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。     

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。     

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。     

激冷Ti-46Ni合金薄带的组织、相变和形状记忆效应

用激冷甩带法制备了Ti-46Ni合金薄带,用扫描电子显微镜、X射线衍射仪、示差扫描热分析仪和弯曲试验研究了合金薄带的组织特征、相变行为和形状记忆效应。结果表明,铸态及400~600℃退火态Ti-46Ni合金薄带的显微组织形态呈树枝状,晶粒细小,由B19?马氏体和B2母相组成;在冷却、加热过程中,该合金薄带发生一阶段马氏体相变;铸态和退火态Ti-46Ni合金薄带均具有良好的形状记忆效应。     

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-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。     

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。     

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。     

退火温度对Ti-51.1Ni形状记忆合金显微组织和相变行为的影响

用X射线衍射仪、示差扫描量热仪和光学显微镜研究了退火温度对Ti-51.1Ni形状记忆合金相组成、显微组织和相变行为的影响。结果表明,350～700℃退火态Ti-51.1Ni合金室温下相由母相B2和马氏体B19'组成。随退火温度(T_a)升高,合金经历回复、再结晶、晶粒长大过程,显微组织逐渐从纤维状向等轴状转变,再结晶温度约为600℃。随T_a升高,合金的冷却/加热相变类型由A→R→M/M→R→A型向A→R→M/M→A型转变(A-母相B2,CsCl型结构;R-R相,菱方结构;M-马氏体B19',单斜结构),T_a高于650℃后R和M相变峰消失。随T_a升高,合金的马氏体相变温度先升高后降低,R相变温度降低,R相变热滞在6.3～8.3℃之间变化。     

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。     

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。     

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.     

Ni含量和热处理对Ti-Ni形状记忆合金相变和形变行为的影响

用示差扫描量热仪和拉伸试验对比研究了不同温度退火态Ti50.5，Ni49.5、Ti49.8Ni50.2和Ti49.4Ni50.6合金的相变特性和形变行为。中温退火态Ti50.5Ni49.5和Ti49.8Ni50.2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），Ti49.4Ni50.6合金的相变类型为A→R→M／M→R→A。随Ni含量增加，Ti—Ni合金的相变温度降低，相变热滞增加。随退火温度Tn升高，这3种合金的马氏体相变温度升高，热滞减小；Ti50.5Ni49.5合金的R相相变温度TR恒定不变；Ti49.8Ni50.2和Ti49.4Ni50.6合金的TR先升高后降低。室温下，Ti50.5Ni49.5合金呈现形状记忆效应，Ti49.4Ni50.6合金呈现超弹性，Ti49.8Ni50.2合金呈现形状记忆效应＋超弹性。近等原子比和富镍Ti—Ni合金的形状记忆特性优于贫镍合金。随Ta升高，三合金拉伸曲线的平台应力减小；Ti49.4Ni50.6超弹性合金的滞弹性面积增大，阻尼性增强，能量储存密度和储存效率减小。Ta=673～773K时，Ti—Ni合金的形状记忆特性良好，Ta超过823K后，该特性变差。     

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。     

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℃。     

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.     

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。     

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.     

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.