随着航空航天器向高速化、大型化和复杂化方向发展,飞行器的框梁承力构件、紧固件、高强度弹簧等结构对钛合金的性能提出越来越高的要求。超高强钛合金成为了新一代航空航天器的关键结构材料。热处理技术作为挖掘金属材料力学性能潜力的重要手段在钛合金领域也得到广泛应用。掌握钛合金中的相变和组织演变规律是制订可靠热处理制度的关键。当前国内外研究主要是在恒温条件下进行,但得到的结论难以反映连续加热和冷却过程中相变和组织变化。又因晶体缺陷是影响相变的重要因素之一。因此,研究钛合金在连续加热和冷却过程中相变和组织演变规律,掌握晶体缺陷对钛合金时效过程中相变影响,成为超高强钛合金热处理技术开发中急需解决的问题。为此,本文以西北有色院自主研发的新型超高强钛合金Ti-1300合金为对象,采用膨胀法并结合OM、SEM、TEM、EBSD和XRD等分析手段,系统研究了合金在连续加热、固溶处理、时效和连续冷却过程中的相变和组织演变,并研究了合金固溶后的室温变形及对合金相变的影响。主要研究内容和结论为:基于修正后的Johnson-Mehl-Avrami方程,计算出Ti-1300合金在连续加热过程中α+β→β相变的激活能,揭示了α+β→β相变是一个典型的形核-扩散控制型相变;并用Arrhenius和Beck方程,建立了合金在等温条件下的β晶粒长大模型,计算出β晶界迁移的表观激活能。发现了合金在α+β两相区固溶时,初生α相的形态逐渐从“细针状”向“棒状”演变,位置也逐渐从晶内迁移到晶界上,并用LSW理论揭示了粗化机制主要是由原子沿着晶界扩散而聚集长大形成的。系统研究了β晶粒尺寸、初生α相、变形速率(0.008s-1~0.08 s-1)对固溶态Ti-1300合金的室温变形的影响,发现变形过程中都没有发生应力/应变诱发马氏体的产生,而是以位错滑移为主,从合金的化学成分的角度进行了解释。发现了固溶态合金的室温拉伸变形后组织中出现择优取向,并随着变形量的增加,合金中β晶粒取向逐渐趋为<110>取向。利用杠杆定律处理Ti-1300合金在等温时效过程中长度变化效应,获得了固溶态合金的亚稳β相等温分解动力学方程中Avrami指数n和反应常数K,从而建立了合金固溶后亚稳β相等温分解JMA方程。发现了合金在350℃等温时效时亚稳β相的分解方式为:β→ω+β→α+β;在400℃保温1h时亚稳β相的分解方式为:β→β′+β→α+β;500~700℃时效时,亚稳β相的分解方式为:β→α+β。基于Avrami指数n和组织观察,阐明了次生α相的形核机制为原β晶界和晶粒内部开始形核,且形核率逐渐衰减。系统研究了预冷变形对固溶态Ti-1300合金时效的影响,发现合金经预冷变形后进行等温时效,预冷变形留下的晶体缺陷加剧了α相的析出,并表现出明显的变体选择效应。经过连续加热实验研究,发现了预冷变形推迟了合金中β→ω相变。基于KAS方程,计算出未变形、预变形量为2.5%、5%和7.5%的固溶态Ti-1300合金的非等温ω相激活能。激活能随着预变形量的增加而增大,这是推迟β→ω相变的主要原因。采用膨胀法和金相法,系统研究了Ti-1300合金从β相区连续冷却中组织演变规律,发现不同取向的α相首先在β晶界处形成,并以薄膜状形态连续分布在β晶界上。随着温度的降低,α相开始不断从β晶粒内部析出,晶界上析出的α相逐渐向晶内生长,并形成α集束。冷却速率大于0.3℃/s时,Ti-1300合金中开始出现了残留的亚稳β相,冷却速率大于3℃/s时,Ti-1300合金中基本全部获得残留的亚稳β相。随着冷却速率的增加,Ti-1300合金的显微硬度先增大,冷却速率为0.3℃/s时,Ti-1300合金的显微硬度达到了最大值,随后又逐渐降低。并建立了Ti-1300合金自β相区连续冷却的转变动力学图(CCT曲线)。