鈦鉿合金吸放氘行為和相變.pdf

1、采用摻雜合金化技術(shù)，基于在Ti中摻雜Hf調(diào)控晶格間隙體積而改善氫化物貯氫性能的設(shè)想，設(shè)計了系列TiHfx合金，進行了磁懸浮熔煉制備、熱力學(xué)性能、釋氘結(jié)構(gòu)演化和吸氘動力學(xué)行為的全面深入研究，建立了TiHf-D體系熱力學(xué)模型，并推測了TiHfx吸氘動力學(xué)機理。
　　利用磁懸浮熔煉法制備的TiHfx(x=0.13，0.26，0.52，1.03)合金成分均一。Hf摻雜顯著長大了Ti基體的晶格體積，但合金保持了Ti基體的α相，無雜相生成。合

2、金晶胞參數(shù)與組分的關(guān)系正偏離于線性，隨Hf含量增加偏移量呈增大趨勢。
　　TiHfx體系的P-C-T曲線與H-Ti和H-Zr體系不同，呈現(xiàn)起點陡直、終點緩慢傾斜的單平臺特征，無明顯拐點。TiHfx合金的P-C-T曲線隨著Hf摻雜量的增加，顯示了從H-Ti體系雙平臺到H-Hf體系單平臺的過渡過程，整體特征接近于H-Hf體系。隨著Hf含量增加，合金氘化物平衡壓升高，合金氘化物的平衡壓總體上高于組成它們的單質(zhì)體系。Hf對TiHfx合金的

3、P-C-T性能起決定性作用。TiHfx合金氘化物熱力學(xué)性質(zhì)趨近于H-Hf體系，Hf對合金氘化物熱力學(xué)性質(zhì)起主導(dǎo)作用。
　　室溫下，Ti吸氘飽和產(chǎn)物為fc.c.結(jié)構(gòu)，Hf吸氘飽和產(chǎn)物為f.c.t.結(jié)構(gòu)。TiHf合金飽和氘化物室溫下均為f.c.t.結(jié)構(gòu)，證明Hf對合金氘化物的四方結(jié)構(gòu)具有強穩(wěn)定化作用。Hf摻雜顯著降低了Ti吸氘的體膨脹。
　　根據(jù)金屬-氫體系高階多平臺等溫模型，將Ti-Hf-H體系傾斜平臺看成幾個連續(xù)水平平臺的集

4、合，表征間隙氫的無序狀態(tài)。利用一個集合參數(shù)來簡化狀態(tài)方程，并且采取準(zhǔn)化學(xué)近似處理互作用能，獲得了高階多平臺等溫線模型的簡化解析式。利用簡化模型模擬出TiHfx-H體系的等溫線，與實驗等溫線符合較好，證明高階多平臺等溫線模型適用于Ti-Hf-H體系。
　　利用高溫原位XRD技術(shù)研究了TiHfx氘化物脫氘過程的結(jié)構(gòu)演化。γ'-相是TiHfxδ-相氘化物高溫分解過程中出現(xiàn)的亞穩(wěn)相，Hf含量升高γ'-相穩(wěn)定性增強。但無論Hf含量高低，冷卻

5、到室溫以后，γ'-相全部轉(zhuǎn)變?yōu)棣?相。Hf含量達到21at.％時，TiHfx飽和氘化物在室溫下出現(xiàn)ε-相;隨Hf含量升高，ε-相存在的溫度范圍擴大。隨著Hf含量升高，δ-相出現(xiàn)的起始溫度不斷提高，而δ-相消失的溫度則受Hf含量影響不大，基本上在773-813 K之間。除了在TiHf0.13的飽和氘化物脫氘過程出現(xiàn)少量α-相外，其他TiHfx脫氘過程沒有α-相存在。隨著Hf含量升高，氧化物相出現(xiàn)的起始溫度越來越低，表明Hf含量高的合金更容

6、易被氧化。在最高加熱溫度1123 K時，TiHfx只顯示出氧化物相，因為團聚粉末的表面層氧化掩蓋了內(nèi)里的物相。隨著Hf含量升高，冷卻研磨樣品中的α-相與氧化物相的結(jié)晶度趨好。Hf氘化物在室溫下為δ+ε雙相，以ε-相為主。在723-773K溫度之間，ε-相全部轉(zhuǎn)變?yōu)棣?相。Hf氘化物脫氘過程沒有出現(xiàn)亞穩(wěn)態(tài)的γ'-相。
　　采用恒容變壓法研究了TiHfx吸氘動力學(xué)。TiHf0.13、TiHf0.26和TiHf0.52吸氘曲線的共同特征

7、在于初始吸氘時速率最高，隨著吸氘量的增加，吸氘反應(yīng)速率降低;隨溫度升高，氘化物平衡壓上升。區(qū)別在于以673 K為界，在高溫和低溫下具有兩種不同的特征，在673 K以上，TiHfx吸氘經(jīng)歷α→β→δ二次相變，而673 K以下的吸氘過程只包含α→δ一次相變。通過吸氘動力學(xué)研究，證實TiHfx-H體系的共析相變溫度在673 K附近。Hf吸氘曲線走勢與TiHfx不同，沒有出現(xiàn)673 K上下的不同特征。原因在于測試溫度范圍在共析相變溫度之下。