外文翻译 - 图文(2)

滚动效果的定性评估预热处理和中间退火步骤如图2所示描述了从雪茄熔化锭捏造的三个作为回滚表。看到最大的边缘开裂的样品，经历了最严重的 prerolling热处理工艺(1200°C：24 h)，图3a–c 描述了相应的作为热轧钢板显微组织。为每个雪茄熔化锭的锻造和轧制程序成功。弄坏了OBCC血小板形态,但是一些化学色带，显示图3a–c的BSD扫描电子显微镜图像中的交替光和暗层，表1列出了测量的组成的每个后锭处理，处理的最大氧气增加的测量值为表C，在1200°C暴露24h期间发生,同a2阶段沉淀在表面附近地点的结果，参阅图的底部3(c)，由于这严重预热处理作为冷轧微结构的表C保留大柱状,这是对长度500毫米的顺序。图3c上的细长的颗粒表明，大量的变形（约4：1厚度减少）开始实行轧制过程,和密件抄送阶段再结晶这样做不发生变形过程作为大型密件抄送谷物在场后热处理1200°C：24h,第二阶段被发现是球状的组合：细长的颗粒内的谷物以及图层装饰事先密件抄送晶界。请参阅图3(c)。事先密件抄送粒径的表A和B，其中并没有经过1200°C热处理，人更多，比表C精细数量级。表a，精细的O和密件抄送相粒子被目前整个微观结构。作为处理表B微观结构严重种族隔离和载粒子是高度集中与AlNb(Ti_32Al_34Nb)看到白色的颗粒图3b。这个隔离决心已非均匀的起始锭材料结果[19,21] 这个隔离决心已非均匀的起始锭材料结果[19,21]，它也被视为，为什么会这样Nb含量差异很大的测量值为前和处理后的材料（见表1）。这个隔离决心已由于微观细，枝晶组织，类似处理条件，特别是作为滚动操作，所用的表A，这是不大事先密件抄送晶界和重症隔离，选择了要处理规模大锭。这个隔离决心已由于微观细，枝晶组织，类似处理它是指出，加宽作为处理中存在的化学表A中移除了通过sub transus热治疗、见图4和RT拉伸的平衡强度和伸长率和高架温度蠕变抵抗导致[21]。

图7比较Ti12Al38Nb(a)和(b)伪造铸态微观组织。锻造方向垂直。注意减少在晶粒尺寸在

锻造

3.1.2大锭

低铝包含锭,Ti23Al27Nb andTi12Al38Nb均匀变形,在其中心在锻造。这个帖子锻造可以组装为Ti12Al38Nb被描述在图5 a和b。圆形截面工件可以清楚地看到，在图5a中，虽然是不锈钢罐的暴增目前在其中点见图5b中。图6a和b描述的是提

取的Ti12Al38Nb工件在第二次锻造运行。铸态和伪造的煎饼微观结构对于Ti12Al38Nb和Ti23Al27Nb是描述在图7a和b。8a和b分，并确定了O和密件抄送阶段，使用瞬变电磁法和XRD。很明显在图7a和b,BCC晶粒尺寸明显缩短Ti12Al38Nb。瞬变电磁法的调查显示，密件抄送阶段是无序（指定为b）。结果低铝含量[19,22]对于Ti23Al27Nb,大多数之前的bcc晶界是锯齿状的在锻造,虽然OBCC细长血小板仍,他们是更短和更'blockier'比那些在铸态材料。因此，锭显微结构已经打破了down和方向血小板是比更多随机铸态组织。看来O既密件抄送阶段已被重结晶和结构是只是一个更高锻造作为融化钢锭的版本。Ti25Al25Nb没有经过均匀变形在锻造和剪切在一个约相对于锻造方向45°，照片的帖子锻造可以被描绘为Ti25Al25Nb图9a和b。顶部的圆形形状严重流离失所的工件中可以很容易被图9a。剪板机造成的位移不锈钢可以在两端的顶部和底部的可以大会，见图9b。这行为是可重现作为配置完全相同工件，可以展示下的类似行为同样的锻造条件。然而，在这种情况下初始后立即停止了锻造机有人指出剪切变形，见图10。发病这种不稳定和流的本地化通常是观察到的材料表现出的高学历流软化和：低应变率敏感性[23]。这种水流压力和变形加热感应软化高或(ii)显微组织等基础软化期间发生故障的coarsegrain层状微观结构[23]。在这种情况下前源是更有可能为两者附近 Ti2AlNb所载的锭类似魏氏微结构，然而Ti25Al25Nb表现出更大的压缩比Ti23Al27Nb流动应力,与以前的研究结果相一致在这些材料[19]。因此,位移速率为150毫米min1或一个约0.017s1压缩应变率,而不引起不稳定性和流Ti23Al27Nb本地化,太快速的Ti25Al25Nb锭在982°C，这表明变形的重要影响热诱导期间锻造软化。提取的Ti25Al25Nb工件在最初锻造运行如图所示图11a–c。剪切变形，沿工件顶面发生严重开裂，见图11a。这种剪切和在等温锻造的看到了裂缝这也一直是传统的 a–b钛合金有关流软化和低值率高应变速率敏感性指数，m[23]。若要防止非均匀变形行为，可以大会高度和减少比率减少第二次锻造尝试之前。略有变形的工件，采取从运行（见图10），中断锻造了EDM切成两块，这是后来 re-canned打造同一方向作为第一次的。以前可以大会锻造是大约62毫米高和预定减少比例为2:1。所有其他参数，包括锻造速度，保持不变。锻造变形是统一为此运行如图中所示12a和b。因此只减少可以大会高度，锻造变形的制服是可能在982°C。获得一个类似数量的变形,Ti25Al25Al其他合金,Ti25Al25Nb再次的工件进行删除,电火花切割和再保险罐头在准备第三锻试验。第三个锻造步骤完成一个方向垂直于前两个和减速比再次2:1。最终高度为均匀变形的能大会是约25毫米。类似于Ti23Al27Nb,锭微结构被成功分解,见图13a和 b。然而,在这种情况下,第二相粒子更球形BCC Ti23Al27Nb相比。也请注意下bcc相体积分数为Ti25Al25Nb(Vf0.05)相比,对于Ti23Al27Nb(Vf0.30),比较图8和图13,这是一个

结果的相平衡[19、22)。因此,Ti25Al25Nb材料是可行的在982°C,尽管锭高度需要减少,用于Ti23Al27Nb和Ti12Al38Nb材料。应该指出的是,应用加载初始锻件为Ti25Al25Nb最大和最小的为Ti12Al38Nb。贫穷的原因可加工性的Ti25Al25Nb锭被认为是由于高铝含量和相应的更大的Ophase体积分数。差合金含铝浓度很高的可行性报以前[24]，和微观结构包含更多卷馏分的残体培肥密件抄送阶段表现出较低的等温压缩流动应力[15]，这解释了为什么Ti23Al27Nb(它包含一个中间BCC相体积分数)展出的Ti25Al25Nb加载中间和Ti12Al38Nb。Ti12Al38Nb,完全b在锻造和轧制温度,是最服从锻造和这有关低流动应力和延展性的b阶段。另一方面,Ti25Al25Nb BCC阶段和Ti23Al27Nb被命令(B2)在锻造、轧制温度(19、22),这将影响应用的负载。

图8比较Ti23Al27Nb(a)和(b)伪造铸态微观组织。锻造方向垂直。

图9(a)顶部和(b)侧的观点可以装配在第一次竞选Ti25Al25Nb锻造。注意不均匀变形。

图10这个Ti25Al25Nb可以组装一个中断后锻造运行。锻造方向是水平。注意非变形。

类似于锻造过程,最大的轧制负荷和贫穷的和易性在轧制是通过Ti25Al25Nb展出。单次的滚动减少超过5%的是不可以实现Ti25Al25Nb。最低的轧制负荷和最佳和易性是由Ti12Al38Nb展出,这是能够降低10%的单次的滚动。图14a和b描述可

以组装前和后轧件轧制为Ti12Al38Nb。注意到大量的延长，造成的滚动。图15a和b描述可以组装前和后轧件轧制为Ti23Al27Nb,图16a和b描述职位轧制可以装配和零件的Ti25Al25Nb提取。与不同的雪茄熔化锭的滚动程序比较来自大锭表展示几乎没有边裂。因此,OBCC合金相当适合中间温度轧制与微观结构包含较大的bcc相体积分数提供更好的可加工性,这是符合观测的罗德等人[12]。三为热轧钢板显微结构的低放大倍数BSDSEM图像描述在图17a–c中。这个Ti25Al25Nb表微观结构,图17,很类似于锻造材料,见图13b,与异常，O和密件抄送阶段被拉长的滚动的方向。Ti23Al27Nb滚的微观结构也包含了细长的OBCC阶段,如图17b,然而，他们较少拉长或者更椭圆形，比那些伪造材料，见图8b。此椭圆状 …… 此处隐藏：2987字，全部文档内容请下载后查看。喜欢就下载吧 ……