Ti-Ni-Cu形状记忆合金急冷条带的显微组织

研究了Ti51.7Ni24.5Cu23.8形状记忆合金条带急冷态和退火态下的组织变化。结果表明,急冷态组织主要为非晶态,同时含有部分晶化相B2和B19。B19马氏体变体形貌多样,呈针状、条状、粗片状及钩状。急冷条带在5℃/min的连续加热下,晶化开始温度为436℃。利用Kissinger方法确定其晶化激活能为444.7kJ/mol。条带经400℃低温退火后晶相主要为单变体B19,部分晶粒内部马氏体双变体自协作成垂直关系。马氏体在晶界处形核并向晶内生长,急冷态下的钩状马氏体变体经退火后消失。

Ti含量对分别采用废料和全新料熔铸的Al-6.2Zn-2.1Mg-2.1Cu合金铸锭晶粒细化效果的影响

在用废料重熔和全新料熔炼的Al-6.2Zn-2.1Mg-2.1Cu合金中以AlTi5B1丝状中间合金的方式分别加入质量分数为0.005%、0.01%、0.02%、0.04%和0.06%的Ti,将铝液浇入铁模,获得小铸锭,研究Ti含量对铸锭晶粒细化效果的影响。结果表明,晶粒细化效果来源于新添加Ti,当添加w(Ti)=0.02%~0.04%时,Al-6.2Zn-2.1Mg-2.1Cu合金铸锭晶粒细化效果最佳。

Zr-Ti-Cu-Ni-Be大块非晶合金等温晶化过程相分离研究

利用差示扫描量热法(DSC)和透射电镜(TEM)对 Zr41.2Ti13.8Cu12.5Ni10Be22.5 (at%)大块非晶合金的等温晶化 过程和析出相进行了研究。结果表明,大块非晶合金在等温晶化过程中表现出多阶段相析出行为,并且在不同的晶化 阶段,析出相也有所不同。在第 1 个晶化阶段,析出相主要是体心四方(b.c.t)结构的 Zr2Cu 相;而在晶化的第 2 个阶段,晶化相主要为简单六方结构的 ZrBe2相。从一定程度上证实了 Zr41.2Ti13.8Cu12.5Ni10Be22.5大块非晶合金在发生晶化时 会形成富 Zr 区和富 Be 区,即有相分离的趋势。XRD 测试的结果也证实了非晶合金在发生完全晶化时,主要的晶化产 物为 Zr2Cu 和 ZrBe2相。

NiCuNbCr焊料Ti_3Al/GH4169合金氩弧焊接头的组织及性能

采用钨极氩弧焊方法,使用自行设计制备的NiCuNbCr合金作为焊料,实现Ti3Al基合金与GH4169高温合金异种材料之间的焊接。采用扫描电镜(SEM)及能谱分析(XEDS)等方法对接头横截面的微观组织进行分析。结果表明:GH4169/焊缝界面以及焊缝均主要由Ni元素的固溶体组成,其中固溶了Cu,Fe,Cr,Nb几种元素;而焊缝/Ti3Al界面分为3层组织,其相组成从Ti3Al母材到焊缝方向依次为:固溶了Ni和Cu元素的Ti2AlNb相、Al(Ni,Cu)2Ti金属间化合物及(Nb,Ti,Mo)固溶体;(Ni,Nb,Cr)及Ni(Cu,Ti)固溶体;Ni的固溶体,固溶元素为Cu,Nb和Cr。接头的平均室温抗拉强度为140.7MPa。拉伸试样断裂于被焊Ti3Al母材表面的扩散反应层,它主要由固溶了Ni和Cu元素的Ti2AlNb相与Al(Ni,Cu)2Ti金属间化合物组成,该界面是Ti3Al/GH4169接头的薄弱环节。

Zr-Ti-Cu-Ni-Be-Fe块体非晶合金及非晶基纳米复合材料的形成及其性能

采用水淬法制备出了块状、高强度Ｚｒ－Ｔｉ－Ｃｕ－Ｎｉ－Ｂｅ－Ｆｅ非晶合金研究了铁原子组元对 Ｚｒ－Ｔｉ－Ｃｕ－Ｎｉ－Ｂｅ－Ｆｅ块体非晶形成能力、硬度、磁化率及其热稳定性的影响结果表明，当 Ｆｅ含量超过 １０％（原子分数）时。

Ti-Ni-Cu形状记忆合金快速凝固条带的拉伸行为

采用快速凝固法制备了Ti53.5Ni22.8Cu33.7合金薄带。用透射电镜（TEM）、电子探针（EPMA）和电子拉伸试验机对铸态和退火态下的条带进行力学分析、组织分析及断口形貌分析。研究发现，铸态下Ti53.5Ni22.8Cu23.7合金条带的抗拉强度和断裂应变分别为1257MPa和3．86％。其断口形貌有明显的脉状条纹和光滑非晶无特征区。条带经450℃退火10min和60min后其断裂强度分别为623MPa和850MPa，条带的弹性模量随着应变增加从7～10GPa增至25GPa。退火后条带拉伸断口均体现出等轴晶粒形貌。经450℃，60min退火的合金条带拉伸前后的TEM形貌特征不同，拉伸后的奥氏体晶粒中局部出现应力，诱发马氏体相变，从而形成马氏体板条。

长时间热退火对Ti-Ni-Cu合金条带马氏体相变行为的影响

采用快速凝固法制备了Ti53.5Ni22.8Cu23.7合金非晶薄带,研究了长时间热退火对合金条带马氏体相变行为的影响。结果表明,经450～500℃保温退火1～10h条带的相变热滞对保温时间不敏感,约为13～15℃,相变热在4～8J/g之间。随着保温时间延长,500℃退火下的条带相变峰值温度移向高温区而450℃退火下则移向低温区。条带在低于晶化温度的400℃保温10h后晶化程度显著提高,体现出明确的马氏体相变,其相变热滞为13.9℃。合金条带在400℃退火10h形成具有织构(001)的TiCu-B11析出物和Ti2Cu型析出物,在450～500℃退火形成Ti2Cu型析出物。长时间退火下的条带相变特征的差异与退火条带的织构、析出物类型及析出物改变合金基体相的化学成分有关。

Mo-Cu合金与1Cr18Ni9Ti不锈钢真空钎焊接头的组织性能

采用Ag-Cu-Ti钎料,控制钎焊温度为910℃,保温时间为20 min,可以实现Mo-Cu合金与1Cr18Ni9Ti不锈钢的真空钎焊,接头抗剪强度为75 MPa.采用扫描电镜、能谱分析仪和显微硬度计对Mo-Cu/1Cr18Ni9Ti接头组织特征及性能进行分析.结果表明,钎焊接头靠近1Cr18Ni9Ti钢一侧,主要形成Ag-Cu共晶组织和少量的TiC相;靠近Mo-Cu合金一侧,Ag,Cu元素在合金与钎缝间相向扩散,共晶组织消失,以富铜相为主.钎缝的显微硬度明显低于Mo-Cu合金和1Cr18Ni9Ti不锈钢母材,无脆性化合物生成,剪切断口呈现剪切韧窝的形貌特征.

Ti-Ni-Cu形状记忆合金的温度记忆效应

采用差示扫描量热仪研究了Ti50Ni35Cu15以及Ti50Ni45Cu5(摩尔分数,%)形状记忆合金的温度记忆效应。结果表明:温度记忆效应仅在Ti-Ni-Cu合金的逆转变加热过程出现,在单斜结构马氏体与母相逆相变(B19′→B2)及正交结构马氏体与母相逆相变(B19→B2)过程中均能发生温度记忆效应;在随后的完全循环过程中,温度记忆记忆效应不再出现,DSC相变曲线又“恢复”到其原始形态;而在马氏体相变冷却过程中未发现温度记忆效应。分析表明,不完全相变过程中的弹性能再分布是可能的温度记忆效应机制。

Zn对Cu-Ni-Ti合金电导率和硬度的影响研究

为进一步提高Cu-Ni-Ti合金的导电性能及力学性能,通过添加元素Zn以提高其综合使用性能。根据材料制备工艺过程,制备了不同Zn含量的铸态、轧制态、时效态的Cu-Ni-Ti-Zn合金,分别进行了硬度及电导率测试;通过金相组织分析、扫描电镜及能谱分析,对合金的显微组织及第二相形貌、成分进行了分析;结合差热分析,对时效后的生成相进行了研究,采用Miedema理论模型对各生成相进行了热力学计算。分析结果表明,Zn在Cu-Ni-Ti合金中主要以固溶体的形式存在,并通过细化晶粒作用强化Cu-Ni-Ti合金,同时可促进其他元素的时效析出,从而提高合金的硬度,并保持较高的导电性能。研究结果可为引线框架用铜合金的制备提供参考。

退火温度对Ti_(50)Ni_(45)Cu_5合金相变温度和摩擦磨损性能的影响

采用熔炼法浇注出Ti50Ni45Cu5合金铸锭，对其进行均匀化处理、固溶处理后，再进行变形量为25%的冷轧，最后分别在400，500，600，700 ℃下进行1 h的退火处理，研究了退火温度对合金相变温度、力学性能以及摩擦磨损性能的影响。结果表明：随着退火温度的升高，合金的强度、硬度降低，塑性升高，相变温度降低；400 ℃退火后的合金具有优良的综合力学性能，其抗拉强度为996 MPa，伸长率为8.2%；合金在－50～150 ℃升温/降温过程中发生B2→B19′相变；退火态Ti50Ni45Cu5合金的磨损机制为剥层磨损，且随着退火温度的升高，合金的耐磨性能降低；由于应力诱导马氏体相变的作用，合金的耐磨性能较高，400 ℃退火后合金的摩擦因数为0.605 7，磨损质量为0.007 4 g。

Ni-Ti-Cu粉末的机械合金化

用ＴＥＭ研究了Ｎｉ４０Ｔｉ５０Ｃｕ１０粉末在球磨过程中，颗粒尺寸及微观结构的变化。球磨６０小时后，得到非晶相粉末。用ＸＲＤ研究了球磨工艺条件对衍射峰相对强度和晶格常数的影响，结果表明，提高球磨转速和球料比，加快颗粒细化和合金化过程，合金化过程中，Ｃｕ和Ｎｉ原子向Ｔｉ中扩散速率较快，这与Ｔｉ的原子半径较大有关。ＤＳＣ测定了晶化转变开始温度为５１１℃。

B对Zr-Ti-Ni-Cu-Be块状非晶合金热稳定性的影响

利用X射线衍射(XRD)及差热分析(DSC)等方法研究了添加B对Zr Ti Cu Ni Be块状非晶合金的形成、结晶及热稳定性的影响·结果表明:在Zr Ti Cu Ni Be合金系中添加B可明显改变该合金的玻璃转变温度Tg,一次结晶温度Tx及过冷液相区ΔT等参数·当y(B)≤3%时,B的添加可使合金保持块状非晶,提高Tg、Tx并扩大过冷液相区,使非晶热稳定性增加;当y(B)≥6%时,B的添加将诱导大量的粗大Zr2Cu及ZrB2等晶体的析出·由于它们非纳米晶,尺寸较大,形状不规整,不能作为非晶复合材料的增强体·

Ti-Cu-Ni三元大块非晶合金的制备与力学性能

采用铜模喷铸法成功制备出成本较低、直径为2mm的Ti基Ti50Cu42Ni8大块非晶合金。利用XRD、DSC及SEM等手段研究了Ti50Cu50-xNix(x=5,8,11)合金的非晶形成能力、力学性能与变形行为。结果表明:Ti50Cu42Ni8大块非晶合金具有明显且较高的玻璃转变温度Tg(659K)、晶化初始温度Tx(716K)、宽的过冷液相区?Tx=Tx-Tg(57K)、高的约化玻璃转变温度Trg=Tg/Tm(0.565)和压缩断裂强度(2008MPa)。

Ti_(50)Ni_(25)Cu_(25)合金非晶薄带的研究进展

概述了Ti50Ni25Cu25合金非晶薄带的制备方法,结晶热处理后的相组成、微观组织演变、织构变化和相变过程,并介绍了Ti50Ni25Cu25合金非晶薄带典型热处理后的力学性能。

合金元素Sn对Cu-Ni-Ti合金微观组织和性能的影响

以超大规模集成电路引线框架用材为研究对象,以前期试验为基础,在Cu-Ni-Ti合金中添加Sn,采用传统金属型铸造成形方法进行熔炼,研究了在C3N1T合金中添加不同Sn含量(0.757%,0.865%和1.187%)对合金显微组织、相变化、电导率和硬度等性能的影响。研究结果表明,Sn可以细化合金组织、显著提高合金硬度和电导率,合金的硬度与电导率综合性能优异,实用价值较高,具有良好的应用前景。

Ti_(50)Ni_(40)Cu_(10)合金的相变潜热及相变热滞

本文采用示差扫描量热仪 (DSC)系统分析了Ti50 Ni40 Cu1 0 (at.%)合金的马氏体相变潜热 (ΔHB2→B1 9)和逆马氏体相变潜热 (ΔHB1 9→B2 )、相变热滞 (ΔT)与固溶温度、退火温度和相变热循环间的关系。结果表明 :相变潜热随着固溶化温度的升高而明显降低、随着退火温度的升高则略微降低。相变热滞、逆马氏体相变温度在热循环初期迅速降低 ,当热循环次数超过 2次时则均保持不变 ;逆马氏体相变潜热 (ΔHB1 9→B2 和ΔHB1 9′→B1 9)随着热循环次数 (n <4)的增加有所升高 ,特别是ΔHB1 9′→B1 9约增加 5 8%,而热循环次数对马氏体相变温度和潜热ΔHB2→B1 9则无明显影响。

合金元素对Ti-Ni-Cu系钎料性能的影响

本实验设计一系列不同成分的Ti-Ni-Cu系钎料,研究合金元素B、Si、Zr等对钎料非晶形成能力和性能的影响。结果表明:微量B、Si元素均能显著改善Ti-Ni-Cu系钎料对Si3N4陶瓷的润湿性;在相同试验条件下,添加0.2%B的Ti40Ni15Cu钎料铺展面积最大;不含Zr元素的Ti-Ni-Cu系钎料合金的非晶形成能力均很差。本实验设计的Ti40Zr20Ni20CuB0.2、Ti40Zr20Ni25CuB0.2两种钎料既具有良好的润湿性,又具有良好的非晶形成能力;与Ti40Zr25Ni15Cu非晶钎料钎焊Si3N4陶瓷的接头相比,Ti40Zr20Ni20CuB0.2、Ti40Zr20Ni25CuB0.2非晶钎料钎焊Si3N4陶瓷接头的室温强度变化不大,但高温强度有明显提高。

热处理工艺和热循环次数对Ti_(50)Ni_(40)Cu_(10) 合金相变规律的影响(英文)

制备Ti50 Ni4 0 Cu1 0 合金 ,并采用示差扫描量热仪 (DSC)系统分析Ti50 Ni4 0 Cu1 0 合金在不同热处理条件下 ,马氏体相变规律与相变热循环间的关系。结果表明 ,马氏体相变潜热ΔHB2→B1 9和逆马氏体相变潜热ΔHB1 9→B2 随固溶温度的升高而明显降低 ,随退火温度的升高略微降低。相变热滞、逆马氏体相变温度在热循环初期迅速降低 ,当热循环次数超过 2次时则均保持不变。逆马氏体相变潜热 (ΔHB1 9→B2 和ΔHB1 9’→B1 9)随热循环次数 (n <4)的增加有所升高 ,特别是ΔHB1 9’→B1 9增加约 48%。而热循环次数对马氏体相变温度和潜热ΔHB2→B1

Ti-45Ni-5Cu-0.3Cr与Ti-45Ni-5Cu形状记忆合金的相变和形变行为对比

为了开发相变热滞窄、形状记忆性能良好的Ti-Ni基多元形状记忆合金,采用示差扫描量热仪和拉伸试验对比研究了退火态Ti-45Ni-5Cu和Ti-45Ni-5Cu-0.3Cr形状记忆合金的相变行为、拉伸性能和形状记忆行为。结果表明:350~700℃退火态Ti-45Ni-5Cu和Ti-45Ni-5Cu-0.3Cr合金冷却、加热时的相变类型相同,皆为B2■ΔB19′(B2-母相,CsCl型结构;B19′-马氏体,单斜结构);室温下,两种合金的拉伸曲线特征类似,皆呈现形状记忆效应(SME);随变形温度升高,两种合金均发生SME→SE(超弹性)转变。与Ti-45Ni-5Cu合金相比,Ti-45Ni-5Cu-0.3Cr合金的马氏体相变温度较低,相变热滞较窄,抗拉强度较低,伸长率较高,形状记忆平台应力较高,SME→SE转变温度较低。350~700℃退火态Ti-45Ni-5Cu-0.3Cr合金在60℃变形时SE较优。650℃退火态Ti-45Ni-5Cu-0.3Cr合金的塑性最好,伸长率达67.6%。