钛铪合金吸放氘行为和相变
采用掺杂合金化技术，基于在Ti中掺杂Hf调控晶格间隙体积而改善氢化物贮氢性能的设想，设计了系列TiHfx合金，进行了磁悬浮熔炼制备、热力学性能、释氘结构演化和吸氘动力学行为的全面深入研究，建立了TiHf-D体系热力学模型，并推测了TiHfx吸氘动力学机理。 利用磁悬浮熔炼法制备的TiHfx(x=0.13，0.26，0.52，1.03)合金成分均一。Hf掺杂显著长大了Ti基体的晶格体积，但合金保持了Ti基体的α相，无杂相生成。合金晶胞参数与组分的关系正偏离于线性，随Hf含量增加偏移量呈增大趋势。 TiHfx体系的P-C-T曲线与H-Ti和H-Zr体系不同，呈现起点陡直、终点缓慢倾斜的单平台特征，无明显拐点。TiHfx合金的P-C-T曲线随着Hf掺杂量的增加，显示了从H-Ti体系双平台到H-Hf体系单平台的过渡过程，整体特征接近于H-Hf体系。随着Hf含量增加，合金氘化物平衡压升高，合金氘化物的平衡压总体上高于组成它们的单质体系。Hf对TiHfx合金的P-C-T性能起决定性作用。TiHfx合金氘化物热力学性质趋近于H-Hf体系，Hf对合金氘化物热力学性质起主导作用。 室温下，Ti吸氘饱和产物为fc.c.结构，Hf吸氘饱和产物为f.c.t.结构。TiHf合金饱和氘化物室温下均为f.c.t.结构，证明Hf对合金氘化物的四方结构具有强稳定化作用。Hf掺杂显著降低了Ti吸氘的体膨胀。 根据金属-氢体系高阶多平台等温模型，将Ti-Hf-H体系倾斜平台看成几个连续水平平台的集合，表征间隙氢的无序状态。利用一个集合参数来简化状态方程，并且采取准化学近似处理互作用能，获得了高阶多平台等温线模型的简化解析式。利用简化模型模拟出TiHfx-H体系的等温线，与实验等温线符合较好，证明高阶多平台等温线模型适用于Ti-Hf-H体系。 利用高温原位XRD技术研究了TiHfx氘化物脱氘过程的结构演化。γ'-相是TiHfxδ-相氘化物高温分解过程中出现的亚稳相，Hf含量升高γ'-相稳定性增强。但无论Hf含量高低，冷却到室温以后，γ'-相全部转变为α-相。Hf含量达到21at.％时，TiHfx饱和氘化物在室温下出现ε-相;随Hf含量升高，ε-相存在的温度范围扩大。随着Hf含量升高，δ-相出现的起始温度不断提高，而δ-相消失的温度则受Hf含量影响不大，基本上在773-813 K之间。除了在TiHf0.13的饱和氘化物脱氘过程出现少量α-相外，其他TiHfx脱氘过程没有α-相存在。随着Hf含量升高，氧化物相出现的起始温度越来越低，表明Hf含量高的合金更容易被氧化。在最高加热温度1123 K时，TiHfx只显示出氧化物相，因为团聚粉末的表面层氧化掩盖了内里的物相。随着Hf含量升高，冷却研磨样品中的α-相与氧化物相的结晶度趋好。Hf氘化物在室温下为δ+ε双相，以ε-相为主。在723-773K温度之间，ε-相全部转变为δ-相。Hf氘化物脱氘过程没有出现亚稳态的γ'-相。 采用恒容变压法研究了TiHfx吸氘动力学。TiHf0.13、TiHf0.26和TiHf0.52吸氘曲线的共同特征在于初始吸氘时速率最高，随着吸氘量的增加，吸氘反应速率降低;随温度升高，氘化物平衡压上升。区别在于以673 K为界，在高温和低温下具有两种不同的特征，在673 K以上，TiHfx吸氘经历α→β→δ二次相变，而673 K以下的吸氘过程只包含α→δ一次相变。通过吸氘动力学研究，证实TiHfx-H体系的共析相变温度在673 K附近。Hf吸氘曲线走势与TiHfx不同，没有出现673 K上下的不同特征。原因在于测试温度范围在共析相变温度之下。 TiHfx和Hf吸氘反应的速率常数受到温度和Hf掺杂量的双重影响。TiHf0.13和TiHf0.26吸氘速率常数随温度升高先减小后增大。而TiHf0.52和Hf吸氘速率常数则随温度上升而递减，没有出现拐点。一定温度下TiHfx吸氘速率常数随Hf含量的变化，以673K为界，变化趋势相反。 利用抛物线-线性模型，推测TiHfx吸氘动力学过程为扩散控制机制。
钛铪合金;脱氘过程;吸氘动力学;共析相变温度
中国工程物理研究院
博士
核燃料循环与材料
朱祖良
2010
中文
TG146.23
132
2016-03-30（万方平台首次上网日期，不代表论文的发表时间）