热处理对Ti-50.8Ni合金相变行为和拉伸性能的影响

采用Pyis Dyiamond差热分析仪和电子万能试验机,研究了固溶、固溶加时效对Ti-50.8Ni合金的相变行为和拉伸性能的影响。结果表明:热处理制度对Ti-50.8Ni合金的相变温度和相变行为有明显影响,Ti-50.8Ni合金在时效过程中产生析出相,导致相变温度和相变行为发生改变,进而对室温拉伸性能产生影响。

退火和时效工艺对富镍Ti-Ni形状记忆合金显微组织和相变行为的影响

为了给富镍Ti-Ni形状记忆合金热处理工艺的优化提供依据,以Ti-50.8Ni合金丝为对象,用光学显微镜、透射电子显微镜和示差扫描量热仪研究了退火和时效工艺对富镍Ti-Ni合金显微组织、相变类型、相变温度和相变热滞的影响规律。Ti-50.8Ni合金丝经350~800℃+5~120 min退火处理后,随退火温度和时间增加,合金发生回复、再结晶和晶粒长大过程,再结晶温度在600℃左右,显微组织形态由纤维状向等轴状变化;冷却/加热相变类型由B2→R→B19′/B19′→R→B2型向B2→R→B19′/B19′→B2型向B2→B19′/B19′→B2型转变(B2-母相,CsCl型结构;R-R相,菱方结构;B19′-马氏体相,单斜结构);R相变温度θ_(R)先升后降,极大值35.2℃在400℃退火态合金中取得;马氏体(M)相变温度θ_(M)升高,M相变热滞Δθ_(M)降低,R相变热滞Δθ_(R)约为4℃。该合金经300~500℃+0.5~50 h时效处理后,随时效温度和时间增加,合金中Ti3Ni4析出物形貌由细小颗粒状→针状→粗片状变化;300℃和500℃时效态合金的相变类型分别为B2→R→B19′/B19′→R→B2和B2→R→B19′/B19′→B2,400℃时效态合金的相变类型由B2→R→B19′/B19′→R→B2型向B2→R→B19′/B19′→B2型转变;θ_(R300)、θ_(R400)、θ_(R500)、θ_(M300)和θ_(M500)升高;θ_(M400)先降后升,极小值-121.4℃在400℃+1 h时效态合金中取得;Δθ_(M300)和Δθ_(M400)先升后降,极大值70.5℃和129.4℃分别在300℃+5 h和400℃+1 h时效态合金中取得;Δθ_(M500)降低,Δθ_(R300)和Δθ_(R400)约为4℃。

固溶时效处理对Ti-0.3Mo-0.8Ni钛合金微观组织与力学性能的影响

对Ti-0.3Mo-0.8Ni钛合金进行固溶时效处理,采用光学显微镜、室温拉伸测试以及扫描电子显微镜,研究Ti-0.3Mo-0.8Ni钛合金经不同固溶时效温度处理后的微观组织与力学性能。结果表明:随固溶温度的升高,合金组织中初生α相含量不断减少直至消失,同时有大量次生α相析出,合金组织类型由双态组织逐渐转变为细片层组织。合金塑性随固溶温度升高而逐渐降低,而强度变化趋势与塑性相反。固溶温度为两相区时,合金的拉伸断口形貌主要由大量韧窝构成,且有少量的二次裂纹及孔洞;当固溶温度为单相区时,合金的拉伸断口形貌主要由结晶状形貌构成,出现解理台阶及撕裂棱,并有少量细小的韧窝在断口表面分布。

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。

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。

时效温度对Ti-50.8Ni-0.1Nb合金相变和形状记忆行为的影响

采用X射线衍射仪、示差扫描量热仪、激光扫描共聚焦显微镜、TEM和拉伸实验研究了时效温度(tag)对(300,400,500,600℃;1h)时效态Ti-50.8Ni-0.1Nb形状记忆合金相变、组织和形状记忆行为的影响。结果表明:300~600℃时效态Ti-50.8Ni-0.1Nb合金的相组成为B2和B19′。随tag升高,合金冷却/加热相变类型发生由A→R→M/M→R→A型向A→M/M→A型转变(A-母相B2,Cs Cl结构;R-R相,菱方结构;M-马氏体相B19′,单斜结构),R相变温度先升高后降低,M相变温度先降低后升高再降低;R和M相变热滞分别在3.8~12.0℃和8.7~131.7℃之间变化。随tag升高,合金中Ti3Ni4析出相的形态发生由点状→针状→透镜状→片状转变。400、500℃时效态合金的抗拉强度高于300、600℃时效态合金的,其伸长率则低于后者。300、400、600℃时效态合金呈超弹性,500℃时效态合金呈形状记忆效应。随应力-应变循环次数增加,合金的应力-应变曲线平台应力下降并趋稳,300、400℃时效态合金的超弹性稳定性良好。

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θ_R和θ_M先升高后降低,M相变热滞Δθ_M持续降低,R相变热滞Δθ_R基本不变.加入0.5%V后,合金的相变类型和Δθ_R、Δθ_M基本不变,θ_R、θ_M降低;加入0.3%Cr后,相变类型和Δθ_R基本不变,Δθ_M增加,θ_R和θ_M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388MPa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.

不同时效工艺下Ti-50.8Ni-0.3Cr形状记忆合金的组织和性能

以Ti-50.8Ni-0.3Cr形状记忆合金为研究对象,在不同温度和时间下对其进行时效处理,分析合金的显微组织、拉伸性能和超弹特性。结果表明,随着时效时间的增加,Ti-50.8Ni-0.3Cr形状记忆合金的塑性变差,强度不断提高。时效温度为300℃时,合金的超弹特性最好。

热处理参数对Ti-50.8Ni钛镍合金相变点的影响

研究了不同热处理制度对Ti-50.8Ni钛镍记忆合金丝材性能的影响。实验结果表明,试样经固溶处理后,随温度的升高,Af值变化不大,仅为20℃左右。试样经固溶加时效处理后,随时效时间延长,Af值虽略有上升,但变化不大;时效温度对Af值影响较大,低于480℃随时效温度升高,Af点升高;高于480℃随时效温度升高,Af点下降。试样经固溶时效处理后,水淬的Af值最高;经固溶加时效处理后,炉冷和水淬的Af值较空冷显著提高,但炉冷和水淬2种方式的Af值差别不大。

时效工艺对Ti-50.8Ni-0.1Zr形状记忆合金显微组织和相变行为的影响

对Ti-50.8Ni-0.1Zr(摩尔分数,%)形状记忆合金进行了800℃固溶淬火+(300~600℃,1~50 h)时效处理,采用光学显微镜、透射电镜和差示扫描量热仪研究了时效温度和时效时间对该合金显微组织和相变行为的影响。结果表明:随时效温度升高,合金中Ti3Ni4析出相由细小颗粒状生长为透镜状再变为粗片状。300℃时效态合金的相变类型为A→R→M/M→R→A(A为母相B2,CsCl型结构;M为马氏体B19′,单斜结构;R为R相,菱方结构),400℃时效态合金的相变类型由A→R→M/M→R→A向A→R→M/M→A型转变,500℃和600℃时效态合金的相变类型分别为A→R→M/M→A和A→M/M→A。随时效温度升高,该合金的R、M相变温度先升高后降低,400℃、50 h时效态合金的R相变温度最大(为43.7℃),500℃、50 h时效态合金的M相变温度最大(为4.0℃);M相变热滞在26.1~122.6℃之间变化;R相变热滞比较稳定,在4.8~7.5℃之间变化。随时效时间延长,该合金的R、M相变温度先升高后趋于稳定,M相变热滞先降低后趋于稳定,R相变热滞变化不大。时效温度对Ti-50.8Ni-0.1Zr合金析出相形貌和相变行为的影响比时效时间更显著。

Ni-Al涂层对Ti-22Al-26Nb合金抗氧化性能的影响

采用爆炸喷涂技术在Ti-22Al-26Nb(原子分数, ％)基体上制备了Ni-68.5Al(原子分数, ％)合金涂层,涂层在 退火后与基体结合良好.XRD分析表明,退火后涂层主要由β-NiAl以及少量Al3Ti和Al3Nb组成.研究了Ni-Al涂层 对Ti-22Al-26Nb合金在800℃静态空气中氧化性能的影响. Ti-22Al-26Nb合金氧化后主要生成了疏桧多孔的TiO2, 其抗高温氧化性能很差.施加Ni-Al涂层后,高温下生成了一层致密的Al2O3,氧化动力学曲线满足抛物线规律,抗氯化性能 显著提高.

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.

Ti-50．8Ni-0．3Cr超弹性合金的相变与形变特性

用示差扫描量热仪、X射线衍射仪、拉伸实验和循环实验研究了退火温度、形变温度和应力-应变循环对Ti-50.8Ni- 0.3Cr超弹性(SE)合金丝和弹簧相变、形变及应力循环特性的影响.350—600℃退火态Ti-50.8Ni-0.3Cr合金室温下呈SE特性,室温组织由母相B2和TiNi_3组成.退火温度显著影响合金的相变类型,随退火温度升高,合金的马氏体相变温度升高,R相变温度先升高后降低,应力诱发马氏体应力先降低后升高;随形变温度的升高,SE弹簧的应力诱发马氏体切应力增加;随应力循环次数增加,SE弹簧的应变恢复率先快速衰减后趋于稳定.预循环训练可增加弹簧SE特性的稳定性.要使该合金弹簧具有良好的SE特性,退火温度应为400—550℃,使用温度应在室温以上.

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(Ta)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Ta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),Ta高于650℃后R和M相变峰消失。随Ta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。

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。

时效温度对Ti-51.1Ni形状记忆合金相变和形变行为的影响

用XRD、光学显微镜、TEM、示差扫描量热仪和拉伸试验研究了时效温度(Tag)对300、400、500、600℃各保温1h时效态Ti-51.1Ni形状记忆合金组织、相变、拉伸性能和形状记忆行为的影响。结果表明300~600℃时效态Ti-51.1Ni合金室温下由母相B2、马氏体B19′和析出相Ti3Ni4组成,显微组织形态呈等轴状,组织中存在Ti3Ni4析出相,随Tag升高Ti3Ni4析出相的形貌由点状变为片状。随Tag升高,Ti-51.1Ni合金冷却/加热相变类型由A→R/R→A型向A→R→M/M→A型向A→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);R相转变温度(TR)升高,M相转变温度(TM)在500℃时效态后降低。随Tag升高,合金的抗拉强度先升高后降低;伸长率先降低后升高。300、400℃时效态合金呈稳定超弹性(SE),500、600℃呈现形状记忆效应(SME)+SE。要使Ti-51.1Ni合金常温下呈SE,需对合金进行300℃或400℃时效处理;要使该合金在常温下呈SME,需对合金进行500℃时效处理。

保温时间对Ti-28Ni钎料钎焊连接Ti60/高铌TiAl合金接头的影响研究

在钎焊温度1 080℃、保温时间0~15min条件下,用Ti-28Ni钎料对Ti60与高铌TiAl合金钎焊连接进行了研究。用SEM,EDS等方法对接头微观组织进行分析,并研究了保温时间对接头连接界面微观组织和力学性能的影响。结果表明:获得的接头无气孔和热裂纹,接头的典型界面结构为Ti60/α+(α+β)/Ti_2Ni+(α+B2)/α+Ti_3Al/Ti_3Al/B2/高铌TiAl合金;当保温时间较短时,断裂发生在钎缝处,钎缝区含大量Ti_2Ni相,随着保温时间的延长,Ti_2Ni相逐渐消失,α+Ti_3Al网状区面积不断增大且向Ti60合金侧偏移,保温时间过长时,接头断裂位置由钎缝区向高铌TiAl合金母材侧偏移,断裂形式为脆性断裂。保温时间10min时,接头平均剪切强度达到最大值139 MPa。

Ti-15Cu-15Ni真空钎焊TiAl合金

在钎焊温度950℃,钎焊时间8～30min条件下,对TiAl/Ti-15Cu-15Ni/TiAl进行了真空钎焊试验,借助SEM、EDS分析和三元相图,探讨了界面微观组织结构,并通过拉伸试验评价了接头强度。研究结果表明,界面反应层由柱状两相区、网状析出区、过渡区、残余钎料区组成。在950℃,15min条件下,接头拉伸强度最高达到295MPa,保温时间延长或缩短,强度下降。

退火态Ti-49.8Ni形状记忆合金的组织及性能研究

用光学显微技术及拉伸试验研究了退火温度Ta和形变温度Td对Ti-49.8Ni(原子分数,%)形状记忆合金(SMA)丝材及弹簧的显微组织与形状记忆行为的影响。结果表明:冷加工态Ti-49.8Ni合金组织呈纤维状;退火后,随Ta升高,其显微组织逐渐从纤维状向等轴状过渡,合金丝和弹簧的马氏体(M)再取向力先减小后增大;退火态合金在室温下呈形状记忆效应,随Td升高,合金的M再取向力升高,形状记忆效应份额逐渐减少,超弹性效应份额逐渐增加。

Ti-50Ni激冷合金薄带的组织、相变和形状记忆行为

用熔体激冷法制备了Ti-50Ni合金薄带,用扫描电子显微镜、透射电子显微镜、X射线衍射仪、示差扫描量热仪和弯曲试验研究了Ti-50Ni激冷合金薄带的显微组织、相组成、相变和形状记忆行为。结果表明,铸态和退火态Ti-50Ni激冷合金薄带都具有良好的形状记忆效应,其显微组织呈树枝状,由马氏体和母相组成,冷却时都发生A→R→M二阶段相变,加热时铸态和400~500℃退火态激冷合金薄带发生M→R→A二阶段相变,550~600℃退火态则发生M→A一阶段相变。随退火温度升高,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△T_M升高,马氏体正相变温度T_M和R相变热滞△T_R降低。