冷却速率对多相透氢V-Ti-Ni合金的组织与性能的影响

本文研究了冷却速率对多相V55Ti30Ni15合金的显微组织、硬度和氢渗透性能的影响。V55Ti30Ni15合金显微组织由V(Ti, Ni)固溶体、NiTi和NiTi2化合物组成。凝固时冷却速率对合金的组织和性能有很大的影响。合金铸锭凝固过程中V(Ti,Ni)固溶体的体积分数随冷却速率的增大而减小,二次枝晶臂间距和宽度也呈现出同样的变化趋势。合金硬度随着冷却速率的升高不断增大,氢渗透率却随之降低。V-Ti-Ni多相合金400℃的氢渗透率与V(Ti, Ni)固溶体体积分数成线性关系。合金铸锭氢渗透率不仅与V(Ti, Ni)固溶体的相对含量有关,而且与固溶体中Ti、Ni合金元素含量和相界的体积有关。     

多相V-Ti-Ni氢分离合金显微组织与力学性能

研究了多相V_(100-2x)-Ti_x-Ni_x(x=10,15,20)系列氢分离合金的显微组织、硬度和拉伸性能。V_(100-2x)-Ti_x-Ni_x合金铸锭显微组织均由枝晶相V基固溶体和枝晶间相NiTi和NiTi_2组成。随着合金中Ti和Ni的含量增加,枝晶间相在合金中体积占比增大,形成连续网状,阻止枝晶臂的连接。在室温下,合金整体硬度、抗拉强度、延伸率和断面收缩率均随Ti、Ni含量增加而升高。V基固溶体和NiTi_2相是影响3种合金的整体硬度的主要因素。3种合金在室温下均属于脆性材料。合金中NiTi相含量对合金的延伸率有较大影响。     

加工条件对多相V-Ti-Ni合金的显微组织和氢渗透性能的影响

将电弧熔炼V_(55)Ti_(30)Ni_(15)合金在800℃热处理18 h,并在700℃下进行70%压下量的轧制,随后在950℃退火3 h,研究不同加工条件对合金显微组织的影响以及显微组织对合金H渗透率的影响。结果表明,不同加工条件导致的合金显微组织对H渗透率影响很大。热处理后,V基体析出了H渗透率较低的NiTi粒子,减少了作为H渗透主体的V基体体积分数,导致合金H渗透率降低。位错对合金H渗透率有很大影响,轧制后合金含有高密度的位错,极大降低了H渗透率;随后的高温退火工艺则使合金位错密度降低,提高了H渗透率。     

显微组织不均匀性对富Ti含量Ti-Ni合金负热膨胀行为的影响

采用真空电弧熔炼技术结合水冷铜模快速凝固工艺制备出在一定温度范围内具有负热膨胀行为的系列成分富Ti含量Ti_(100-x)Ni_x(x=38~50,摩尔分数,%)熔铸态与吸铸态合金。结果表明:合金的负热膨胀行为主要源于升温过程中B19′→B2逆马氏体相变所引起的体积变化。富Ti含量Ti-Ni合金在室温下的主要物相为B19′-NiTi相和Ti_2Ni相,通过热膨胀实验数据和混合定则(ROM)计算所得的B19′相、Ti_2Ni相和B2相的热膨胀系数值与文献报道实验结果非常接近。所制备合金的显微组织具有明显择优取向生长特征,导致合金的负热膨胀行为呈现显著的各向异性。当合金中Ni含量增加时,样品的负热膨胀系数沿最大冷却速率方向增大,而在垂直于最大冷却速率方向上先增大后减小。     

基于Thermo-Calc和微观偏析统一模型对Al-6.32Cu-25.13Mg合金凝固路径的预测

采用微观偏析统一模型并耦合Thermo-Calc研究了Al-6.32Cu-25.13Mg(质量分数,%)合金在不同冷却速率Rf和固相反扩散系数F下的凝固路径.结果表明:冷却速率对合金的凝固路径影响较小,即不同冷却速率下合金的凝固路径均为:(L+a)→(L+a+T)→(L+a+b+T);固相反扩散系数对合金的凝固路径影响较大,当F由0逐渐增大至1时,合金的凝固路径由(L+a)→(L+a+T)→(L+a+b+T)逐渐过渡为(L+a)→(L+a+T);随着Rf的降低,显微组织中初生相体积分数Va基本不变,两相共晶体积分数V2E增大而三相共晶体积分数V_(3E)减少,上述参数满足:V_(2E)=-2.5lg Rf+64.9,V3E=2.5lg Rf+22.12,F的增加使得显微组织中的Va和V2E变大而V3E变小.结合实验研究了Al-6.32Cu-25.13Mg合金在上述不同冷却速率下的凝固路径及各相体积分数,结果显示,实验结果与模拟结果吻合较好.     

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。     

直接激光沉积Ti6Al4V/Inconel 718复合材料微观组织与力学性能分析（英文）

Ti6Al4V和Inconel 718合金被广泛用于航空航天。但TC4或Inconel 718难以同时满足轻量化和耐高温的需求。因此采用直接激光沉积制备了不同比例Ti6Al4V/Inconel 718复合材料。分别通过X射线衍射,扫描电子显微镜和能谱仪分析相组成,微观结构和元素分布。同时,研究了显微硬度和摩擦磨损性能。结果表明:随着Inconel 718的比例增加,有Ti_2Ni和Ni_3Ti金属间化合物形成。Ti_2Ni的形成机理为:β→α+Ti_2Ni和L→β-Ti+Ti_2Ni,且Ti_2Ni金属间化合物的偏析机理为晶间偏析。随着Inconel 718含量增加,复合材料的显微硬度逐渐增加。当Inconel718的体积分数为50%时,其平均显微硬度值为7700MPa,比100%Ti6Al4V的平均显微硬度高85.5%。显微硬度增加与Ti_2Ni金属间化合物的析出强化直接相关。复合材料以磨料磨损为主,并伴随着黏着磨损。随着Inconel 718的增加,黏着磨损减弱。当Inconel 718的体积分数达到50%时,磨损量仅为100%Ti6Al4V的36.9%。     

Ag-Ni偏晶合金凝固过程研究

对Ag-Ni偏晶合金开展了快速/亚快速凝固实验,获得了富Ni相粒子均匀弥散分布于Ag基体的合金样品,Ag-Ni合金显微硬度随着合金Ni含量增加和试样凝固过程冷却速率升高而增大,当Ag-4.0%Ni合金液-液相变开始阶段熔体冷却速率达1800 K/s时,其显微硬度接近粉末冶金生产的Ag-10.0%Ni片状电触头的硬度。建立了描述Ag-Ni合金凝固组织演变的动力学模型,模拟计算了Ag-Ni合金凝固组织形成过程,分析讨论了合金成分和试样直径(冷却速率)对Ag-Ni合金凝固组织形成过程的影响。结果表明:富Ni相液滴/粒子形核阶段熔体的冷却速率对合金凝固组织弥散度具有决定性影响;合金的Ni含量越高、试样冷却速率越低,凝固组织中富Ni相粒子平均尺寸越大;Ag-Ni合金熔体冷却凝固时,富Ni相液滴/粒子的尺寸主要受形核和长大控制,Ostwald粗化作用很弱。     

Ni50Ti30Zr20与Ni50Ti50合金摩擦磨损性能对比研究

目的以Ni_(50)Ti_(50)合金为参照物,研究Ni_(50)Ti_(30)Zr_(20)合金的摩擦磨损性能。方法采用非自耗真空电弧熔炼炉炼制Ni_(50)Ti_(30)Zr_(20)合金,在合金铸锭上切取样品,以Ni_(50)Ti_(50)合金为对比样品,通过能谱测试(EDS)、X射线衍射(XRD)、显微硬度(HV)测试、摩擦磨损测试、扫描电镜测试(SEM)和3D形貌测试,分别评价Ni_(50)Ti_(30)Zr_(20)合金与Ni_(50)Ti_(50)合金的成分、相组成、显微硬度、耐磨性、磨痕形貌和磨损体积。结果XRD结果显示,Ni_(50)Ti_(50)和Ni_(50)Ti_(30)Zr_(20)合金室温分别由B2奥氏体和B19’马氏体相组成。显微硬度测试结果表明,Ni_(50)Ti_(30)Zr_(20)和Ni_(50)Ti_(50)合金的显微硬度值分别为(381.64±7.32)HV和(230.58±6.74)HV。从形貌图可以看出,两种合金磨损后,磨痕形貌主要由剥层组成。从磨痕能谱分析得出,摩擦实验后,样品表面O和Si元素含量明显增加。根据摩擦系数曲线和磨痕三维形貌图发现,同样载荷下,Ni_(50)Ti_(30)Zr_(20)合金的摩擦系数和磨损体积均小于Ni_(50)Ti_(50)合金,在载荷为20 N时,Ni_(50)Ti_(30)Zr_(20)合金的磨损体积为0.078 mm~3,Ni_(50)Ti_(50)合金的磨损体积为0.084 mm~3。结论Ni_(50)Ti_(30)Zr_(20)与Ni_(50)Ti_(50)合金的磨损机制均为疲劳磨损,两种合金在摩擦实验过程中均会发生氧化,同时磨球会有部分剥落到合金磨痕剥层中。Ni_(50)Ti_(30)Zr_(20)合金的耐磨性优于Ni_(50)Ti_(50)合金。     

热处理条件对V_(55)Ti_(30)Ni_(15)合金显微硬度的影响

研究了热处理条件对V55Ti30Ni15合金显微组织和硬度的影响。结果表明,V55Ti30Ni15合金铸态组织为枝晶结构,并且枝晶之间有网状粗大的多相组织。而对V55Ti30Ni15合金进行热处理会使其硬度下降。     

水冷对普通铸造Mg-Zn-Zr-Y镁合金准晶相形成的影响及铸态组织研究

通过普通凝固方法,在铸锭冷却过程中进行水冷制备准晶强化Mg-Zn-Zr-Y镁合金,并研究不同Zn和Y含量(Y/Zn比相同)对通过这种制备方式获得的Mg-Zn-Zr-Y合金显微组织、显微硬度和热裂倾向的影响。结果表明:一定Y/Zn比的Mg-Zn-Zr-Y合金通过水冷冷却可获得更大的冷却速度,有利于获得更大体积分数的I-相(Mg3YZn6)。Y元素的添加使合金的成分过冷度增大,是铸态合金显微组织细化的主要原因。α-Mg基体中固溶的Zn含量是Mg-Zn-Zr-Y铸态合金基体硬度值的主要决定因素,I-相具有远高于α-Mg基体的硬度。Y元素引起合金液相线温度的大幅下降,固相线温度没有变化,从而减小了合金凝固区间,降低了铸锭的热裂倾向。     

汽车电池用新型钒基固溶体合金的组织与性能研究

采用先球磨后烧结的两步法,进行了汽车电池用新型钒基固溶体合金V3Ti Ni0.56In0.2Zr0.1的制备,并进行了显微组织、物相组成、吸放氢性能和耐腐蚀性能的测试与分析。结果表明,该合金由大部分的V基固溶体相和少量Ti2Ni相、Ti Ni相组成;室温吸氢量高达1.654%,放氢平台压力为0.5MPa;与钒基固溶体合金V3Ti Ni0.56相比,合金的腐蚀电位正移514m V。     

TiNiW合金微观结构与相变特性研究

采用差示扫描量热仪(DSC)、扫描电镜(SEM)和X射线衍射仪(XRD)研究了添加钨对钛镍形状记忆合金显微组织与相变行为的影响。研究结果表明,TiNiW_(0.3)和TiNiW_(0.5)(原子分数)合金组成相为母相B2和析出相Ti_2(Ni,W);TiNiW_3和TiNiW_6(原子分数)合金组成相为母相B2、析出相Ti_2(Ni,W)以及富W固溶体相W-s,其中,Ti_2(Ni,W)相扫描电子形貌呈现不规则颗粒状,长条状以及栅栏状,W-s相电子形貌呈现不均匀颗粒状,团簇长大且均匀弥散分布于基体中;同时,添加钨使铸锭晶粒细化,产生了细晶强化与固溶强化效应,屈服强度和硬度随钨含量的增加而提高。850℃保温15min固溶处理后,TiNiW合金冷却/加热过程的相变类型为A→M/M→A,且随钨含量的增加,相变温度范围逐渐宽化,相变温度下降,且降低速率逐渐趋缓。     

添加金属元素Al、Mn和Ti后Mg_2Ni合金的显微组织及其显著改善的储氢性能（英文）

采用固相烧结方法制备Mg_2Ni_(0.7)M_(0.3 )(M=Al, Mn, Ti)合金。利用X射线衍射仪、扫描电镜和扫描透射电镜对合金的相组成和显微组织进行系统表征。结果发现,Mg_2Ni_(0.7)M_(0.3)合金中形成了具有面心立方结构的金属间化合物Mg_3MNi_2,其与Mg和Mg_2Ni共存;且M原子半径与Mg原子半径越接近,越有利于Mg_3MNi_2的形成。采用Sievert和Tafel方法对Mg_2Ni_(0.7)M_(0.3)合金的储氢性能和耐腐蚀性能进行研究。Mg_2Ni_(0.7)M_(0.3)合金的吸/放氢性能得到明显改善。Mg_2Ni_(0.7)Al_(0.3)、Mg_2Ni_(0.7)Mn_(0.3)和Mg_2Ni_(0.7)Ti_(0.3)合金的脱氢反应的激活能较Mg_2Ni的激活能明显降低,分别为-46.12、-59.16和-73.15k J/mol。与Mg_2Ni合金相比,Mg_2Ni_(0.7)M_(0.3)合金的腐蚀电位向正方向移动,如Mg_2Ni_(0.7)Al_(0.3)合金(-0.529 V)与Mg_2Ni合金(-0.639 V)的腐蚀电位差为0.110 V,表明添加Al、Mn和Ti能使合金的耐腐蚀性能得到显著提高。     

等离子体烧结制备TiNi合金的表征

将高能球磨制备的原子比为1:1的Ti Ni合金粉进行等离子体真空烧结。利用XRD、EDS和SEM对合金粉和烧结样进行了成分与微观形貌的表征,同时对烧结样进行了硬度测试。结果表明:球磨22 h后Ti Ni粉呈非晶态粉末,球磨30 h后的TiNi合金粉发生了明显的固相反应,生成了TiNi、Ni_3Ti、Ti_3Ni_4等物相。等离子体烧结样的物相是Ti Ni,Ni_4Ti_3、Ni_3Ti和Ti_2Ni。平均晶粒尺寸约2μm,平均硬度(HV)达到9000 MPa,自然时效1年后的平均硬度达到6800MPa,是常规电弧熔炼法制备的Ti Ni合金的2~5倍。     

混合动力车电池用镁基储氢合金的制备及性能

采用铸锭法和快淬法制备了混合动力车电池用La0.7Mg0.3Ni3.5储氢合金,对比分析了两种制备工艺下La0.7Mg0.3Ni3.5储氢合金铸锭和薄片的储氢性能和物相组成,并研究了热处理温度对La0.7Mg0.3Ni3.5储氢合金储氢性能、物相组成和显微形貌的影响。结果表明:在放氢开始阶段,采用铸锭法和快淬法制备的储氢合金的放氢速率较为接近,随着时间的延长,快淬法制备的储氢合金薄片的放氢速率和放氢容量更大;储氢合金铸锭和不同温度热处理后的储氢合金都由LaNi_5和(LaMg)2Ni7相组成,(LaMg)2Ni7相的含量随着热处理温度的升高呈现先升高而后降低的趋势,在热处理温度为900℃具有最大值;采用快淬法制备的La0.7Mg0.3Ni3.5储氢合金薄片的物相组成为LaNi_5、(LaMg)Ni_3和(LaMg)_2Ni_7,经过不同温度热处理后(LaMg)Ni_3相基本消失;La0.7Mg0.3Ni3.5储氢合金铸锭经过热处理后的吸氢容量和放氢容量相对未经热处理的原始态储氢合金有所提高,在900℃时取得吸放氢容量最大值;La0.7Mg0.3Ni3.5储氢合金薄片热处理前后的吸放氢平台和放氢容量相近,在900℃时的放氢容量相比其它状态要略高。     

Nb_(55−x)V_(x)Ti_(25)Co_(20)合金的显微组织和氢传输性能EI北大核心CSCD

采用SEM和XRD等分析了Nb_(55−x)V_(x)Ti_(25)Co_(20)氢分离合金(x=0,…,25,%,摩尔分数)显微结构特征,研究其随V含量的变化规律;利用氢渗透性能测试仪和Devanathan-Stachurski型电解池测量上述合金的氢渗透和氢扩散性能,阐明合金成分、组织和性能参数之间的关系。结果表明:随V含量的逐渐增加,初生Nb相体积分数增加;相反地,两相共晶减少,当x>10(摩尔分数)时,由于大量(Nb,V,Ti)2Co相和微量V3Co相的析出,合金中由两相转变为四相组织;伴随上述过程,合金渗氢性能和抗氢脆性能先增加而后急剧降低,当x=10时,Nb45V10Ti25Co20在673 K具有最大的渗氢性能,即3.76×10^(−8) mol/(m·s·Pa1/2),是相同实验条件下Pd膜的2.4倍。另外,氢扩散系数随着x值的增加而增加,相反地,氢溶解度随之降低,由此证实前者是导致该系列合金氢渗透性能变化的主要原因。     

液氮强制冷却对Ti6Al4V表面激光熔覆制备WC/Ni60A涂层微观组织和性能的影响

为改善Ti6Al4V钛合金的表面硬度和耐磨性能,采用液氮强制冷却辅助激光熔覆制备35%WC/Ni60A (质量分数,下同)复合涂层,研究液氮强制冷却对熔覆层微观组织和力学性能的影响。利用XRD、OM、EM和EDS分析液氮强制冷却熔覆层的显微组织和物相组成;通过硬度试验,磨损试验探究液氮强制冷却熔覆层的硬度及抗磨损性能。结果表明,液氮强制冷却熔覆层由α(Ti),WC,W_2C,TiC,TiNi,Ti_2Ni,TiNi_3,NiB相构成。液氮强制冷却熔覆层的平均显微硬度HV_(0.2)达到13.63 GPa,硬度较基体和空冷熔覆层分别提高4倍和1.61倍。此外,液氮强制冷却熔覆层耐磨性分别为基体和空冷熔覆层的5.39倍和1.77倍。     

V含量对低钒Ti-V-Cr储氢合金储氢性能的影响

研究了V含量由5at%升高到35at%时,Ti-V-Cr储氢合金组织、相结构及储氢性能的变化.SEM及XRD结果显示:V含量为5at%的Ti-V-Cr合金由Cr1.97Ti1.07相和Cr2Ti相及很少量的Ti相组成;V含量为10at%的Ti-V-Cr合金除了包含前述的3相外还出现了一定量的V基bcc固溶体相;而V含量为35at%的Ti-V-Cr合金转变为以V基bcc固溶体为主相的固溶体储氢合金.随着V含量的升高和组织结构的变化,Ti-V-Cr合金最大吸氢量升高,放氢率也增大,但是吸氢速率显著减小,活化性能变差.室温下,V含量为35at%的合金具有最大的吸氢量并且放氢率也最高,最大储氢量和放氢率分别是2.86%(质量分数)和61%.     

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。