且这个距离随着热区温度的升高而增大 这表明，柱状晶对一次再结晶晶粒的吞并并不是发生在热区内，而是在进入热区前的较低温度下就发生了

图10



图10热轧Cu71Al18Mn11合金抽拉速度为5 μm/s定向再结晶后的整体宏观组织

Fig.10Overall optical micrographs of hot-rolled Cu71Al18Mn11 DRred at different temperatures with a drawing speed of 5 μm/s (a) 800℃, (b) 850℃, (c) 900℃

对抽拉速度为5 μm/s的定向再结晶后的柱状晶组织进行EBSD观察，结果如图11所示，图中的箭头方向为热区移动方向 观察柱状晶的取向可以发现，三个热区温度下柱状晶的取向均很杂乱，并不存在择优取向，且小角度晶界占比均较低 这表明，定向再结晶得到的柱状晶之间以大角度晶界为主

图11



图11抽拉速度为5 μm/s不同热区温度定向再结晶样品的柱状晶IPF图

Fig.11Inverse pole figure of columnar grains of samples DRred at different temperatures with a drawing speed of 5 μm/s (a) 800℃, (b) 850℃, (c) 900℃

热轧合金在700、750℃退火10、20、30 min的组织形貌，如图12所示 本文使用的热轧合金其冷却方式为空冷，在冷却过程中析出了大量的α相 热轧合金在700℃退火时部分第二相溶解而生成了大量的细小再结晶晶粒(红色箭头)，且随着退火时间的延长再结晶数量增加，但是未溶解的第二相的钉扎使再结晶晶粒晶界难以迁移 因此，随退火时间的延长一次再结晶晶粒明显增多但是尺寸的变化不大 热轧合金在750℃退火时大量第二相回熔，对一次再结晶晶界的钉扎作用减弱，使再结晶晶粒不再均匀分布，而是长大了的再结晶晶粒(黄色箭头)与新生成的再结晶晶粒(红色剪头)同时存在，且随退火时间的延长再结晶晶粒进一步长大 用EBSD手段表征热轧态合金在700℃退火30 min和750℃退火20 min后的样品，结果如图13所示 可以看出，热轧合金在700℃退火30 min后大量的细小一次再结晶之间以小角度晶界为主，比例高达79% 热轧合金在750℃退火20 min后，一次再结晶晶粒长大但小角度晶界占比下降至26.4%

图12



图12热轧Cu71Al18Mn11合金等温退火后的金相照片

Fig.12Optical micrographs of hot-rolled Cu71Al18Mn11 alloy after isothermal annealing (a) 700℃-10 min, (b) 700℃-20 min, (c) 700℃-30 min, (d) 750℃-10 min, (e) 750℃-20 min, (f) 750℃-30 min

图13



图13热轧Cu71Al18Mn11合金在700℃退火30 min后的IPF图、再结晶分数和晶界分布以及在750℃退火20 min后的IPF图和晶界分布

Fig.13Inverse pole figure (a), recrystallization fraction (b) and grain boundary distribution (c) of hot rolled Cu71Al18Mn11 alloy after annealing at 700℃ for 30 min and inverse pole figure (d) and grain boundary distribution (e) after annealing at 750℃ for 20 min

在定向再结晶过程中，随着温度的升高，变形组织中的第二相溶解、应力释放，发生再结晶 在定向再结晶过程中异常长大晶粒的前端是一个梯度组织，依次为异常长大的再结晶晶粒、细小的一次再结晶晶粒、处于回复状态的未再结晶组织和变形态组织 结合图11和图13可以推断，一次再结晶晶粒中与周围晶粒呈大角度晶界的晶粒具有异常长大的潜力 与Ni基高温合金定向再结晶相似[25]，热区温度和抽拉速度通过影响一次再结晶晶粒的长大程度来影响最终的定向再结晶组织 若异常长大前端的一次再结晶晶粒充分长大，大角度晶界占主导的再结晶晶粒难以被异常长大晶粒吞并，最终生成为粗大的等轴晶组织(图14a) 若一次再结晶晶粒来不及长大则小角度晶界仍占主导时晶粒就被异常长大晶粒吞并，最终可生成柱状晶组织(图14b)

图14



图14定向再结晶过程中等轴晶和柱状晶生长的示意图

Fig.14Diagram of equiaxial grains (a) and columnar grains (b) growth in directional recrystallization

根据温度变化曲线(图3c)，抽拉速度为2 μm/s时，在定向再结晶过程中合金的某一点从700℃升至热区温度用时约为60~90 min，热区温度越高则用时越长 在此抽拉速度条件下合金在适宜再结晶的温度范围内停留的时间较长，使一次再结晶充分长大，大角度晶界比例提高使异常长大晶粒的晶界难以迁移，最终生成粗大的等轴晶组织 热区温度越高则一次再结晶晶粒长大越充分，得到的晶粒尺寸也越大 但是，在趋于稳定的一次再结晶中某些晶粒的晶界有迁移优势，也能吞并其他的已经长大了的晶粒而生成柱状晶组织 由于此时柱状晶晶粒与被吞并的晶粒尺寸相近，这些晶粒吞并其前方的晶粒后晶界呈现锯齿状

在抽拉速度为5 μm/s的条件下合金的某一点从700℃升至热区温度，用时约为25~37 min 在此抽拉速度下异常长大晶粒前端的一次再结晶晶粒刚形成，仍然以小角度晶界为主，在第二相的钉扎之下难以长大，与之呈大角度晶界的异常长大晶粒可迅速地将其吞并 如此，二次再结晶长大速度与一次再结晶生成速度达到平衡，使得柱状晶前端的一次再结晶晶粒还未充分长大便被吞并，最终生成大长径比的柱状晶 随着热区温度的升高异常长大晶粒晶界的迁移速度提高，更快地吞并其前端的一次再结晶晶粒而使长大的难以吞并的再结晶晶粒数量减少，于是柱状晶长度增加最终呈现出柱状晶长径比随热区温度的升高而增加的趋势 由于在定向再结晶初始阶段二次再结晶晶粒在横向上互相碰撞，迁移速度类似而不能互相吞并，相互之间成平直边界 而在后续的定向再结晶过程中，未来得及长大的一次再结晶晶粒尺寸很小，柱状晶宽度方向的晶界吞并这些晶粒并不影响长度方向的柱状晶之间的界面，故而最终生成柱状晶的晶界为平直的晶界

在抽拉速度为15 μm/s的条件下，合金的某一点从700℃升至热区温度只需8~13 min 此时抽拉速度大于异常长大晶粒吞并其前方的一次再结晶的速度，柱状晶生长前端界面逐渐向热区移动，而界面后的一次再结晶晶粒出现了新的处于优势的异常长大晶粒，使上一时间段处于优势的柱状晶停止生长 这个过程不断重复，最终生成尺寸和长径比都较小的柱状晶组织 在温度梯度相同的情况下，热区温度越高其与700℃温度线之间的距离约大，相当于延后了柱状晶停止生长的时间，使柱状晶的宽度和长度都有所增加

抽拉速度和热区温度，通过影响定向再结晶组织而影响了合金的超弹性性能 抽拉速度为15 μm/s时定向再结晶生成是细小柱状晶与等轴晶的混合组织，仍然存在较大数量的三叉晶界 由于CuAlMn系合金易在晶界处开裂，超弹性性能仍然较差 但是热区温度升高，柱状晶尺寸的增大和等轴晶数量的减小使三叉晶界数量降低，合金的超弹性性能有所提高 800℃时最大超弹性应变只有3.54%，而900℃时最大超弹性应变提升至8.71% 抽拉速度为2 μm/s时定向再结晶生成的组织以等轴晶为主，且尺寸随着热区温度的升高而增大，影响性能的三叉晶界数量减少，因此超弹性性能有一定程度的提高，800℃时的最大超弹性应变为6.34%，900℃时升至9.99% 抽拉速度为5 μm/s时定向再结晶生成厘米级的大长径比柱状晶组织，基本消除了垂直于应力方向的晶界，因此超弹性性能大幅度提高 900℃时柱状晶的长径比最大，最大超弹性应变达到了11.65% 综上所述，本文的结果表明，调整定向再结晶工艺参数，用定向再结晶可生成超弹性性能优良的厘米级柱状晶组织

4 结论

(1) 75%变形量热轧态Cu71Al18Mn11合金的定向再结晶组织随着抽拉速度的改变而改变

(2) 75%变形量热轧Cu71Al18Mn11合金在热区温度为900℃、抽拉速度为5 μm/s时其超弹性性能最优，应变量为12%时残余应变为1.1%，超弹性应变为9.05%，最大超弹性应变为11.65%

(3) 抽拉速度和热区温度通过影响定向再结晶过程中柱状晶吞并其前端一次再结晶晶粒的速度来影响热轧Cu71Al18Mn11合金定向再结晶组织，进而影响超弹性性能 当热区移动的速度、柱状晶吞并前端一次再结晶晶粒的速度、柱状晶前端生成一次再结晶晶粒的速度三者达到平衡时柱状晶界面持续推进，最终生成大长径比的柱状晶组织

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Elevated temperature directional recrystallization of high-purity nickel

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DOI [本文引用: 1] class="outline_tb" " />

Directional recrystallization of an Fe–6.5wt%Si alloy was investigated by changing hot zone temperatures and growth rates. Elongated (columnar) grains with an aspect ratio more than 10 can be produced when growth parameters are carefully adjusted. It was found that at a fixed growth rate, the grain length and aspect ratio increase with increased hot zone temperatures. At a fixed hot zone temperature, there is a critical growth rate at which columnar grains have the largest average aspect ratio. Below or above this growth rate, the aspect ratio decreases. Texture and grain orientation analysis showed that the preferentially selective growth to form columnar grains was favored by the formation of low-energy surfaces and grain boundaries.

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Elevated temperature directional recrystallization of high-purity nickel

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Electron backscattered diffraction has been used to characterise the three different kinds of boundaries that occur in grains that are generated by secondary recrystallization during directional annealing of high-purity nickel. Boundaries between columnar grains (CC boundaries) can be twin boundaries, low-angle boundaries or high-angle grain boundaries. The frequency of low-angle CC boundaries dropped from 25% to 0% while the frequency of the high-angle CC boundaries increased from 19% to 67% when the annealing temperature was increased from 1000 degrees C to 1200 degrees C. The misorientation angles of boundaries between columnar grains and small equiaxed grains ahead of them (CE boundaries) was random at 1200 degrees C but had a 40 degrees rotation relationship about ⟨111⟩ at 1000 degrees C. It was found out that the character of the CC boundaries is determined by relative mobility of the CE boundaries, which is determined by the processing temperature rather than the energy of the CC boundaries themselves. The character of the island grain boundaries sometimes found with columnar grains was not affected by the annealing temperature or the drawing velocity.

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A review of shape memory alloy research, applications and opportunities

2

2014