热处理对Ti-Ni-Cr低温超弹性合金相变行为的影响

用示差扫描量热仪研究了退火和时效工艺对Ti-50.8Ni-0.3Cr(原子分数,%)低温超弹性合金相变行为的影响.结果表明.350—450℃退火态Ti-50.8Ni-0.3Cr合金冷却/加热时发生A→R/R→A型可逆相变,500℃退火态合金发生A→R→M/M→R→A型相变,550—600℃退火态合金发生A→R→M/M→A型相变,650℃以上退火态合金不发生相变.退火时间对合金相变行为影响不大.随时效时间t_(ag)延长,300℃时效态合金的相变类型保持为A→R/R→A,400℃时效态合金发生由A→R/R→A向A→R→M/M→R→A转变,500℃时效态合金发生由A→R→M/M→R→A向A→R→M/M→A转变.随退火温度升高,合金的R相变温度θ_R先升高后降低,M相变温度θ_M升高,M相变热滞△θ_M降低.合金经300—500℃时效后,θ_R~(400)>θ_R~(300)>θ_R~(500).随t_(ag)延长,θ_R和θ_M先快速升高后趋于稳定,△θ_M先快速降低后趋于稳定.退火和时效态合金的R相变热滞均在4℃左右.     

形变退火态Ti-50.8Ni-0.1Nb合金的相变和形状记忆行为

用XRD、光学显微镜、示差扫描量热仪和拉伸实验研究退火温度(t_a)对冷拉Ti-50.8Ni-0.1Nb(摩尔分数,%)合金组织、相变和形状记忆行为的影响。结果表明:350～700℃退火态Ti-50.8Ni-0.1Nb合金由马氏体M(B19′,单斜结构)和母相A(B2,Cs Cl型结构)组成。随t_a升高,合金组织形貌由纤维状变为等轴状,再结晶温度约为580℃;合金冷却/加热相变类型由A→R→M/M→R→A型向A→R→M/M→A型向A→M/M→A型转变(R-R相,菱方结构),R相变温度降低,M相变温度和热滞先升高后降低,R相变热滞为6.7～9.8℃。350～550℃退火态合金的抗拉强度高于600～700℃退火态合金的,伸长率则远低于后者的。400～550℃退火态合金呈形状记忆效应,350℃退火态和600℃及以上温度退火态合金呈超弹性。随应力-应变循环次数增加,合金应力-应变曲线的平台应力下降。400～550℃退火态合金的形状记忆效应和600℃及以上温度退火态合金的超弹性稳定性良好。     

Ti-Ni-V形状记忆合金及其弹簧的相变和形变特性

用X射线衍射仪、示差扫描量热仪和拉伸实验研究了退火温度Tan和形变温度Td对Ti-50.8Ni-0.5V形状记忆合金丝及其弹簧的相变和形变特性的影响。结果表明:400～600℃退火态合金的室温相组成为B2和R相。冷却/加热时,350～400℃退火态合金发生A→R/R→A(A—母相,R—R相)一阶段可逆相变;450～500℃退火态合金发生A→R→M/M→R→A(M—马氏体相)两阶段可逆相变;550℃退火态合金发生A→R→M/M→A型相变;600℃退火态合金发生A→M/M→A一阶段可逆相变。随Tan升高,R相变温度先升高后降低,M相变温度先升高后趋于稳定,M相变热滞快速降低,而R相变热滞则几乎不受退火温度影响。随Td和Tan升高,退火态Ti-50.8Ni-0.5V合金弹簧的应力诱发M临界切应力升高。     

时效对Ti-50.8Ni-0.1Zr形状记忆合金显微组织、拉伸性能和记忆行为的影响

用TEM和拉伸实验研究了时效工艺对Ti-50.8Ni-0.1Zr形状记忆合金显微组织、拉伸性能和形状记忆行为的影响.300、400和500℃时效态Ti-50.8Ni-0.1Zr合金中Ti3Ni4析出相分别呈颗粒状、透镜状和长条状,时效温度比时效时间对析出相形态、尺寸和弥散度的影响更大.时效处理后合金的强度升高,塑性降低.随时效时间(tag)延长,300℃时效态合金抗拉强度(Rm)升高,断后伸长率(A)降低;400℃时效态合金Rm先升后降,A先降后升;500℃时效态合金Rm降低,A升高.300℃时效1～50 h和400℃时效1 h的合金呈现良好的超弹性,400℃时效5～50 h和500℃时效1～50 h的合金呈现良好的形状记忆效应.随tag延长,300℃时效态合金的应力诱发马氏体相变临界应力降低,能耗升高;400和500℃时效态合金的马氏体再取向应力和能耗均降低.     

热处理对镍钛合金组织和相变特性的影响

通过差示扫描量热仪(DSC)、X射线衍射仪(XRD)、扫描电镜(SEM)和透射电镜(TEM)研究了固溶时效对Ti-50.8Ni和Ti-50.8Ni-0.3Cr合金显微组织及相变特性影响。结果表明,固溶后两种合金组织都由原始拉拔纤维组织转变为等轴晶粒,晶粒随固溶温度升高而长大,固溶后母相主要是B2(B19’)相,同时发现存在Ti Ni3粒子。两种合金的马氏体相变峰值温度Mp随着固溶温度升高及时间延长先降低再升高。500℃时效0.5 h时Ti-50.8Ni合金加热/冷却相变类型是A→R→M1→M2/M→Rr→A,Ti-50.8Ni-0.3%Cr合金相变类型是A→R→M1→M2/M→Rr1→Rr2→A;时效1 h时,两种合金加热/冷却相变类型是A→R→M/M→Rr→A,时效2 h后两种合金加热/冷却相变类型是A→R→M/M→A。     

退火工艺对Ti-50.8Ni形状记忆合金相变和低温形变特性的影响

用示差扫描量热仪和拉伸试验研究了退火温度Tan和退火时间tan对Ti-50.8Ni形状记忆合金相变和低温形变特性的影响。Tan=350～800℃时,随Tan升高,合金冷却/加热相变类型发生由A→R→M/M→R→A型向A→R→M/M→A型再向A→R/R→A型转变(A-母相,R-R相,M-马氏体),且R相变温度TR先升高后降低,M相变温度TM升高,M相变热滞ΔTM降低,R相变热滞ΔTR(约4℃)基本不变。随tan延长,400℃退火态合金的相变类型A→R→M/M→R→A保持不变,500℃退火态合金的相变类型发生由A→R→M/M→R→A型向A→R→M/M→A型转变,且TM升高,ΔTM降低,TR和ΔTR不变。600～700℃退火态合金的塑性显著大于350～550℃退火态合金。在12℃变形时,600℃以上温度退火态合金呈现SE特性,600℃以下温度退火态合金呈现SME特性。随tan延长,合金应力-应变曲线上的平台应力降低。要使Ti-50.8NiSMA在较低温度下获得SE,退火温度应在600℃以上。     

不同热处理态Ti-50.2Ni形状记忆合金的相变特性

用示差扫描量热仪研究了退火温度、退火时间和时效温度、时效时间对Ti-50.2Ni(摩尔分数)形状记忆合金丝相变特性的影响,给出了退火、时效工艺对该合金R、M相变温度和热滞的影响规律。结果表明:350～550℃退火态合金冷却/加热相变类型为A→R→M/M→A(A-母相,R-R相,M-马氏体),600～800℃退火态为A→M/M→A,400℃长时间退火态相变类型为A→R→M/M→R→A;随时效时间延长,300℃时效态合金的相变类型经过A→M/M→A到A→R→M/M→A再到A→R→M/M→R→A的转变,400℃时效态相变类型经过A→M/M→A到A→R→M/M→A的转变,500℃时效态相变类型则保持A→M/M→A不变。     

Ti-50.8Ni合金的相变、形状记忆和超弹性特性

用热重分析仪、X射线衍射仪、光学显微镜、示差扫描热分析仪和拉伸试验研究了Ti-50.8Ni形状记忆合金的组织、相变、形状记忆效应(SME)和超弹性(SE)特性。结果表明,Ti-50.8Ni合金在600℃以下退火后组织呈纤维状,在该温度以上退火后组织呈等轴状。加热温度超过600℃后合金氧化加剧。随退火温度Ta升高,合金冷却/加热过程中的相变类型由A→R→M/M→R→A型向A→R→M/M→A型再向A→R/R→A型转变(A—奥氏体,R—R相,M—马氏体),合金的M相变温度升高,R相变温度降低,M相变热滞降低,合金室温特性由SME+SE向SE转变。形变温度Td<20℃时,合金弹簧呈SME+SE,Td>30℃时,合金弹簧呈SE。随Td升高,合金弹簧的应力诱发M应力升高。     

热处理对Ti-49.8Ni-1.0Co超弹性合金相变行为的影响

用示差扫描量热仪研究了Co对Ti-Ni合金相变特性的影响,以及退火和时效工艺对Ti-49.8Ni-1.0Co(原子分数,%)合金相变行为的影响.结果表明, Co不影响Ti-Ni合金的相变类型,但降低其相变温度,以1.0Co分别取代等量Ti和Ni后,该合金的马氏体相变温度分别降低了109和22℃. 350-450℃退火态Ti-49.8Ni-1.0Co合金冷却/加热时发生A→R→M/M→R→A(A为母相, R为R相, M为马氏体)型可逆相变: 500-550℃退火态合金发生A→R→M/M→A型相变;600℃以上温度退火态合金发生A→M/M→A型相变.随着时效时间的延长,300℃时效合金的相变类型由A→R→M/M→R→A向A→R/R→A转变;400℃时效合金的相变类型由A→R/R→A向A→R→M/M→R→A再向A→R→M/M→A转变;500℃时效合金的相变类型则保持A→R→M/M→A型不变.给出了退火温度及其时间和时效温度及其时间对R和M相变温度和热滞的影响规律.     

Ti-49.8Ni形状记忆合金的氧化、相变和形变特性

用热重分析仪、X射线衍射仪、示差扫描热分析仪及拉伸试验机研究了Ti-49.8Ni形状记忆合金(SMA)的氧化、相变和形变特性.结果表明,退火温度超过600℃时Ti-49.8Ni合金的氧化加剧;400～600℃退火态Ti-49.8Ni合金冷却/加热时的相变类型为A→R→M/M→A(A-母相,R-R相,M-马氏体相),随退火温度升高,合金的马氏体相变温度升高,R相变温度基本不变,马氏体相变热滞先减小后升高,马氏体再取向应力先降低后升高,合金的塑性提高.Ti-49.8Ni合金室温相组成为M和TiO2,呈形状记忆效应;形变温度超过110℃后合金呈超弹性.400～550℃退火态合金的SME特性良好,退火温度高于600℃后合金特性变差;随循环次数增加,Ti-49.8Ni合金弹簧的应变恢复率减小,循环次数超过100次后恢复率衰减变缓.     

添加Cr对Ti-Ni形状记忆合金氧化行为和相变特性的影响

研究了添加Cr对形变退火态Ti-50.8Ni形状记忆合金氧化行为及组织和相变特性的影响.结果表明,添加微量Cr后,Ti-Ni合金的再结晶温度和抗氧化能力有所降低,相变热滞增加,相变温度大幅度降低.随退火温度升高,Ti-50.8Ni合金冷却/加热时的相变类型发生由A→R→M/M→R→A型向A→R→M/M→A型再向A→M/M→A型转变(A-母相,R-R相,M-马氏体),Ti-50.8Ni-0.3Cr的相变类型发生由A→R/R→A型向A→R→M/M→R→A型再向A→R→M/M→A型再向A→M/M→A型转变.随退火温度升高,二合金的R相变温度和M相变热滞降低,M相变温度升高,R相变热滞变化不大,保持在4 ℃左右.     

Cr掺杂对Ti-Ni形状记忆合金相变和循环形变特性的影响

使用示差扫描量热仪(DSC)和拉伸实验研究了Cr掺杂对550℃退火态Ti-50.8Ni(原子分数,%)形状记忆合金相变和循环形变特性的影响.结果表明,Ti-50.8Ni合金冷却/加热时发生B2→R→M/M→B2型可逆相变,掺杂0.3%Cr后所得Ti-50.8Ni-0.3Cr合金的相变类型为B2→R→M/M→R→B2,相...     

Co对Ti-Ni形状记忆合金相变和形变特性的影响

用热重分析仪、X射线衍射仪、示差扫描量热仪及拉伸试验研究了Co对Ti-49.8Ni(at%,下同)形状记忆合金相变和形变特性的影响。结果表明,中温退火态Ti-49.8Ni合金冷却/加热时的相变类型为A→R→M/M→A(A—母相,R—R相,M—马氏体相);随退火温度升高,该合金的马氏体相变温度升高,R相变温度先升高后降低;该合金室温相组成为马氏体,具有形状记忆效应(SME)。用1%Co置换等量Ti后所得Ti-49.8Ni-1Co合金冷却/加热时的相变类型为A→R→M/M→R→A,相变温度低,室温组成相为母相A,具有超弹性(SE)特性。退火温度低于600℃时,Ti-Ni基合金的SME和SE特性良好,退火温度超过600℃后,合金氧化加剧,SME和SE特性变差,塑性显著提高。     

热处理对激冷Ti-50Ni合金薄带相变和形状记忆行为的影响

用甩带法制备了Ti-50Ni形状记忆合金薄带,用X射线衍射仪、扫描电镜、透射电镜、示差扫描量热仪和弯曲试验研究了Ti-50Ni合金薄带的相组成、显微组织、相变行为和形状记忆效应。结果表明,铸态和400~600℃退火态Ti-50Ni合金薄带的显微组织形态呈树枝状,由马氏体相B19'和母相B2组成,加热/冷却过程中发生A→R→M/M→R→A(A-母相,R-R相,M-马氏体)二阶可逆相变。随退火温度升高,Ti-50Ni合金薄带的相组成和显微组织形态变化不大;马氏体逆相变温度T_A、R正相变温度T_R、R逆相变温度T_(Rr)和马氏体相变热滞ΔT_M升高,马氏体正相变温度T_M下降,R相变热滞ΔT_R缓慢降低;M逆相变峰向高温移动,逐渐与R逆相变峰合并。铸态和退火态Ti-50Ni合金薄带皆具有良好的形状记忆效应。     

添加Cr对Ti-Ni形状记忆合金相变和低温形变特性的影响

用示差扫描量热仪和拉伸试验研究了添加Cr对形变退火态Ti-Ni形状记忆合金相变和低温形变特性的影响。结果表明,添加微量Cr后,Ti-Ni合金的R、马氏体(M)相变温度θR和θM大幅度降低,M相变热滞?θM增加,应力-应变曲线的平台应力σM显著提高,超弹性(SE)改善,塑性变差。添加微量Cr后,Ti-Ni合金的低温SE特性大幅改善。室温下,Ti-50.8Ni合金呈现形状记忆效应(SME)+SE,而Ti-50.8Ni-0.3Cr合金则呈现SE。退火温度也显著影响Ti-Ni合金的低温形变特性。在10℃变形时,400～500℃退火态Ti-50.8Ni合金呈现SME,550～650℃退火态Ti-50.8Ni合金呈现SME+SE,而400～650℃退火态Ti-50.8Ni-0.3Cr合金则持续呈现SE。     

Ti-Ni-V形状记忆合金超弹性研究

采用拉伸和应力-应变循环实验研究了退火温度、时效温度、时效时间、形变温度和应力-应变循环对Ti-50.8Ni-0.5V(原子分数,%)形状记忆合金超弹性(SE)的影响。随退火温度的升高,合金的应力诱发马氏体临界应力(σM)先减小后增大,超弹性残留应变(εR)先增大后减小再增大,为了获得优异的室温SE,退火温度应取500~600℃。随时效温度的升高,合金的σM降低,εR增加,SE变差;随时效时间延长,300℃时效态合金的SE稳定,400和500℃时效态合金的SE变差。随形变温度的升高,σM增加,SE改善。随循环次数增加,400℃退火态合金的SE稳定;500℃退火态合金的σM降低;600℃退火态合金的SE由非线性向线性转变。     

Ti-51.1Ni形状记忆合金相变和低温形变特性

用示差扫描量热仪(DSC)和拉伸试验研究了退火温度对形变处理态Ti-51.1Ni(原子分数, %)形状记忆合金相变和低温形变特性的影响。结果表明,随退火温度升高,合金冷却 / 加热时相变类型由A→R / M→R→A型向A→R→M / M→R→A型再向A→R→M / M→A(A-母相B2,R-R相,M-马氏体相)型转变,R相变温度和M相变热滞降低,M相变温度升高,R相变热滞变化不大,保持在6.5 ℃左右。在10 ℃变形时,400~550 ℃退火态合金呈现形状记忆效应(SME)+超弹性(SE)特性,600~700 ℃退火态合金呈现SE特性,随退火温度升高,合金由SME SE向SE特性转变。合金的退火再结晶温度为590 ℃,在590~650 ℃退火后合金可获得50.83 %的断裂应变值,塑变性能优良,成型加工温度可选定在590~650℃之间。在使用该合金制作能耗阻尼器及相关缓冲减震装置时退火处理温度可选择大于550℃;制作超弹性器件时,退火处理温度可选择小于400 ℃和大于600 ℃。     

Ti-51.1Ni形状记忆合金相变和低温形变特性（英文）

用示差扫描量热仪(DSC),光学显微镜和拉伸试验研究了退火温度对形变处理态Ti-51.1Ni(原子分数,%)形状记忆合金相变和低温形变特性的影响。结果表明,随退火温度升高,合金冷却/加热时相变类型由A→R/M→R→A型向A→R→M/M→R→A型再向A→R→M/M→A(A-母相B2,R-R相,M-马氏体相)型转变,R相变温度和M相变热滞降低,M相变温度升高,R相变热滞变化不大,保持在6.5℃左右。在10℃变形时,400~550℃退火态合金呈现形状记忆效应(SME)+超弹性(SE)特性,600~700℃退火态合金呈现SE特性,随退火温度升高,合金由SME+SE向SE特性转变。合金的退火再结晶温度为590℃,在590~650℃退火后合金可获得50.83%的断裂应变值,塑变性能优良,成型加工温度可选定在590~650℃之间。在使用该合金制作能耗阻尼器及相关缓冲减震装置时退火处理温度可选择大于550℃;制作超弹性器件时,退火处理温度可选择低于400℃或高于600℃。     

退火工艺对Ti-Ni-Co形状记忆合金组织性能的影响

用光学显微镜、示差扫描热分析仪、X射线衍射仪及拉伸试验研究了Ti-49.8Ni-1.0Co(at%)形状记忆合金组织、相变和力学性能.结果表明,400 ℃和600 ℃退火态合金的组织分别呈纤维状和等轴状,且冷却和加热时分别发生A(←→)R(←→)M两阶段和A(←→)M一阶段相变.400 ℃退火态合金的马氏体相变热滞大于600℃退火态.退火时间ta对该合金相变类型影响不大,但随ta延长,合金的相变温度升高.室温下,400 ℃和600 ℃退火态合金呈形状记忆效应(SME)+超弹性(SE),600 ℃退火态合金的应力诱发马氏体临界应力和塑性高于400 ℃退火态.随ta延长合金的应力诱发马氏体应力降低.当试验温度Td≤20 ℃时合金呈SME+SE,当Tb≥30 ℃时呈SE.随Td升高,合金的应力-应变滞回面积减小,SE特性增强.     

时效对Ti—50.8Ni—0.3Cr形状记忆合金组织和超弹性的影响

利用TEM和拉伸实验研究了时效工艺对Ti-50.8Ni-0.3Cr（原子分数,%）形状记忆合金（SMA）显微组织和超弹性的影响.随时效时间(t_ag)延长,300℃时效态Ti-50.8Ni-0.3Cr SMA的Ti₃Ni₄析出相呈细小颗粒状,400℃时效态合金的析出相由颗粒状逐渐变为针状,500℃时效态合金的析出相由针状逐渐变为粗片状.时效温度对析出相形态的影响比t_ag显著.随t_ag延长,300和400℃时效态合金的抗拉强度（σ_b）先增大后趋于稳定,σ_b（500℃）先减小后趋于稳定,且σ_b（400℃）>σ_b（300℃）>σ_b（500℃）.300和400℃时效态合金的超弹性优于500℃时效态合金.随t_ag延长,该合金的应力诱发马氏体相变临界应力逐渐减小,300℃时效态合金的超弹性能耗（△W）降低,400℃时效态合金的△W升高,500℃时效态合金的△W先升高后降低.