1996年世界钛工业的回顾与展望

用轻气炮加载和冲击波测量技术测量Ｔａ和Ｔａ－Ｗ合金在１０＾４／ｓ￣１０＾６／ｓ应变率下的形变行为。根据平板冲击载荷条件，实验上建立了Ｔａ－Ｗ合金的动态响应的本构关系，测量出合金的各动力学特性参数。本研究还就Ｔａ和Ｔａ－Ｗ合金在高应变率下的塑性形变方式、Ｗ的添加和应变率对动态形变过程及动力学性能的影响进行了观察分析和讨论。     

Ta—W合金的动态断裂方式

气炮加载和冲击波测量技术用于研究Ｔａ－Ｗ合金在平板撞击条件下的动态断裂过程。在应变率为１０＾４Ｓ＾－１－１０＾５Ｓ＾－１范围内,平板撞击加载Ｔａ－Ｗ合金支产生两种典型的动态断裂－层裂断口。在中等入射应力下,即入射应力强度稍高于靶的层裂强度时,由晶粒边界形成孔洞连接成微裂纹,裂纹测晶界扩展导致靶样沿晶界刻面断裂的层怕口;     

关于钛的回顾与评价（IV）

Ｔａ－１０Ｗ、Ｔａ－１２Ｗ、Ｔａ－１３Ｗ和Ｔａ－１５Ｗ４种Ｔａ－Ｗ二元合金经电子束熔炼，最终轧制成７．０ｍｍ和１．０ｍｍ厚的板材，并经再结晶热处理。室温力学性能试验表明，合金强度和硬度随Ｗ含量增加线性增长，合金延性随Ｗ含量增加下降不显著，意味着几种高Ｗ含量的Ｔａ－Ｗ合金既有高强度，又有良好的塑性。合金强度与硬度之间亦有线性关系，遵从ｂｃｃ金属的绝热固溶强化模型，但高Ｗ含量合金的实测硬度低于模型计算硬度值，说明合金仍可进行冷加工。在同样条件下，几种合金同纯Ｔａ相比有均匀的显微组织，保证了合金有良好的韧性。对合金的强化机制也作了一定的讨论。     

Ta—12W合金的高温拉伸特性

测量了再结晶态Ｔａ－１２Ｗ合金板的室温至１６００℃的拉伸性能。在室温下拉伸,Ｔａ－１２Ｗ合金展示出良好的固溶强化和优良的延性。提高试验温度,合金的强度和延性均逐渐下降。     

Al—2Mg合金的动态再结晶

单相Ａｌ２ Ｍｇ 合金在３００ ～５３０ ℃ 以０ ．０６９ ～１ ．５８７ｓ－ １ 形变速率扭转到真应变５ ．５ ， 随后立即水冷。采用真应力－ 真应变曲线， 偏振光金相和透射电子显微镜研究该合金热扭转过程的动态复原机制。试验证实， 该合金热扭转过程中发生了动态再结晶， 但在一定的Ｚ 参数范围内发生， Ｚ 参数过大或过小， 只发生动态回复。显微组织分析并没有发现层错的存在。发生动态再结晶的原因是动态回复被抑制， 即在较高形变温度下， 加大形变速率， 而在较低形变温度下， 降低形变速率。     

Ti—6.5Al—2Zr—1Mo—1V钛合金简介

平板撞击载荷造成靶样品层裂过程包括孔洞成核，微裂纹生长成宏观裂纹，裂纹切变扩展导致靶局部或完全剥离。本文重点介绍了Ｔａ和Ｔａ－Ｗ合金靶在中低入射应力的平板撞击载荷下裂纹萌生和发展情况，采用金相和扫描电镱观察和分析了Ｔａ和Ｔａ－Ｗ合金靶的原始显微组织和气炮加载试验后回收靶的显微组织变化．研究了靶样品在平板冲击载荷下裂纹萌生和发展同原始晶粒尺寸及靶中Ｗ含量的关系。结果表明，随着合金元素Ｗ的添加及Ｗ含量     

WC—Co硬质合金中TaC,Cr3C2添加剂的作用机理

研究了添加剂ＴａＣ、Ｃｒ３Ｃ２对ＷＣ－１０Ｃｏ合金组合结构和性能的影响及相关机理。结果表明，添加少量ＴａＣ（ｗ＝２％）、Ｃｒ３Ｃ２（ｗ＝０．４４％）可导致ＷＣ－１０Ｃｏ合金的ＷＣ晶粒明显细化、ＷＣ邻接度下降、γ相平均自由程减小，但强韧性有所下降；Ｃｒ３Ｃ２助长ＷＣ－１０Ｃｏ合金ＷＣ晶粒断续长大；ＴａＣ－ＷＣ固溶体耐碱蚀性差；合金断口中沿ＷＣ－ＷＣ晶界脆断比例增加，ＴａＣ－ＷＣ固溶体晶粒倾向于穿晶劈     

Fe—5Ni合金奥氏体高温变形行为

在温度９７３－１３７３Ｋ，形变速率２×１０＾－５－１．５×１０＾－２ｓ＾－１的试验条件下，研究了Ｆｅ－５Ｎｉ合金奥氏体的高温拉伸变形行为。结果表明：高温变形时峰值应力σｐ与温度Ｔ和形变ε之间符合五式关系：Ｚ＝εｅｘｐ（Ｑ／ＲＴ）＝Ａ（ｓｉｎｈ（ασｐ））＾ｍ。高应变速率区的激活能Ｑ为３１４ｋＪ／ｍｏｌ，与Ｆｅ的自扩散激活能Ｑｓｄ相当，变形由空位扩散所控制；而低应变速率区的Ｑ为２０２ｋＪ／ｍｏｌ，约     

Ni—Ti—Nb宽滞后形状记忆合金的形变诱发马氏体相变及其可逆性

用透射电镜、高分辨电镜、不同温度下的拉伸试验以及电阻率－温度曲线测试研究了Ｎｉ－Ｔｉ－Ｎｂ合金形变诱发马氏体相变及其可逆性，分析了形变诱发马氏体的稳定性和可逆性与其变体界面结构之间的关系。结果表明，Ｎｉ－Ｔｉ－Ｎｂ合金在Ｍｓ－Ｍｓ＾σ温度区间加应力时发生应力诱发马氏体相变，而在Ｍｓ＾σ以上温度加应力时，发生应变诱发马氏体相变。形变对Ｎｉ－Ｔｉ－Ｎｂ合金的应力诱发马氏体界面结构有明显影响，随着拉伸变     

Ti－12Co－5Al合金的超塑变形

采用合适的冶炼及形变热处理工艺获得了具有超细化α－Ｔｉ／Ｔｉ２Ｃｏ双相组织的Ｔｉ－１２Ｃｏ－５Ａｌ合金板材，该合金呈现出优异的高速低温超塑性，在７００℃和３×１０－２ｓ－１的高应变速率条件下延伸率超过２０００％。微观组织研究表明超塑变形促进了Ｔｉ２Ｃｏ粒子的长大和形状变化，在塑性应变高达１５５０％时试样中仍无孔洞产生，应变硬化和应变速率硬化的共同作用是该合金具有优异超塑性的根本原因。