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。     

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.     

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.     

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-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.     

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。     

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...     

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℃。     

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。     

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。     

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.     

退火温度对Ti-Ni-Cr低温超弹性合金组织和拉伸性能的影响

用光学显微镜和拉伸试验研究了退火温度(Ta)对Ti-50.8Ni-0.3Cr合金显微组织和拉伸行为的影响。结果表明,合金原始态为拉拔纤维组织,退火时发生回复与再结晶。Ta=350～500℃时,为回复阶段,组织呈纤维状。Ta=550～590℃时,为再结晶阶段,纤维组织逐渐变成无畸变等轴晶粒,再结晶温度在570℃左右。Ta=600～800℃时,为晶粒长大阶段,显微组织呈粗大不均匀等轴晶。Ta对合金在低温(8℃)下的拉伸行为有显著影响,随Ta升高,应力诱发马氏体相变临界应力先降低后升高;350～500℃退火态合金的加工硬化能力和抗拉强度大于550～700℃退火态合金,而后者的延伸率则显著大于前者。当Ta大于650℃后合金的延伸率因晶粒粗化而减小。     

固溶-时效处理对Ti-Ni-Cr形状记忆合金拉伸性能和显微组织的影响

用拉伸试验和透射电子显微镜研究了固溶时效处理对Ti-50.8Ni-0.3Cr形状记忆合金拉伸性能和显微组织的影响。800℃固溶淬火态合金的塑性优于时效态。随时效时间tag延长,300和400℃时效态合金的抗拉强度Rm300和Rm400先急剧增大后趋于稳定,且Rm300相似文献   

冷却速度对Ti-50.9%Ni形状记忆合金相变行为和组织的影响(英文)

为了探索冷却速度对镍钛形状记忆合金相变行为和组织的影响,通过差热扫描、X射线衍射、扫描电镜、X射线荧光分析等方法研究Ti-50.9%Ni(摩尔分数)合金的热处理。结果表明:当冷却速度非常低时(如炉冷)可诱发三级相变的产生;冷却速度对相变温度也有很大的影响,Ms和Mf都随冷却速度的降低而下降,降低冷却速度有利于提高M→A奥氏体相变温度,相变滞后宽度(Af–Mf)随着冷却速度的降低而增大;热处理不能消除镍钛合金热加工时所形成的织构,但能减弱其强度;冷却速度对晶粒大小影响不大。     

Multiple-stage transformation behavior of Ti49.2Ni50.8 alloy with different initial microstructure processed by equal channel angular pressing

Multiple-stage transformation of Ti_49.2Ni_50.8 alloy processed by equal channel angular pressing (ECAP) was investigated as a function of pass number and aging treatment before ECAP. When the pass number is no more than four passes, three stage transformation, namely A→R, R₁→M₁ and R₂→M₂, occurs in the as-ECAP processed alloy initially aged at 450 °C for 60 min. Only the A→R→M forward transformation occurs provided that the aging duration was decreased/increased to 10/600min. The transformation sequence was discussed based on the microstructure evolution of as-ECAP processed alloy with different initial microstructure and pass number.     

固溶处理对Fe-Cr-Ni-Al合金组织转变及元素扩散的影响

利用OM、SEM等方法研究Fe-Cr-Ni-Al合金在固溶处理过程中元素的扩散以及相转变,同时针对不同降温速率的DSC数据建立了有关γ相转变的JMAK模型。结果表明,吸铸成形Fe-Cr-Ni-Al合金的室温组织基体为γ相+δ铁素体相;经过1150 ℃固溶处理,合金中γ相含量增高,δ铁素体相含量下降。在升温阶段发生了δ→γ的相转变,而在保温阶段发生了γ→δ的相转变; 通过固溶处理,δ铁素体相、γ相分别演变成更为明显的富Cr相和富Ni相,不同分布位置的σ相之间Cr和 Ni元素差异增大,与其所在的基体的成分偏析逐渐变小;通过奥氏体相转变的JMAK模型可知,冷却速度增大时,γ相转变的起始温度变低,同时转变的温度区间增大,反应所引起的能量变化也增大。     

深冷处理对Ni-Ti合金形状记忆效应的影响

用退火、DSC、XRD、深冷处理及机械训练等方法,对Ni(50.62%)Ti(49.38%)合金的显微组织、相变温度、相组成、形状回复率进行研究,探索提高该合金形状记忆效应的新方法。结果表明,该合金Ms点为-2℃,As点为22℃;退火态Ni-Ti合金主要由奥氏体及少量粒状的Ti3Ni4相组成;用液氮与乙醇经不同比例混合配制成的介质进行深冷处理,随着深冷温度的降低,合金的形状回复率增大;随着训练次数的增加,其回复率曲线呈抛物线状;该合金在3次机械训练-196℃深冷时回复率最好,为51.27%。