钛基合金因其独个机能受到了列国粹者的宽泛关注，它拥有很多其他储氢合金所不具备的优质特点，如易于产生的反映前提，可在常温下进行可逆的储氢，储氢量高于大部门合金，含量极为丰硕等。。然而，钛基储氢合金也存在一些问题，成为其钻研与发展的关键制约成分。。例如，合金资料的活化难度较大、平台压变动较大，且可能存在吸氢粉化的景象，这对储氢资料自身造成了不成逆的中伤，影响了资料的使用寿命，严重故障了钛基储氢合金的钻研与发展，使得其进一步深刻钻研变得难题。；；；谏鲜鑫侍，国内一些专家发展了有关的钻研，袁宝国[1]等人用OM法钻研了分歧加氢温度、保温功夫和加氢压力下TC4合金的加氢行为，发现TC4的氢含量会随着热氢温度的增高先上升再降低。。邬桑[2]等人发现TB6会随着加热温度的提高晶粒变动的法规。。江政[3]等人发现TB8合金中的β相会随着置氢量的增大先削减再增多。。段中元[4]发现TA1/Q235复合伙料和TA1/TC4复合伙料其内部结构会在加氢后产生形变，且其形变过程中陪伴着氢化物的天生与分化，期间并无裂纹的出现，证明此两种已有资料进行复合后能有效削减粉化景象的出现。。Yuan等[5]通过钻研发现，热氢处置技术能提高TC4的室温塑性，并分析了热氢处置下TC4合金的室温压缩机能法规及成因。。尝试过程中把热氢处置机理视为气固反映的一种，分析置氢过程中的热力学机能及有关参数，通过对氢压、温度、含氢量之间的关系总结法规并进一步优化加氢反映。。Shen等[6]通过对比纯钛和TC4在分歧温度变动下的PCT曲线图，推算了置氢过程中的热力学参数。。Wang等[7]通过观察TC21在分歧温度变动下的PCT曲线图，推算了置氢过程中的热力学参数。。综上钻研，若能在已有钛合金商标中发现其新的高机能，既对钛合金的钻研有了更深一步的进展，也可最大水平节俭资源和成本，做到在前人的基础上推陈出新。。

1、尝试

1.1尝试原料及设备

本文在储氢分析上重要对TC4、TB6合金吸氢反映的过程和特点进行钻研和分析，再辅以TC17合金加以分析对比，微观描摹分析则是重点对TC4和TB6两者做对比分析。。为保障吸放氢的过程不受过多外界滋扰，所用指标件为均匀粒度为74-100μm的球形粉沫，纯度均在99.99%。。本尝试所用尝试资料如下表1[8-9]。。

所使用氢处置尝试设备为浙江泛泰仪器有限公司出产的FINESORB-3110储氢分析仪器，如下图1所示。。使用的X射线衍射分析设备为德国布鲁克公司出产的D8Advance型X射线衍射仪。。使用电子显微镜(SEM)的设3备为美国Rimonoscientificcompany出产的veriosG4型电镜扫描仪。。

1.2尝试步骤及参数

氢处置尝试在500℃、550℃和600℃三个分歧的氢处置温度下别离进行，且每组尝试在对应温度环境中从0.1MPa到1.0MPa动态加压以进行调节。。尝试时先将处置好的钛合金试样搁置于管式炉炉管中并将炉管抽真空至0.002Mpa，在平台设置好活化参数，即温度450℃，循环放氢2次，单次50分钟，氢压为4MPa，样品仓内置有压力传感器用以监控氢压变动。。氢含量可通过仓内压力与密度推算吸氢量，质量则用天平秤称量得到。。

2、钛基储氢合金资料的储氢机能钻研

氢处置是钻研钛基储氢合金热氢处置技术中极为重要的一环，即为用氢气来改善指标资料个性的处置方式，用到最多的技术为热氢处置技术，即热氢加工（THP），随着此项技术的利用愈来被公共所接受，热氢加工在钛和钛合金的改性上得到越来越多的关注，被宽泛钻研与利用。。其重要是通过氢来作为钛合金中的一时合金元素，氢参与后，合金正本的微观组织得以扭转，有关力学机能也得到肯定水平的提高[10-14]。。除了对力学机能有所提高外，对其室温下塑性也有所提高，同时也能降低钛合金在热锻时的流动应力，并加强其超塑性成型行为[15-18]。。因而，通过对其储氢机能测试钻研PCT曲线图的法规极为重要，方便能更好地意识到合金的氢处置工艺和储氢机能，并利用热氢处置技术对其他力学机能加以改善。。

2.1TC4、TB6、TC17的储氢机能分析

下图3为TC4、TB6、TC17三种储氢合金别离在500℃、550℃和600℃下进行吸氢尝试的PCT曲线图，可直接观测到尝试炉管中样品吸氢量和压力变动之间的关系。。

由图3（a）可看出三种温度下TC4吸氢曲线的法规大体一样，均随着压强的逐步升高，氢气吸附量的提升是一个从急剧再缓慢的一个过程，直至达到平台压平衡，不再进行吸附，变动的拐点随着温度提升略有滞后，这与储氢量的提升有关，一致质量的储氢金属颗；；；崴孀盼露鹊奶岣咦畲笪饬恳苍谔嵘。。反映初始阶段，吸氢速度大体一样，没有很大差距。。由图3（b）可看出三种温度下TB6的吸氢量也是随着吸附压力的增大而提升，且随着温度提升，吸附量有较大差距，600℃时吸氢量的提升速度远高于500℃和550℃，同时也先一步达到平衡压。。在500℃和550℃时，吸氢法规均为缓慢-急剧-缓慢的过程，但600℃由于温度更易于反映进行，反映很快产生，较短功夫就能有较大吸氢量，但最大吸氢量显著不如TC4高约为二分之一。。由图3（c）可看出500℃时TC17反映进行极为缓慢，险些并没有很大的吸氢量变动，而550℃和600℃变动较显著，且550℃的吸氢量要高于600℃时，平衡压也先一步达到，可证明TC17在550℃的吸氢成效要高于600℃。。

图4为同种温度下将三种合金PCT曲线图放在一路进行比力的曲线图，能更直观地看出在分歧温度下5三种储氢合金的吸氢反映对比情况，在500℃平台温度下，同吸氢压力时的吸氢量TC4＞TB6＞TC17，且TC4能与别的两种合金拉开较大差距，TB6和TC17储氢合金的储氢量确无显著差距，此时TC4已达到吸氢的动态平衡，证明在500℃时TC4的吸氢成效要好于TB6和TC17；；；在550℃时TC4与TC17率先达到平台压，吸氢量TC4＞TC17＞TB6，但TC4与TC17并未有较大差距，证明此温度下，TC4和TC17的储氢成效大体一样；；；而在600℃时，三者均可达致吸氢的动态平衡，虽是TC4＞TC17＞TB6，三者能拉开差距，TC4的最大吸氢量约为TC17的一倍，TC17的最大吸氢量约为TB6的一倍，证明在600℃时储氢成效TC4最好，TC17次之，TB6最差。。

2.2TC4、TB6、TC17的吸氢动力学机能分析

氢处置过程中储氢合金的吸氢过程通常能够分为三个阶段：生长期、第一吸氢阶段和第二吸氢阶段[19]。。氢气与钛合金接触之始会由于理论存在的金属氧化物导致氢气无法立即进入到合金中，即产生钝化，随着反映进行，氧化膜会逐步分化，钛合金起头吸氢。。将吸氢数据带入式（1）可得到分歧钛合金在分歧温度下的吸氢反映分数，并绘制出下图5。。

上式中，f代表吸氢过程中的反映分数；；；n代表反映级数，用于暗示在此过程中，是否达到了形核变形的量级要求；；；k指反映速度。。

从图5能够看出，由于预先进行了循环放氢的预处置，在反映进行初始，合金便有氢气的摄入，还可看出，TC4和TB6在很快功夫便能达到反映最大值，但两者的曲线过程却有所差距，TC4反映分数变动曲线是先急剧上升，再缓慢升至最高点，三种温度的曲线走势法规大体一样，温度越升高，愈早平衡。。TB6则是较为匀速的提升至平衡，而TC17达平衡所需功夫会更长，法规与TB6大体一样。。纵观图5，随着温度的提升，TC4并无较大差距，,能看出温度提高后，反映更快，TB6和TC17这一情况区别显著，其中TC17必要较长功夫能力实现此过程。。此外，TC4随着反映进行，吸氢速度缓慢降落，吸氢量逐步趋近于饱和，直至反映实现，而另两者均是以一个近乎等量的增长速度直至实现。。

上式中，p0指尝试前，资料所处环境下的肇始压力；；；pt代表随着功夫变动时，在职一时刻t的氢压；；；pf指实现整个反映后，达到动态平衡时的系统压力，kα暗示钛合金吸氢反映的反映速度常数。。

由图6可知，TC4、TB6能较好地进行拟合，这注明存在着优良的线性关系，合金的吸氢速度随着氢处置温度的升高而加快，而TC17线性拟合差一些，思考到TC17会随着氢含量的增多而使得α相逐步变少，β相持续增多，随着反映进行，α/β相界已经很难分辨，而α相是密排六方结构，是低温不变相，β相是体心立方结构，是高温不变相。。β相会提供更多的空位给氢所占据，所以β相的增多令更多氢涌入，造成了此景象的产生。。β相更多的TB6在同氢压下，其斜率就大于另两者，而TC17在高温下趋于不变，更高温度的曲线其拟合性更差，也是由于此原因而产生[20]。。

2.3TC4、TB6、TC17的吸氢热力学机能分析

下表2所示为在500℃、550℃以及600℃三种温度下氢处置后达至吸氢平衡时各合金中的氢含量，单元为wt%，能够更直观地比力三种钛合金在分歧温度下吸氢量的巨细关系，以及同种钛合金随温度变增高最大储氢量的变动。。

合金在500℃时的活性较低，且虽在尝试前对各试样进行了循环放氢的预处置，但尝试资料为粉末，难以预防可能会出现部门活化不彻底的情况，试样理论仍旧存在肯定量的氧化膜，高温时才会彻底地分化隐没，因而在温度较低时，合金的吸氢成效并不如高温下的成效[21]。。此外，钛与氢反映天生氢化物的反映是可逆的，反映过程随着温度变动动态变动，在500℃-600℃之间，TB6和TC17存在一个较合适的温度使反映达到动态平衡，且此时吸氢量最大，超过这个温度时反而不利于反映进行，使用真空退火的步骤除去钛合金中有余的氢[22]，正是利用了钛氢反映为可逆反映这一个性，钛氢系统中氢引入与排出的特点使氢能够作为一时合金元素使用，这也是热氢处置技术的基础。。

上式中，ΔH指系统内氢化物的焓变量；；；ΔS指系统内氢化物的熵变量；；；R指气体常数量；；；PH2为系统内当氢气达到压力平衡时的值；；；T指系统内温度值。。结合公式（3），能够得到吸氢反映速度常数的天然对数值lnPH2与氢处置温度的倒数1/T之间的关系。。从图7能够看出，lnPH2与反映环境所处温度T之间存在着优良的线性关系。。

凭据图7及PCT储氢的有关数据，可得到对应参数，利用式（3）可求三种合金吸氢反映的焓变及熵变的值，有关参数如下表3。。截距为-△S/R，斜率为△H/R，R为摩尔气体常量，取8.314J/(mol·K)，代入（3）式可求出焓变和熵变，推算了局如下表4。。

上表中能看到三种合金的△H均小于0，证明氢气进入到合金内部的反映为放热反映，而焓变的绝对值巨细反映了反映的放热或吸热水平的强弱,绝对值越大,反映放热或吸热的水平越强，由表4可知，三种钛合金资猜中放热水平之间的巨细关系是TB6＜TC4＜TC17。！！！鱏均小于0，证明样品室内的混乱水平减小，更多的氢气进入到合金内部，空间中氢气物质的量削减，系统自由度大大削减，其绝对值的巨细关系反映了三者的反映剧烈水平，越小则被合金吸入到内部的氢气越多，系统内混乱的氢分子越少，反之，绝对值越大证明系统内混乱的氢分子越多，表4所出现的了局与表2吸氢量的法规相切合。。

3、氢处置对钛基合金微观组织的影响

钛合金中往往存在α相和β相，分歧元素成分的两相占比分歧，TA商标的钛合金为单相合金，其内部绝大部门为α相，TB商标的钛合金同为单相合金，但其内部绝大部门为β相，而TC商标的合金为双相合金，兼具α和β两相。。这三种合金在微观上出现分歧的描摹，内部的氢元平素呈此刻β相上作为不变元素存在，固溶度也相对较高，会以多种大局在钛合金内部扩散或占位，因而这一过程大多较快，这也是钛基储氢合金在储氢合金中占有一席之地的原因。。α钛为密排六方晶格结构，β钛为体心立方晶格结构，随着氢元素的参与，更多的α相被β相所取代，并作为不变相存鄙人来，且拥有降低转变相的温度的作用，继而大大提高了β相的含量[23]，据钻研发现，高温下对钛合金进行置氢处置能够改善内部门歧相的占比，同时也使得晶粒更为细化[24-25]。。因而，钛合金资料的热氢处置微观分析对储氢机能及其他力学机能有很重要的意思。。

3.1热氢处置后TC4合金微观组织分析

高温下对TC4进行氢处置后的扫描电镜微观组织能够对尝试前提与描摹影响之间的关系进行分析，图8所示为TC4合金试样未经高温高压置氢的室温微观组织和别离在500℃、550℃、600℃置氢处置后放大200倍的部门微观描摹图，可通过对理论描摹及颗粒状态进行观测，分析随温度升高对微观组织有何影响。。

图8（a）中的TC4颗粒状态极为圆滑，理论并无裂缝，颗粒之间明显；；；图8（b）为在温度为500℃置氢处置后的微观描摹图，可看到颗粒存在裂缝的出现；；；图8（c）为在温度为550℃置氢处置后的微观描摹图，其中除颗粒出现较为显著的裂缝外，颗粒状态也存在一些的形变，出现不规定描摹的颗粒；；；图8（d）为在温度为600℃置氢处置后的微观描摹图，能从图中显著看出不规定描摹的颗粒增多，且也出现了更多的小颗粒，这与前文所述，温度的增高，反映进行更剧烈，导致氢进入合金数量更多，使得金属出现粉化的景象有很大的关系。。占据空地位置的氢原子对金属原子进行挤压，进而产生膨胀，当晶格膨胀到肯定水平会产生形变，并使得金属出现裂纹。。此外，在吸氢过程中产生的分歧的相态物质同时存在于储合金资猜中，且在放氢过程中，相态逆向变动，分歧相态的晶格错配度不一致，相态间产生内应力，当应力值超过应力极限时产生断裂[26]，这也是导致吸放氢过程中合金产生粉化的底子原因。。

图9为TC4颗粒别离在500℃、550℃、600℃置氢处置后放大500倍、1000倍、2000倍的部门微观描摹图，方便更直观地看出分歧温度下TC4吸氢后的微观描摹图，从500℃至550℃的对比，可直接看出颗粒理论的变形更为严重，且均存在显著的裂纹，在500℃时条状描摹更多，分区域成组散布，存在少量块状集结区域，而550℃则更普遍，极显著的沟壑与凹凸状区域较多地遍布整个颗粒，然而在600℃处置的颗粒上，此种情况又逐步削减，理论更均匀但裂缝也由前面的大且分散变为了藐小且密集，条状或块状区域减小，可以为条状变为更轻微的线状或针状。。即：高温使得氢气活跃性加强，令更多的氢进入到合金内部，继而导致β相的转变温度降落，与此同时，由于环境维持在一个恒温的样品仓中，系统温度不会降落，合金内外存在温度差，推进β相的转变，转变天生的β相在尝试实现时的瞬时降温以至空冷急速降温的情况，持续产生马氏体转变，合金内部会天生针状的马氏体组织[27]。。

由图10可知原始TC4合金重要由α相和β相组成，而在温度550℃和600℃氢处置后出现结构呈心立方结构的δ氢化物的衍射峰，氢气在进入TC4合金后，氢原子会随机散布在四面体的间隙地位[28]。。在尝试实现时空冷急剧降温使相变进一步产生，即β相→α′相。。此外，能从图谱中看到衍射峰产生了宽化的景象，第一种可能是由于在反映进行中天生的δ氢化物衍射峰与合金中原有的α的衍射峰相重叠，产生同种峰的起源不惟一和数量上的增多，会以至肯定水平的宽化。。第二种可能是由于尝试实现时，冷却过程中析出的α′马氏体拥有与α相一样的晶体结构，两者的晶格常数又比力靠近，但两者的成分有所差距[29]，这一情况也会误导软件的判定，令两者呈此刻统一峰上。。除宽化外，也产生了向低角度偏移的情况，经查阅可知，这是由于在氢气进入合金内部后，会占据原结构中的间隙地位，随着越多的间隙被占据，会导致晶格产生膨胀，继而令合金内部的晶格常数增大，晶格常数增大后峰之间的间距也会增大，峰会向右进行偏移[30]。。随着更多的氢原子占位，当粉碎了晶格的整体结构，甚至还会出现峰值降低的情况。。此外，相变的产生和可逆性不休产生导致晶粒细化，愈多的氢气被吸入，粉化景象越显著，粉化水平越大，这就使得晶粒数越多，继而偏离布拉格前提的晶粒数也会增多，衍射峰出现宽化甚至偏移，相的转变同时会令对应衍射峰的峰值降低或增高。。凭据上述对X射线衍射图谱的观测和分析，可发现对TC4合金粉末进行热氢处置前后的相组成会产生显著的变动。。氢元素在合金内部的饱和度β相是高于α相的，因而，在TC4合金进行热氢处置时，大部门的氢元素会优先溶化在α相中，当氢含量超过了α相的溶氢阙值，即高于饱和度时，会产生部门相变，即αH→αH+βH，但随着越多的氢气进入，氢含量又会超过β相的氢饱和阙值，又会产生进一步的相变，即βH+H→δ。。又知氢气在与钛合金接触之始便会有氢化物的产生，即α→αH、β→βH。。其形成与加氢后β反映温度的降低和α相Al的富集有关[31]。。仅在高温情况下，δ氢化物通常不会在α相中析出，但当氢处置后的TC4合金冷却至室温时，由于氢元素在α相中的溶化度降低，δ氢化物往往会在αH相中析出[32]。。Sieverts常数随加氢温度从500℃增长到550℃而增长，当加氢温度为550℃时，β相的氢含量会增长，此时的TC4钛合金中的δ氢化物含量要大于500℃时的δ氢化物含量，且大量的氢溶于β相和δ氢化物中。。由于动态增压使得更多的氢溶与合金内部，一些较为藐小的颗粒较早地便会出现针状α′马氏体，且β相也因冷却的关系会转变为α′马氏体[33]。。

3.2热氢处置后TB6合金微观组织分析

图12（a）中的TC4颗粒状态极为圆滑，理论并无裂缝，颗粒之间明显，个别理论存在凹坑可以为资料制作时导致；；；而从后续图12（b）和12（c）能显著看出区域内的形变颗粒数显著增多，且形水平也愈多，而至图12（d）能看出虽有形变，但单元面积形变数却不及在550℃温度下置氢处置的形变数量多，这与前文所述TB6吸氢法规相符，及在550℃情况下拥有较为美满的吸氢成效，与氢反映越发彻底，造成这一景象的原因归根为β相的晶粒增长行为。。经查阅与上述尝试了局可知，β晶粒尺寸的成长会随着温度的变动出现肯定法规性，即在500℃、550℃、600℃三种温度下对合金氢处置，易随着温度的增高，β晶粒的尺寸先缓慢增长，尔后以一种较快的速度增长，此外，合金内部的晶粒成长速度也与温度变动有肯定关系，即随温度的升高晶粒成长得也愈快。。晶粒的长大是一种多维物理化过程，在此作用下β晶界产生迁徙，并最终导致晶粒长大[34]。。而晶粒长大的了局就是占据更多的区域，创制更多的间隙供氢原子的占位，在尝试区间内550℃时达到增长的平衡点，后续由于氢化物趋于不变，不再进一步反映，故而600℃置氢处置后反而不如550℃的情况。。

图13为TB6颗粒别离在500℃、550℃、600℃温度下置氢处置后放大650倍、1000倍、2000倍的部门微观描摹图，这类钛合金综合了a-β钛合金和亚不变β钛合金的利益，既拥有高的强度、较深的淬透截面，又拥有优良的拉伸塑性和断裂韧性。。由图13（a）、13（d）、13（g）可看到在500℃氢处置后，在颗粒理论产生大量裂纹与条状沟壑区域，但可视区域内并无过多形变，且伴有部门深色块斑。。而在550℃置氢处置后，出现部门颗粒的不规定形变，且观察（h）可看到经过2000倍放大后，颗粒理论遍布深色的块斑，而600℃氢处置的TB6颗粒理论无显著色差区域，但整体色彩偏深。。造成此原由于随氢原子的增多使得晶界变得不陆续，晶界及晶内均析出了更多的玄色物质（即α相和δ氢化物），当氢处置温度为550℃时，达到转换的动态平衡，玄色物质较为均匀地散布。。但随着温度持续增长，由于α相和β相是可逆地进行转变，置氢TB6合金组织中α相相对于峰值逐步削减，合金组织晶内的α相部门已转变为β相，且在更高倍数的描摹图中置氢TB6合金组织中α相的数量更为削减，合金的整个基体根基均为晶界光滑平直的β晶粒[3]，切合（j）图中的描摹特点。。这与前文对TB6的吸氢动力学及PCT曲线分析一致，在550℃拥有更高的储氢机能，相变法规在后文X射线衍射图谱中有更为直观的分析论证。。

由图14可看出，对比图14中谱线（a）、（b），合金组织中β相的衍射峰值减弱，α相峰值加强；；；但在谱线（c）中，即经550℃热氢处置后的衍射图谱可看到出现了β相峰值增高、α相峰值减弱的情况。。这批注在肯定温度领域内，随加氢温度的增高，合金组织中的β相的含量会先削减后逐步增长的过程，而α相与β相正相反，其含量会先增长后削减，与微观显微组织的变动一致，即当氢处置温度为550℃时，达到转换的动态平衡，玄色物质较为均匀地散布，造成这一景象的原因是当愈多的氢元素进入到合金内部，高温时由于氢的参与既能推进合金组织中α相向β相的转变，也能肯定水平上降低合金的临界冷却速度[35]。。第一组氢处置尝试中加氢温度为500℃，此时的温度不能使合金达到临界冷却速度，所以β相不变性不是很高，易产生相变，部门β相共析转变为α相和δ相，其中α相占大部门，但当加氢温度达到550℃时，由于氢的作用会令临界冷却速度降低至尝试前提下的冷却速度，从而使更多的β相保留下来。。β相的衍射峰产生了向低角度偏移的景象，此景象的产生同TC4峰偏移的景象大体一样，也是由于温度的增长令更多的氢进入到合金内部，继而使得β相的晶格常数增大，布拉格衍射角减小造成的。。热氢处置后的TB6合金粉末内部还出现了结构为面心立方结构的δ氢化物，其部门峰与α相是重叠的，这就造成了部门衍射峰的宽化景象。。此外在谱线（c）的图谱中还发现了ω亚稳相，此种相往往与β相共生计在，但其尺寸却不如β相[36]，它的存在与会扩大上述两种图谱变动的差距性景象。。

4、结论

（1）在500℃平台温度下，同吸氢压力时的吸氢量TC4＞TB6＞TC17；；；在550℃时TC4与TC17率先达到平台压，吸氢量TC4＞TC17＞TB6，但TC4与TC17并未有较大差距；；；而在600℃时，三者均可达致吸氢的动态平衡，虽TC4＞TC17＞TB6，三者能拉开差距，TC4的最大吸氢量约为TC17的一倍，TC17的最大吸氢量约为TB6的一倍。。

（2）三种合金的△H均小于0，证明氢气进入到合金内部的反映为放热反映。！！！鱏均小于0，证明样品室内的混乱水平减小，更多的氢气进入到合金内部，空间中氢气物质的量削减，系统自由度大大削减。。其中TC4、TB6、TC17的焓变值顺次为：-7583.715、-1235.868、-10617.202，三者的熵变值顺次为：-1.330、-1.397、-0.266。。

（3）钛合金吸放氢过程中合金产生粉化的底子原因是：在吸氢过程中，过多氢原子占据空地导致晶格过度膨胀以及产生的三种相态物质可逆变动导致过大内应力共同作用导致的了局。。

参考文件：

[1] Yuan B G, Wang Y J, Zheng Y B, Gong L Q. Hydrogenation Behavior of Ti6Al4V Alloy[J]. Rare Metal Materials and Engineering, 2017, 46(6): 1486-1490.

[2] 邬 桑，欧阳德来，鲁世强等. TB6 钛合金 β 热处置晶粒成长及片层转变行为[J]. 材 料 热 处 理 学 报,2015,36(4):20-24 

（Wu Sang, Ouyang Delai, Lu Shiqiang et al. Grain growth and lamellar transition behavior of TB6 titanium alloy β by Heat Treatment [J]. Journal of Material Thermal Processing,2015,36(4):20-24.） 

[3] 江政,李萍,袁宝国等. 热氢处置对 TB8 钛合金组织和相变的影响[J]. 罕见金属与硬质合金,2012,40(6):23- 26 

（Jiang Zheng, Li Ping, YUAN Baoguo et al. Effect of hot hydrogen treatment on microstructure and phase transformation of TB8 titanium alloy [J]. Rare Metals and Cemented Carbide,2012,40(6):23-26.） 

[4] 段中元.基于钛合金吸放氢反映的智能变形资料钻研[D].湖南：中南大学，2022. 

（Duan Zhongyuan. Research on intelligent deformable materials based on hydrogen absorption and desorption reaction of titanium alloys [D]. Hunan: Central South University, 2022.） [5] Yuan B G, Zheng Y B, Gong L Q et al. Materials & Design[J],2016, 94: 330 [6] Shen C C, Perng T P. Acta Materialia[J], 2007, 5 

[7] Wang Xiaoli, Zhao Yongqing. Rare Metals[J], 2020, 39(12):1413 

[8] 韩双. Ti55531 钛合金热变形行为钻研[D]. 哈密: 燕山大学, 2018. 

（Han Shuang. Study on Thermal deformation behavior of Ti55531 titanium alloy [D]. Qinhuangdao: Yanshan University, 2018.） 

[9] Li Changyong, Wei Xin, Zhao Xingdong et al. Titanium Industry Progress [J], 2021, 38(3): 1 

[10] Yu Qiqi, Wen Daosheng, Wang Shouren et al. Coatings[J], 2020,10(1): 52 

[11] Zhang Zhaohui, Liu Quanming, Liu Shifeng et al. Rare MetalMaterials and Engineering[J], 2019, 48(1): 104 

[12] Yuan Baoguo, Liu Dahai, Li Chunfeng. Rare Metal Materialsand Engineering[J], 2014, 43(9): 2104 

[13] Wang Xiaoli, Zhao Yongqing, Wei Xiaowei et al. Transactionsof Nonferrous Metals Society of China[J], 2014, 24(1): 82 

[14] Li Miaosen, Zhang Weifu, Zhu Tangkui et al. Rare MetalMaterials and Engineering[J], 2010, 39(1): 1 

[15] Yuan Baoguo, Du Jiangfei, Zhang Xiaoxue et al. InternationalJournal of Hydrogen Energy[J], 2020, 45(46): 25 567 

[16] Ma T F, Chen R R, Zheng D S et al. Materials Letters[J], 2018,213: 170 

[17] Wang Xuan, Wang Liang, Luo Liangshun et al. Journal of Alloysand Compounds[J], 2017, 728: 709 

[18] Li Xifeng, Chen Nannan, Wu Huiping et al. InternationalJournal of Hydrogen Energy[J], 2018, 43(27): 12 455 

[19] 王小丽, 赵永庆, 曾卫东, 侯红亮, 王耀奇. Ti600 合金吸氢的动力学个性[J]. 罕见金属资料与工程, 2009, 38(7): 1219-1222. 

（Wang Xiaoli, ZHAO Yongqing, ZENG Weidong, HOU Hongliang, WANG Yaoqi. Kinetics of hydrogen absorption in Ti600 Alloy [J]. Rare Metal Materials and Engineering, 2009, 38(7): 1219-1222.） 

[20] 周昊,王耀奇,李红等. 置氢 TC17 钛合金组织演变法规及高温变形行为[J]. 罕见金属资料与工 程,2023,52(3):947-952 

（Zhou Hao, WANG Yaoqi, Li Hong et al. Microstructure evolution and high temperature deformation behavior of hydrogenated TC17 titanium alloy [J]. Rare Metal Materials and Engineering,2023,52(3):947- 952.） 

[21] 王玉洁. TC4 钛合金循环热氢处置改性钻研[D].安徽:岳阳工业大学, 2016 

（Wang Yujie. Study on modification of TC4 titanium alloy by cyclic hot hydrogen treatment [D]. Anhui: Hefei University of Technology, 2016）

[22] Arbuzov V L, Vykhodets V B, Raspopova G A. The trapping of hydrogen ions in vanadium and titanium[J]. Journal of Nuclear Materials, 1996, 233-237: 442-446. 

[23] 孙中刚. 置氢钛合金亚稳相变及其室温变形行为的钻研[D]. 大连:大连理工大学, 2009 . 

（Sun Z G. Study on metastable Phase transformation and room temperature deformation behavior of hydrogen-placed titanium alloys [D]. Dalian: Dalian University of Technology, 2009.） 

[24] 曹兴民. 热氢处置对钛合金组织和机能影响的钻研[D]. 西安:西安构筑科技大学, 2005 

（Cao Xingmin. Study on the effect of thermohydrogen treatment on the microstructure and properties of titanium alloys [D]. Xi 'an: Xi 'an University of Architecture and Technology, 2005）

[25] 张鹏省, 赵永庆, 毛小南, 洪权, 韩栋. 热氢处置对 Ti600 钛合金组织和机能的影响[J]. 中国有色 金属学报, 2010, 20(S1):118-122. 

（Zhang Peng Province, Zhao Yongqing, Mao Xiaonan, Hong Quan, Han Dong The effect of hot hydrogen treatment on the microstructure and properties of Ti600 titanium alloy [J] Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2010, 20(S1):118-122.）

[26] 宋强,卢凯发,赵满.铁钛储氢合金资料粉化问题分析钻研[J].船电技术,2020,40(6):15-18 

（Song Qiang, LU Kaifa, Zhao Man. Analysis and study on the Pulverization of Ferrotitanium hydrogen storage Alloy [J]. Marine Electric Technology,2020,40(6):15-18） 

[27] 许川, TC4 和 TC21 钛合金吸氢动力学及微观组织钻研[D].安徽：岳阳工业大学,2019 

（Xu Chuan, Study on Hydrogen absorption kinetics and microstructure of TC4 and TC21 titanium alloys [D]. Anhui: Hefei University of Technology,2019） 

[28] Zhang Y, Zhang S Q. Hydrogenation characteristics of TI-6Al-4V cast alloy and its microstructural modification by hydrogen treatment[J]. International Journal of Hydrogen Energy, 1997, 22(2): 161-168. 

[29] Shan D B, Zong Y Y, Lu T F, Lv Y. Microstructural evolution and formation mechanism of FCC titanium hydride in Ti–6Al–4V–x H alloys[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2007, 427(1): 229-234. 

[30] Niinomi M, Gong B, Kobayashi T, Ohyabu Y, Toriyama O. Fracture characteristics of Ti-6Al-4V and Ti5Al-2.5Fe with refined microstructure using hydrogen[J]. Metallurgical and Materials Transactions A, 1995, 26(5): 1141-1151. 

[31] Yuan Baoguo, Zheng Yubin, Wang Yujie et al. Journal of Alloys and Compounds[J], 2015, 648: 794 

[32] Zhu Tangkui, Li Miaoquan. Journal of Alloys and Compounds[J], 2009, 481(1-2): 480 

[33] Zhang Y, Zhang S Q. International Journal of Hydrogen Energy[J], 1997, 22(2-3): 161 

[34] 崔霞，杜海明，鲁世强. TB6 钛合金 β 相区加热下晶粒成长行为[J].漯河航空大学学报，2016,30（4）：1- 6 

（Cui Xia, DU Haiming, LU Shiqiang. Grain growth behavior of TB6 titanium alloy under heating in β phase region [J]. Journal of Nanjing University of Aeronautics and Astronautics, 2016,30 (4) : 1-6.） 

[35] 张建军，刘建军，等。。Ti-6Al-4V-xH 合金马氏体分化动力学[J].资料科学与工程，2003,39(5):397 – 397. 

（Zhang J J, Liu J J, et al. Martensitic decomposition kinetics of Ti-6Al-4V-xH alloy [J]. Materials Science and Engineering, 2003,39(5): 397-397.） 

[36]《有色金属及其热处置》编写组．有色金属及其热处置[m].北京:国防工业出版社，1981.211. 

（《Non-ferrous metals and their Heat treatment》writing group. Non-ferrous metals and their Heat treatment [m]. Beijing: National Defense Industry Press, 1981.211.）

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