Ti-B19合金固態(tài)相變動力學及其組織演變規(guī)律.pdf

1、Ti-B19合金是我國為某項重點工程自主開發(fā)成功的一種亞穩(wěn)β型鈦合金，可以通過熱處理使強度—塑性—韌性得到較好的匹配。由于合金在加工工藝—定的情況下，其組織結構的演變主要取決于熱處理過程中的相變過程，并強烈地影響合金性能。因此，對Ti-B19合金相變過程的研究在理論和工程應用上均具有重要的意義。 本文以Ti-B19合金為研究對象，在分析鈦合金相轉變過程及相變動力學影響因素的基礎上，采用原位電阻法和同步X射線衍射技術等手段，在國內

2、首次系統(tǒng)地研究了亞穩(wěn)β鈦合金等溫相變和連續(xù)冷卻過程中非等溫相變的動力學機制，探討了固態(tài)相轉變過程中相形核與長大機理及其組織演化規(guī)律，建立了Ti-B19合金等溫相變的TTT圖和連續(xù)冷卻相變的CCT圖。主要研究內容包括： 對Ti-B19合金在300～700℃溫區(qū)等溫時效的動力學機制進行了系統(tǒng)的研究，結果表明，Ti-B19合金在300℃時效時為單一的ω相轉變動力學過程，在350℃等溫相變?yōu)棣叵嗪挺料嗷旌舷嘧冞^程，400℃以上等溫相變?yōu)?/p>

3、單一的α相轉變動力學過程。其中，500～550℃等溫時合金的相轉變速度最快，相變驅動力和溶質原子擴散速度對相變過程的作用達到最佳配合。在此基礎上，獲得了Ti-B19合金300～700℃等溫相變的JMA動力學方程，求得了Avrami指數n、溫度常數K及相轉變激活能E值，并對500～550℃溫區(qū)等溫相變動力學進了預測，其結果與實際的α相轉變規(guī)律吻合。據此，建立了Ti-B19合金等溫相變TTT圖，確定其“鼻溫”在520℃左右。 系統(tǒng)研

4、究了Ti-B19合金等溫相變過程中的組織演變規(guī)律及相形核和長大機制，結果表明，在300～350℃等溫時效時，中間過渡相ω均勻形核并彌散分布于β晶內，亞穩(wěn)β相的分解方式為β→ω+β→ω+β+α→α+β。400℃以上等溫時效后，合金顯微組織由穩(wěn)定的α相和β相組成，亞穩(wěn)β相的分解方式為β→α+β；隨時效溫度升高，α相由β晶內優(yōu)先形核逐漸向β晶界優(yōu)先形核過渡，其尺寸逐漸增大，在500℃時α相析出數量達到最大值57.7﹪，其與溫度之間的關系為fα

5、(T)=-117.06+0.713T-7.2857×10-6T2。 采用Thermocalc(R)熱力學軟件計算了Ti-B19合金相平衡態(tài)時α相和β相化學成分隨溫度的變化，結果表明，Ti-B19合金中固態(tài)相變由溶質原子，特別是Mo、V、Cr等元素的長程擴散控制，α相可以看作為具有化學計量比的“化合物”，而β相則富含溶質原子，進而得到該合金相轉變溫度為760℃左右，與金相法和差熱分析法所測得的相變溫度點一致。在此基礎上，用Zene

6、r長大方程獲得了400～700℃各等溫溫度下α相的長大速率V，其與溫度T之間的關系為V=3.799×10-62×T18.92。 系統(tǒng)研究了加熱速率對Ti-B19合金等溫相變動力學和組織結構的影響，結果表明，加熱速率對相轉變完成時間無明顯影響，但對等溫相變動力學影響顯著，表現為：低速加熱時，ω相的均勻形核析出，為α相形核提供了有利位置，從而導致初始階段相轉變速率較快，且析出的α相為納米尺度，呈細小針狀或顆粒狀；當加熱速率較快時，α

7、相直接形核長大。 研究和分析了Ti-B19合金從β相區(qū)以不同冷卻速率連續(xù)冷卻過程中的組織演變規(guī)律和相變動力學，結果表明，α相優(yōu)先在β晶界處形核并呈針狀向β晶內生長，隨冷卻速率降低，β晶界α相長大，晶內α相開始形核，生成α相的數量增加。采用Scheil疊加性原理和JMA方程，得到了連續(xù)冷卻過程中相轉變量與溫度(時間)及冷卻速率的相變動力學方程為f(t)=1-exp{-K0(∫0exp(-E/mR(1033+Cvt))dt)m}其中