Fe的添加对NiTi形状记忆合金相变行为的影响（英文）

制备了三种名义成分分别为Ni_(50)Ti_(50)、Ni_(49)Ti_(49)Fe2和Ni45Ti51.8Fe3.2(摩尔分数,%)的不同NiTi基合金来揭示Fe的添加对NiTi形状记忆合金相变行为的影响。采用光学显微分析法、透射电子显微分析法、X射线衍射和差示扫描量热法对这些合金的组织和相变行为进行分析。结果表明,Ni_(50)Ti_(50)合金的基体由B19′马氏体相和B2奥氏体相组成。而且,在B19′相中可以观察到孪晶亚结构。然而,三元NiTi Fe合金的组织则为B2奥氏体相。这两种合金的基体中弥散分布着大量的Ti2Ni沉淀相。NiTi形状记忆合金中添加Fe后导致三元合金的相变温度下降。由机理分析可以得到如下结论:这一现象主要是由原子的弛豫引起的,弛豫会导致相变过程中B2相的稳定化。     

退火温度对Ti-51.1Ni形状记忆合金超弹性的影响

用拉伸试验研究了退火温度(T_a)对Ti-51. 1Ni形状记忆合金超弹性的影响。结果表明:随T_a升高,Ti-51. 1Ni合金的应力诱发马氏体相变临界应力σ_M先降低后升高,极小值550 MPa在400℃退火后取得,极大值660 MPa在600℃退火后取得; 350～700℃退火态Ti-51. 1Ni合金的超弹性残余应变ε_r均较小(0. 27%～0. 36%);随应力-应变循环次数增加,350～700℃退火态Ti-51. 1Ni合金保持超弹性,应力应变滞后回线面积和ε_r减小,超弹性及其稳定性提高;要使该合金获得优异、稳定的超弹性,应对其进行500～600℃退火处理和应力-应变循环试验。     

冷轧加工纳米结构Ti_(50)Ni_(48)Co_2形状记忆合金的超弹性行为（英文）

研究冷轧后退火对Ti_(50)Ni_(48)Co_2形状记忆合金显微组织演化和超弹性性能的影响。结果表明,在冷轧制过程中,合金的显微组织经历了应力诱导马氏体相变和马氏体塑性变形、变形孪晶、马氏体中沿孪晶和不同晶界的位错堆积、纳米晶化、非晶化以及马氏体向奥氏体的可逆相变6个基本阶段。在400℃退火1 h后,冷轧样品中形成的非晶相完全晶化,生成了一个完全纳米晶体的结构。这种纳米晶体合金的峰应力高达730 MPa,明显高于粗晶Ni_(50)Ti_(50)和Ti_(50)Ni_(48)Co_2合金。而且,纳米晶Ti_(50)Ni_(48)Co_2合金具有较高的阻尼容量和较好的储能效率。     

辊速对激冷贫镍Ti-Ni形状记忆合金薄带组织和相变的影响

为了开发快响应执行器用Ti-Ni形状记忆合金薄带,采用单辊甩带激冷法制备了Ti-(47,48,49) Ni形状记忆合金薄带,用共聚焦激光显微镜、XRD和示差扫描热分析仪,研究了辊速对贫镍Ti-Ni形状记忆合金薄带显微组织、相组成和相变行为的影响。结果表明,铸态Ti-47Ni、Ti-48Ni、Ti-49Ni形状记忆合金薄带的组织形态呈纵横排列的柱状,辊速越高合金薄带的晶粒越细。3种合金薄带的组成相皆为马氏体M(B19')+母相A(B2),冷却/加热时发生A→M/M→A一阶段马氏体相变。辊速对合金薄带相变类型影响不大,但影响马氏体相变温度和热滞。随辊速增加,Ti-47Ni、Ti-48Ni、Ti-49Ni形状记忆合金薄带马氏体相变温度降低,Ti-49Ni合金薄带马氏体相变热滞减小,Ti-47Ni和Ti-48Ni合金薄带马氏体相变热滞先增大后减小。     

Zr掺杂对Ti-Ni形状记忆合金相变、拉伸性能和循环超弹性的影响

为了开发超弹性优异的Ti-Ni基形状记忆合金(SMA)，以600℃退火态Ti-50.8Ni和Ti-50.8Ni-0.1Zr(摩尔分数)SMA为研究对象，用示差扫描量热仪、XRD、SEM和拉伸试验研究了Zr掺杂对Ti-Ni基SMA相组成、相变行为、拉伸性能和循环超弹性的影响。结果表明：掺杂0.1%Zr不影响Ti-Ni SMA的组成相和相变类型，但降低马氏体相变温度(t_M)，增加相变热滞(Δt)，提高抗拉强度(R_m)，降低伸长率(A)，增强非线性超弹性稳定性。600℃退火态Ti-50.8Ni和Ti-50.8Ni-0.1Zr合金的室温组成相主要为母相B2，冷却/加热时发生B2→B19′/B19′→B2一步可逆马氏体相变；掺杂0.1%Zr后，Ti-Ni SMA的t_M降低了34℃，Δt增加了22℃，R_m增加了79 MPa,A降低了22%。随应力-应变循环次数增加，Ti-50.8Ni合金由部分非线性超弹性转变为线性超弹性，Ti-50.8Ni-0.1Zr合金则始终保持稳定非线性超弹性，两种合金的超弹性残余应变(ε...     

形变热处理制备的纳米晶NiTi形状记忆合金的超弹性行为（英文）

研究冷轧和后续退火形变热处理对Ni_(50)Ti_(50)形状记忆合金超弹性行为的影响。采用铜坩埚真空感应熔炼法制备样品。将成分均匀的样品进行热轧后在900°C退火,然后再进行冷轧,冷轧后样品的厚度有不同程度的减少,最大可达70%。透射电镜检测结果显示严重的冷轧导致Ni_(50)Ti_(50)合金中形成了纳米晶和非晶的复合显微组织。400°C下退火1 h后,冷轧样品中的非晶发生晶化形成纳米晶组织。随着冷轧变形量的增加,在超弹性实验中Ni_(50)Ti_(50)合金的弹性应变增加,变形量为70%的冷轧-退火样品其弹性应变为12%。此外,随着变形量的增加,应力诱导马氏体相变的临界应力提高。值得注意的是,70%变形量的冷轧-退火样品的阻尼容量值为28 J/cm3,明显高于商业NiTi合金。     

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.     

Ti-Ni-Co(Cr,V)超弹性合金的相变和形变特性

用示差扫描量热仪和拉伸试验对比研究了Ti-50.8Ni、Ti-49.8Ni-1.0Co、Ti-50.8Ni-0.5V和Ti-50.8Ni-0.3Cr(原子分数%)超弹性合金的相变和形变特性.结果表明,冷却加热时,400 ℃退火态Ti-50.8Ni-0.3Cr合金发生AR(A-母相,R-R相)一阶段可逆相变,其余3合金发生ARM(M-马氏体)两阶段可逆相变.以Co取代Ni,以Cr、V取代Ti后,Ti-Ni合金的R、M相变温度和相变热降低,M相变热滞增加,R相变热滞变化不大.4种合金室温下皆显示超弹性,加入1.0%Co和0.5%V后,合金的超弹性应力分别减小了130MPa和85MPa,超弹性应变分别减小了1.8和2.4;加入0.3%Cr后,合金的超弹性应力增加了147MPa,超弹性应变减小了2.9;Co、Cr、V的加入使合金的应力-应变回线面积减小.     

退火时间对Ti_(49)Ni_(51)形状记忆合金组织与性能的影响

采用XRD、OM、SEM研究了Ti_(49)Ni_(51)形状记忆合金在450℃退火40、60和80 min时的组织,并研究了不同状态下其显微硬度和压缩力学性能。结果表明:Ti_(49)Ni_(51)合金450℃退火后晶粒均为细长纤维状;当退火60 min时,合金表现出高的抗压强度和大的弹性应变,表现出较好的超弹性特性和良好的形状记忆效应。     

V和Cr对Ti-Ni超弹性合金相变和形变特性的影响

用示差扫描量热仪和拉伸实验研究了V、Cr和退火温度对Ti-50.8Ni(原子分数, %)超弹性合金相变和形变特性的影响. 350-550℃退火态Ti-50.8Ni合金冷却/加热时发生A R M 两阶段可逆相变(A-母相,R-R相,M-马氏体).随退火温度升高,合金的 R 和 M 相变温度θR和θM先升高后降低, M 相变热滞△θM持续降低, R 相变热滞△θR基本不变.加入0.5%V后,合金的相变类型和△θR、△θM基本不变,θR、θM降低;加入0.3%Cr后,相变类型和△θR基本不变, △θM增加, θR和θM大幅度降低.400℃退火态Ti-50.8Ni合金的超弹性应力和应变分别为473 Mpa和6.4%,加入0.3%Cr后,合金的超弹性应力增加到620 Mpa,超弹性应变减小到3.5%;加入0.5%V后,超弹性应力和应变分别减小到388 Mpa和4.9%.当退火温度由400℃升至500℃后,3种合金的超弹性应力均减小.     

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。     

高温退火对Ti-50.84at%Ni合金紧箍环组织及性能的影响

用示差扫描热分析(DSC)、XRD、光学显微镜等方法研究了850 ℃退火对Ti-50.84at%Ni合金紧箍环显微组织、相变特征和形状恢复率的影响.结果表明,Ti-50.84at%Ni合金锻造态和退火态组织都以Ni-Ti基体母相(B2)为主,而锻造后深冷处理则以Ni-Ti基体马氏体相(B19')为主,3种状态都含有少量的Ni4Ti3相.850℃退火后,合金中Ni4Ti3相减少且细小弥散,产生了较大的反相变应力,并增加了基体中的Ni含量,使得合金的马氏体转变温度(Ms)明显降低,且与R相变分离.高温退火消除了合金中的位错等缺陷有利于马氏体逆相变的进行,从而提高了紧箍环的形状恢复率和恢复力.     

激冷Ti-47Ni合金薄带的组织、相变和形状记忆行为

为了开发微机电系统用快响应微执行器材料,采用熔体快淬法制备了激冷Ti-47Ni(原子分数,%)形状记忆合金薄带,利用CLSM、XRD、DSC和弯曲实验研究了铜辊速率和退火工艺对Ti-47Ni合金薄带显微组织、相组成、相变行为和形状记忆行为的影响。结果表明,不同辊速制备的铸态和300~800℃退火态Ti-47Ni合金薄带的显微组织均呈纵横排列的柱状,辊速越高合金薄带的晶粒越细,退火工艺对合金薄带显微组织影响不大。Ti-47Ni合金薄带的组成相为马氏体(B19'相,单斜结构)+母相(B2相,Cs Cl型结构),冷却/加热时发生B2→B19'/B19'→B2一阶段马氏体相变,正、逆马氏体相变温度分别约为54和81℃,相变热滞约为27℃。随辊速增加,合金薄带马氏体相变温度降低,形状记忆恢复率提高。随退火温度升高,合金薄带相变行为变化不大,形状记忆恢复率在93%~98%之间变化。铸态和退火态Ti-47Ni合金薄带皆具有优异的形状记忆效应。     

激冷富钛Ti-Ni合金薄带的组织、相变和形状记忆行为

用熔体快淬法制备了激冷Ti-x Ni(x=45,46,48,49,49.5%,原子分数)形状记忆合金薄带,用SEM、XRD、示差扫描热分析仪和弯曲试验研究了合金薄带的显微组织、相组成、相变行为和形状记忆行为。结果表明:铸态及450℃、500℃退火态激冷富钛Ti-Ni合金薄带的组织形态呈树枝状,亚结构为孪晶,Ni含量和中温退火对合金薄带显微组织影响不大;合金薄带的组成相为马氏体M(B19')+母相A(B2),冷却/加热时发生A→M/M→A一阶段马氏体相变;随Ni含量增加,激冷富钛Ti-Ni合金薄带的马氏体相变温度(T_M)缓慢升高,当Ni含量超过49%后,TM温度急剧下降;Ti-46Ni、Ti-48Ni和Ti-49Ni合金薄带具有较高的相变温度,Ti-45Ni、Ti-46Ni和Ti-48Ni合金薄带具有较小的相变热滞;铸态和中温退火态激冷富钛Ti-Ni合金薄带皆具有优异的形状记忆效应。     

超弹性合金及应用

超弹性合金与形状记忆合金相同也是马氏体相变型合金 ,只不过前者是由应力产生马氏体相变 ,这种应力感生的马氏体相变所形成的材料特性就是超弹性。所谓超弹性就是材料在外力作用下产生远大于其弹性极限的应变量 ,当去掉载荷时它又能自动恢复其变形的现象。典型的超弹性合金有二种 :①富Ni的Ni Ti二元系合金 ,添加小于 1%的第 3元素 ,其应力感生的马氏体为单斜晶 ;②Ni Ti Cu X合金 ,其马氏体相为斜方晶 ,显示小应力滞后。超弹性合金应用十分广泛 ,最早大量生产使用的是女性ブラジャ -のアンダ -ワイヤ (乳罩底丝 ) ,目前多用于眼镜架 ,…     

NiTi形状记忆合金的相变温度滞后

用透射电镜、正电子湮没和电阻测量,研究了NiTi形状记忆合金的组织结构与相变滞后的关系结果表明,经不同制度时效处理的组织,其相变温度滞后大小的顺序是:片状马氏体>R相>束状马氏体。Ti_(11)Ni_(14)相质点周围的共格应力场对这些相的可逆转变起障碍作用。正电子湮没Doppler展宽能谱S参数值与试样的温度滞后值之间存在线性关系,从而确认Ti_(11)Ni_(14)相析出的错配位错密度及由此而建立的晶体中弹性应力场分布是决定NiTi合金相变温度滞后的主要因素。     

应变速率对TiNi形状记忆合金压缩力学行为的影响

考察了中温时效处理后的Ti-50.9%Ni(摩尔分数)合金在实验温度为20℃,不同应变速率下的轴向压缩应力-应变力学行为.实验结果表明:随着应变速率的增加,合金的应力诱发马氏体相变临界应力逐渐增加,相变平台逐步消失,卸载后的残余应变减小,加载-卸载变形曲线的应力(应变)滞后也减小;在较高加载速率下,合金表现出类线性超弹性变形行为,可获得高达4.5%的类线性超弹性.     

时效工艺对Ti-Ni-V形状记忆合金显微组织和超弹性的影响

采用TEM和拉伸实验研究经300、400和500℃分别时效0.5-100 h后,时效温度和时效时间对Ti-50.8Ni-0.5V(摩尔分数,%)形状记忆合金室温显微组织和超弹性(SE)的影响。结果表明,时效温度对合金析出相形貌和SE特性的影响比时效时间显著。随时效温度的升高,合金中Ti3Ni4析出物形态由颗粒状向针状再向粗片状演变,合金的应力诱发马氏体相变临界应力(σM)降低,SE特性变差。300℃时效态合金的σM最大,SE最好;500℃时效态合金的σM最小,SE最差。随时效时间的延长,300℃时效态合金的SE特性稳定,σM和超弹性能耗降低;400和500℃时效态合金的超弹性残余应变增加,SE特性逐渐消失。     

合金成分对NiTi-Al基合金显微组织的影响

研究了不同Al含量和Ni/(Ti+Al)原子比对NiTi-Al基合金显微组织的影响。结果表明:在Ni_(50)Ti_(50-x)Al_x(x=0,5,7和9)合金体系中,当Al≤7 at%时,合金的微观组织并未发生明显的变化,均由NiTi基体相和分布于晶界处的Ti_2Ni+NiTi非规则共晶组织构成,而在Al含量升高至9 at%时,Ni_2TiAl相则会作为初生相析出。在Ni_(50-y)Ti_(43+y)Al_7(y=-2,-1,0和2)合金体系中,随着Ni元素含量的增加,Ti_2Ni相的体积分数逐渐降低,但当Ni≥51 at%时,Ti_2Ni相的体积分数基本保持一致,同时Ti_2Ni+NiTi非规则共晶组织消失,Ti_2Ni相以短条状或点状形态分布在晶界处。此外,NiTi-Al基合金在经过1200℃×12 h固溶和850℃×10 h时效的热处理之后,会在基体上均析出了大量的Ni_2TiAl相,但随着Ni元素含量的增加,Ni_2TiAl相的组织稳定性显著降低,并且晶界处的Ni_2TiAl相先于晶内的Ni_2TiAl相失去与基体之间的共格关系。综合考虑,Ni_(50)Ti_(43)Al_7合金有着较低的Ti_2Ni相体积分数以及优异的Ni_2TiAl相高温稳定性,是进一步研究NiTi-Al基合金组织与性能的适宜对象。     

Fe替代Ni对Ni-Mn-Sn磁性形状记忆合金结构、马氏体相变以及力学性能的影响（英文）

在Ni_(50-x)Fe_xMn_(38)Sn_(12)x=0,3%,摩尔分数)铁磁形状记忆合金中,通过Fe元素掺杂部分替代Ni元素,对其结构、马氏体相变以及力学性能的影响进行研究。结果表明,在室温附近通过Fe替代Ni,改变了合金的微观组织以及晶体结构,同时马氏体相变温度下降了32.5 K。马氏体相变所跨越的温度区间为288.9～352.2 K。研究发现,通过掺杂Fe元素可以显著提高Ni-Mn-Sn合金的力学性能。Ni_(47)Fe_3Mn_(38)Sn_(12)合金在11%断裂应变时展现出最大的压缩强度855 MPa。另外,揭示了改善力学性能的机制。通过掺杂Fe元素改变了Ni_(50)Mn_(38)Sn_(12)合金晶粒间的断裂方式,使其从沿晶断裂转变为Ni_(47)Fe_3Mn_(38)Sn_(12)合金的穿晶解理断裂。