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Ti-B19合金是我国为某项重点工程自主开发成功的一种亚稳β型钛合金，可以通过热处理使强度—塑性—韧性得到较好的匹配。由于合金在加工工艺—定的情况下，其组织结构的演变主要取决于热处理过程中的相变过程，并强烈地影响合金性能。因此，对Ti-B19合金相变过程的研究在理论和工程应用上均具有重要的意义。
本文以Ti-B19合金为研究对象，在分析钛合金相转变过程及相变动力学影响因素的基础上，采用原位电阻法和同步X射线衍射技术等手段，在国内首次系统地研究了亚稳β钛合金等温相变和连续冷却过程中非等温相变的动力学机制，探讨了固态相转变过程中相形核与长大机理及其组织演化规律，建立了Ti-B19合金等温相变的TTT图和连续冷却相变的CCT图。主要研究内容包括：
对Ti-B19合金在300～700℃温区等温时效的动力学机制进行了系统的研究，结果表明，Ti-B19合金在300℃时效时为单一的ω相转变动力学过程，在350℃等温相变为ω相和α相混合相变过程，400℃以上等温相变为单一的α相转变动力学过程。其中，500～550℃等温时合金的相转变速度最快，相变驱动力和溶质原子扩散速度对相变过程的作用达到最佳配合。在此基础上，获得了Ti-B19合金300～700℃等温相变的JMA动力学方程，求得了Avrami指数n、温度常数K及相转变激活能E值，并对500～550℃温区等温相变动力学进了预测，其结果与实际的α相转变规律吻合。据此，建立了Ti-B19合金等温相变TTT图，确定其“鼻温”在520℃左右。
系统研究了Ti-B19合金等温相变过程中的组织演变规律及相形核和长大机制，结果表明，在300～350℃等温时效时，中间过渡相ω均匀形核并弥散分布于β晶内，亚稳β相的分解方式为β→ω+β→ω+β+α→α+β。400℃以上等温时效后，合金显微组织由稳定的α相和β相组成，亚稳β相的分解方式为β→α+β；随时效温度升高，α相由β晶内优先形核逐渐向β晶界优先形核过渡，其尺寸逐渐增大，在500℃时α相析出数量达到最大值57.7﹪，其与温度之间的关系为fα(T)=-117.06+0.713T-7.2857×10-6T2。
采用Thermocalc(R)热力学软件计算了Ti-B19合金相平衡态时α相和β相化学成分随温度的变化，结果表明，Ti-B19合金中固态相变由溶质原子，特别是Mo、V、Cr等元素的长程扩散控制，α相可以看作为具有化学计量比的“化合物”，而β相则富含溶质原子，进而得到该合金相转变温度为760℃左右，与金相法和差热分析法所测得的相变温度点一致。在此基础上，用Zener长大方程获得了400～700℃各等温温度下α相的长大速率V，其与温度T之间的关系为V=3.799×10-62×T18.92。
系统研究了加热速率对Ti-B19合金等温相变动力学和组织结构的影响，结果表明，加热速率对相转变完成时间无明显影响，但对等温相变动力学影响显著，表现为：低速加热时，ω相的均匀形核析出，为α相形核提供了有利位置，从而导致初始阶段相转变速率较快，且析出的α相为纳米尺度，呈细小针状或颗粒状；当加热速率较快时，α相直接形核长大。
研究和分析了Ti-B19合金从β相区以不同冷却速率连续冷却过程中的组织演变规律和相变动力学，结果表明，α相优先在β晶界处形核并呈针状向β晶内生长，随冷却速率降低，β晶界α相长大，晶内α相开始形核，生成α相的数量增加。采用Scheil叠加性原理和JMA方程，得到了连续冷却过程中相转变量与温度(时间)及冷却速率的相变动力学方程为f(t)=1-exp{-K0(∫0exp(-E/mR(1033+Cvt))dt)m}其中，当冷却速率小于0.08℃/s时，m=1.3，当冷却速率大于0.08℃/s时，m=-1.32581+0.00707Cv·t。由此得出低速连续冷却过程中的α相转变动力学曲线与试验结果基本吻合，并进而建立了Ti-B19合金的CCT图，结合试验观察，得到该合金α相析出的临界冷却速率为0.3℃/s。