In order to determine a solution-tr

In order to determine a solution-treatment temperature for age hardening, specimens which had previously been slow cooled from 1 100°C were heated to temperatures ranging from 9300 to 1035'C in 15'C increments and quenched into an ice-water bath. Care was taken to break the quartz capsule containing the specimen immediately after quenching. The results indicated that heat treatments of 960'C or higher resulted in a single phase microstructure while at 945°C coarse precipitates were retai-ed. Thus a solution-treatment temperature of 1000°C followed by an icewater quench was used. The above solution-treatment resulted in a grain size of 210 pm. The following observations were made from TEM of solution-treated specimens. First, the absence of superlattice reflections that are characteristic of the ordered .xeta piiasc with a R? structure indicates that the Ti-23-11 alloy is disordered in the solution-treated condition. While an ordered B2 phase has been observed in other ' i-Nb-Al alloys (2-5), it should be noted that these contain more Nb and Al than the present alloy. Secondly, the omega phase was not observed. This is probably a result of the significant amount of Al (1 la/o) present; previous research has shown Al is effective in suppressing omega-phase formation (6). Thirdly, diffuse streaking is apparent in the P directions of the P zone axis selected area diffraction SAD pattern. Such streaking has been observed in other Ti-Nb-Al alloys (2-4) and has been attributed to a 1 1101 lattice instability in bcc-type lattices (7). Thus, we conclude that the Ti-23- 11 alloy retains a disordered bcc lattice upon quenching from 1000*C; athermal omega phase is not present.

Results (Thai) 1:

เพื่อกำหนดอุณหภูมิรักษาโซลูชันสำหรับอายุแข็ง ไว้เป็นตัวอย่างซึ่งก่อนหน้านี้เคยช้าระบายความร้อนด้วย 1 100 ° C มีความร้อนอุณหภูมิตั้งแต่ 9300 1035' C 15' C ที และ quenched เป็นน้ำเป็นน้ำแข็ง ดูแลถูกนำไปทำลายแคปซูลควอตซ์ที่ประกอบด้วยในสิ่งส่งตรวจทันทีหลังจากการชุบ ผลลัพธ์ที่ระบุที่ความร้อนบำบัดของ 960' C หรือสูงส่งผลให้เกิดต่อโครงสร้างจุลภาคเดียวขณะที่ 945° C precipitates หยาบ retai ed ดังนั้น โซลูชันรักษาไข้ 1000° C ตาม icewater ระงับการใช้ รักษาโซลูชันที่ข้างต้นส่งผลให้เมล็ดขนาด 210 น. สังเกตต่อไปนี้แปลงจากยการของโซลูชันรักษาไว้เป็นตัวอย่าง ครั้งแรก การขาดงานของสะท้อน superlattice ที่มีลักษณะของ piiasc .xeta สั่งกับ R โครงสร้างบ่งชี้ว่า อัลลอยด์ตี้-23-11 disordered ในสภาพถือว่าแก้ปัญหา ในขณะที่ระยะ B2 สั่งมีได้พบในที่อื่น ๆ ' i-Nb-Al โลหะผสม (2-5) ควรสังเกตว่า เหล่านี้ประกอบด้วยการเพิ่มเติม Nb และอัลกว่าโลหะผสมอยู่ ประการที่สอง ขั้นตอนโอเมก้าไม่ดำเนินการ นี้อาจเป็นผลของยอดเงินสำคัญของอัล (1 ลา/o) ปัจจุบัน งานวิจัยก่อนหน้านี้ได้แสดงอัลมีผลบังคับใช้ในเมื่อก่อตัวระยะโอเมก้า (6) ประการ streaking กระจายได้ชัดเจนในด้าน P < 110 > < 100 > P โซนแกนเลือกตั้งการเลี้ยวเบนซาดรูปแบบของ Streaking ดังกล่าวถูกตรวจสอบในโลหะผสมอื่น ๆ ตี้-Nb-อัล (2-4) และได้ถูกบันทึกเป็น 1 1101 < 100 > โครงตาข่ายประกอบความไม่แน่นอนใน lattices ชนิดสำเนาลับถึง (7) ดังนั้น เราสรุปว่า สัมฤทธิ์ตี้-23-11 ยังคงโครงตาข่ายประกอบ disordered bcc เมื่อชุบจาก 1000 * C athermal โอเมก้าระยะไม่มี

Results (Thai) 2:

เพื่อตรวจสอบอุณหภูมิของโซลูชั่นการรักษาแข็งอายุตัวอย่างที่ได้รับก่อนหน้านี้ระบายความร้อนช้าตั้งแต่วันที่ 1 100 ° C ถูกความร้อนที่มีอุณหภูมิตั้งแต่ 9300 เพื่อ 1035'C ในการเพิ่มขึ้น 15'C และดับลงในอ่างน้ำแข็งน้ำ การดูแลถูกนำไปทำลายแคปซูลควอทซ์ที่มีชิ้นงานทันทีหลังจากที่ดับ ผลการศึกษาพบว่าการรักษาความร้อนของ 960'C หรือผลที่สูงขึ้นในจุลภาคเฟสเดียวในขณะที่ 945 ° C ตะกอนหยาบเป็น retai เอ็ด ดังนั้นอุณหภูมิของโซลูชั่นการรักษา 1,000 ° C ตามด้วยการดับ icewater ถูกนำมาใช้ แก้ปัญหาข้างต้นการรักษาส่งผลให้ขนาดของเมล็ดข้าวจาก 210 น ข้อสังเกตดังต่อไปนี้ถูกสร้างขึ้นมาจาก TEM ของตัวอย่างการแก้ปัญหาที่ได้รับ ครั้งแรกที่ขาดหายไปของการสะท้อน SUPERLATTICE ที่มีลักษณะของ piiasc .xeta สั่งซื้อกับ R? แสดงให้เห็นว่าโครงสร้างโลหะผสม Ti-23-11 เป็นระเบียบอยู่ในสภาพที่ได้รับการแก้ปัญหา ในขณะที่ขั้นตอนการสั่งซื้อ B2 ได้รับการสังเกตในอื่น ๆ โลหะผสมของ i-NB-อัล (2-5) มันควรจะตั้งข้อสังเกตว่าเหล่านี้มีมากขึ้นและ Nb อั​​กว่าโลหะผสมปัจจุบัน ประการที่สองขั้นตอนที่โอเมก้าก็ไม่ได้สังเกต นี้น่าจะเป็นผลมาจากจำนวนเงินที่สำคัญของอัล (1 ลา / o) ปัจจุบัน; งานวิจัยก่อนหน้านี้ได้แสดงให้เห็นว่าอัลมีประสิทธิภาพในการยับยั้งการก่อตัวเฟสโอเมก้า (6) ประการที่สามพุ่งกระจายเป็นที่ประจักษ์ใน <110> ทิศทางของ P <100> แกนโซน P พื้นที่ที่เลือกรูปแบบการเลี้ยวเบน SAD ลายเส้นดังกล่าวได้รับการสังเกตในโลหะผสมอื่น ๆ Ti-NB-อัล (2-4) และได้รับการบันทึกให้ 1 1101 <100> ความไม่แน่นอนในตาข่ายโปรย BCC ชนิด (7) ดังนั้นเราจึงสรุปได้ว่า Ti-23- 11 โลหะผสมยังคงตาข่าย BCC ระเบียบเมื่อดับจาก 1000 * C; athermal เฟสโอเมก้าไม่เป็นปัจจุบัน

Results (Thai) 3:

เพื่อตรวจสอบโซลูชั่นรักษาอุณหภูมิชุบแข็ง , อายุ , ซึ่งก่อนหน้านี้ถูกช้าเย็นจาก 1 100 ° C มีความร้อนที่มีอุณหภูมิตั้งแต่ 9300 กับ 1035'c น้อย 15'c ดับในน้ำแข็งและน้ำอาบ การดูแลถูกทำลายควอทซ์แคปซูลที่มีตัวอย่างทันทีหลังจากดับผลการวิจัยพบว่า การรักษาความร้อนของ 960'c หรือสูงกว่า ส่งผลให้โครงสร้างจุลภาคในเฟสเดียว ขณะที่ 945 ° C หยาบ ตะกอน retai-ed. จึงเป็นโซลูชั่นรักษาอุณหภูมิ 1000 องศา C ตามด้วย icewater ดับใช้ การรักษาโซลูชั่นข้างต้นมีผลทำให้ขนาดของเกรน 210 00 ข้อมูลต่อไปนี้ได้มาจากแบบของโซลูชั่นรักษาชิ้นงาน ครั้งแรกขาดการสะท้อนซูเปอร์แลตทิซที่มีลักษณะของคำสั่ง xeta piiasc กับ R ? โครงสร้างพบว่า ti-23-11 สัมฤทธิ์เป็นผู้ควบคุมในการแก้ปัญหาสภาพรักษา ขณะที่การสั่งเฟส 2 ได้รับการตรวจสอบใน i-nb-al โลหะผสมอื่น ๆ ' ( 2-5 ) มันควรจะสังเกตว่าเหล่านี้มีมากขึ้นกว่า NB และอัลด์ของขวัญ ประการที่สอง โอเมก้า เฟสก็ไม่ได้สังเกตนี้น่าจะเป็นผลของปริมาณอัล ( 1 ลา / O ) ปัจจุบัน งานวิจัยก่อนหน้านี้ได้แสดงให้เห็นประสิทธิภาพในการปราบปรามการลระยะสุดท้าย ( 6 ) สาม กระจาย streaking ปรากฏใน < 110 > P เส้นทางของ < 100 > P แกนโซนพื้นที่ที่เลือกเลนส์ เศร้าแบบstreaking ดังกล่าวได้รับการตรวจสอบใน NB Al โลหะผสม Ti อื่นๆ ( 2-4 ) และได้รับมาประกอบกับ 1 1101 < 100 > ตาข่ายขาดเสถียรภาพใน BCC แบบแลตทิซ ( 7 ) ดังนั้นเราจึงสรุปได้ว่า ti-23 - 11 โลหะผสมยังคงโกลาหล BCC ขัดแตะเมื่อดับจาก 1000 * C ; athermal โอเมก้าเฟสไม่ใช่ปัจจุบัน