退火工艺对Ti-Ni-V形状记忆合金相变和形变行为的影响

利用差示扫描量热仪和拉伸试验研究了400℃×10~120 min和500℃×10~120 min退火态Ti-50.8Ni-0.5V合金的相变行为、拉伸性能和形状记忆行为。结果表明:随退火温度和时间变化,合金的相变类型、R相变温度T_(R)和热滞ΔT_(R)、马氏体相变温度T_(M)和热滞ΔT_(M)、抗拉强度R_(m)、伸长率A、应力诱发马氏体相变临界应力σ_(M)、加载-卸载残余应变ε_(R)和能耗W_(D)的变化规律如下:400和500℃退火态Ti-50.8Ni-0.5V合金皆发生B2→R→B19’/B19’→R→B2(B2-母相,CsCl型结构;R-R相,菱方结构;B19’-马氏体相,单斜结构)型相变;T_(R)^(400℃)>T_(R)^(500℃),T_(M)^(500℃)>T_(M)^(400℃),ΔT_(M)^(400℃)>ΔT_(M)^(500℃)≥ΔT_(R)^(400℃)≈ΔT_(R)^(500℃)≈4℃;R_(m)^(400℃)>R_(m)^(500℃),A^(500℃)>A^(400℃);400℃退火态合金的超弹性(SE)稳定性高于500℃退火态合金。随退火时间延长,T_(R)^(400℃)、T_(R)^(500℃)、T_(M)^(400℃)和T_(M)^(500℃)升高,ΔT_(M)^(400℃)和ΔT_(M)^(500℃)减小,ΔT_(R)^(400℃)和ΔT_(R)^(500℃)在3.5~4.6℃之间变化;400℃退火态合金保持SE,500℃退火态合金由SE向SE+SME(形状记忆效应)转变;σ_(M)^(400℃)和σ_(M)^(500℃)降低;W_(D)^(400℃)和W_(D)^(500℃)增加;ε_(R)^(500℃)先降后升;ε_(R)^(400℃)在0.64%~1.36%之间变化。要使Ti-50.8Ni-0.5V合金获得较高的T_(R),可对其进行400℃退火;要使该合金获得较高的T_(M),可对其进行500℃退火;要使该合金在室温下获得超弹性,可对其进行400℃×10~120 min或500℃×10~60 min退火。

时效态Ti-50.8Ni-0.5V合金的组织、相变和形状记忆行为

为了揭示时效温度和时间对Ti-50.8Ni-0.5V形状记忆合金超弹性(SE)和形状记忆效应(SME)的影响规律,本文用透射电子显微技术、示差扫描量热仪和拉伸试验分别研究了经300℃、400℃、500℃分别时效0.5 h、1 h、5 h、10 h、20 h、50 h后Ti-50.8Ni-0.5V合金的显微组织特征、相变行为和形状记忆行为。结果表明:300~500℃时效态Ti-50.8Ni-0.5V合金的显微组织由基体和Ti3Ni4析出相组成,其中Ti3Ni4析出相呈透镜状,分布在基体的晶内和晶界。随着时效温度升高和时效时间的延长,Ti3Ni4析出相尺寸增大,密度减小。在冷却/加热过程中,300℃和400℃时效态合金发生B2→R→B19′/B19′→R→B2(B2—母相,CsCl型结构;R—R相,菱方结构;B19′—马氏体,单斜结构)型相变,500℃时效态合金发生B2→R→B19′/B19′→B2型相变。随着时效时间的延长,合金的R相变温度TR和马氏体相变温度TM增加,马氏体相变热滞ΔTM减小,R相变热滞ΔTR变化不大,其中TR400℃>TR300℃>TR500℃,TM500℃>TM400℃>TM300℃,ΔTM400℃>ΔTM300℃>ΔTM500℃,ΔTR300℃≈ΔTR400℃≈4℃。室温下,(300℃,0.5~50 h)、(400℃,0.5~10 h)和(500℃,0.5~1 h)时效态Ti-50.8Ni-0.5V合金呈SE特性,(400℃,10~50 h)和(500℃,1~50 h)时效态合金呈SE+SME特性。要使Ti-50.8Ni-0.5V合金在室温下获得优异的SE特性,可对其进行(300℃,0.5~50 h)或(400℃,0.5~10 h)或500℃/0.5~1 h时效处理。

时效工艺对Ti-Ni-V形状记忆合金显微组织和超弹性的影响

采用TEM和拉伸实验研究经300、400和500℃分别时效0.5-100 h后,时效温度和时效时间对Ti-50.8Ni-0.5V(摩尔分数,%)形状记忆合金室温显微组织和超弹性(SE)的影响。结果表明,时效温度对合金析出相形貌和SE特性的影响比时效时间显著。随时效温度的升高,合金中Ti3Ni4析出物形态由颗粒状向针状再向粗片状演变,合金的应力诱发马氏体相变临界应力(σM)降低,SE特性变差。300℃时效态合金的σM最大,SE最好;500℃时效态合金的σM最小,SE最差。随时效时间的延长,300℃时效态合金的SE特性稳定,σM和超弹性能耗降低;400和500℃时效态合金的超弹性残余应变增加,SE特性逐渐消失。

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AR(A-母相,R-R相)一阶段可逆相变,其余3合金发生ARM(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。

Ti-Ni-V形状记忆合金的循环形变特性

用示差扫描热分析仪、光学显微镜、X射线衍射仪和拉伸实验研究退火态Ti-50.8Ni-0.5V(摩尔分数,%)形状记忆合金的相变行为、显微组织和循环形变特性。结果表明:400、500和600℃退火态合金的相变类型分别为A→R/R→A、A→R→M/M→R→A和A→M/M→A(A—母相B2,R—R相,M—马氏体),合金的室温组成相为B2和R相。400、500和600℃退火态合金的显微组织形态分别呈纤维状、纤维状和等轴状。Ti-50.8Ni-0.5V合金在室温下呈超弹性特性,600℃退火态合金的应力诱发M临界应力(σM)高于400和500℃退火态合金的。400℃退火态合金的应力—应变的循环特性稳定,超弹性特性优异,经一次循环后合金即可呈现完全非线性超弹性;500和600℃退火态合金的应力—应变的循环稳定性较差。随循环次数增加,合金的σM降低,循环耗能减小。随循环应变量增大,合金的循环耗能增加,而循环稳定性有所降低。

TiAl基合金真空钎焊接头组织性能分析

采用Ti37.5-Ni37.5-V25钎料作为中间层对TiAl基合金(Ti-42.5Al-9V-0.3Y)进行真空钎焊,研究在不同钎焊温度下接头组织性能的变化情况;结果表明,真空钎焊后接头的厚度由原来钎料的200μm增加到400μm,说明接头发生强烈的化学反应,同时随着钎焊温度的增加,接头的界面形态和剪切强度有很大的变化,钎焊温度低于1 220℃时,界面反应不完全,焊缝中心残留未完全融化的钎料,温度高于1 220℃时,界面反应完全,焊接接头由钎缝中心区、致密网状区和不连续析出区三个区域组成;在1 220℃、10 min条件下得到良好的接头,剪切强度达到196 MPa。

Ti-50.8Ni-0.5V形状记忆合金的相变、组织与性能

利用XRD、示差扫描热分析仪(DSC)、光学显微镜和拉伸试验研究退火态Ti-50.8Ni-0.5V(摩尔分数,%)形状记忆合金的相变行为、组织特征和力学性能。结果表明:400~700℃退火态Ti-50.8Ni-0.5V合金室温组成相为母相B2和马氏体B19′。随退火温度升高,该合金冷却/加热时的相变类型由B2→R/R→B2型向B2→R→B19′/B19′→R→B2型向B2→R→B19′/B19′→B2型向B2→B19′/B19′→B2型转变;R相、马氏体相变温度先升高后降低,极大值28.1℃、-58.5℃分别在400℃、500℃退火态合金中取得;显微组织由纤维状变为等轴状,再结晶温度在550~600℃之间;抗拉强度降低,塑性提高;应力诱发马氏体临界应力ζM先降低后升高,极小值325MPa在450℃退火态合金中取得;残余应变先升高后降低再升高,极大值2.55%在450℃退火态合金中取得,极小值0.65%在500~650℃退火态合金中取得。随形变温度升高,合金由形状记忆效应(SME)向超弹性(SE)转变,SME→SE转变温度可用DSC曲线上马氏体逆相变峰温度tMr+16℃估算。随循环次数增加,400℃退火态合金的ζM稳定,500和600℃退火态合金的ζM先降低后趋于稳定。

热处理对包含正二十面体准晶相Ti_(1.4)V_(0.6)Ni合金电极的电化学性能的影响(英文)

研究了热处理前后Ti1.4V0.6Ni合金的结构和电化学性能。采用X射线粉末衍射(XRD)方法分析合金的结构。电化学特性包括放电容量、循环稳定性和高倍率放电性能等。XRD衍射分析表明,在590°C热处理30min的合金,主要包含正二十面体准晶相、Ti2Ni(FCC)相、V基固溶相(BCC)和C14Laves相(Hex)。电化学测试显示,热处理后在30°C和放电电流密度为30mA/g的条件下,合金电极的最大放电容量可达330.9mA·h/g,并且循环稳定性和高倍率放电性能也得到改善。此外,通过电化学阻抗和合金内部氢的扩散系数研究了合金电极的动力学性能。

Ti基准晶复相材料电极的电化学储氢性能

通过电弧熔炼和铜辊急冷技术分别制得Ti1.4V0.6Ni准晶材料和V5Ti9Zr26.2Ni38Cr3.5Co1.5Mn15.6Al0.4Sn0.8(VTZN)合金材料,再用球磨法得到Ti1.4V0.6Ni+20%(质量分数)VTZN的复相材料,研究了该复相材料的组织和电化学储氢特性。结果表明,复相材料的相组成包括正二十面体准晶相(I-phase)、面心立方相(FCC)和体心立方相(BCC)。复相材料作为镍氢电池负极,在303 K和放电电流密度为30 mA/g条件下,最大放电容量可达310 mA.h/g,放电性能优于Ti1.4V0.6Ni合金负极。

新型复合贮氢合金Zr_(0.9)Ti_(0.1)(Ni,Co,Mn,V)_(2.1)的制备与电化学性能

采用熔铸方法制备母合金Zr0 .9Ti0 .1(Ni,Co ,Mn ,V) 2 .1,进而在母合金基础上添加吸氢剂B ,利用球磨制得 4种复合贮氢合金。X射线衍射结果表明 ,随着球磨时间的增加 ,复合合金由晶态转化为非晶态 ;电化学测试结果表明 ,复合合金经过 1～ 2次球磨就能完全活化 ,具有很好的活化性能 ;在 6 0mA/g电流下 ,复合贮氢合金C和D的稳定容量均可达到 44 0mA·h/ g左右 ,比母合金高出 80mA·h/ g ;但随着球磨时间的延长 ,所得的复合合金容量比铸态母合金的还低 ;在 30 0mA/g电流下 ,复合合金D具有较好的循环稳定性 ,经过 2 0 0次循环后其容量仅衰减 3 %。

稀土、钒钛贮氢合金及镍氢电池研究进展

介绍了利用四川省稀土钒钛优势资源研究开发稀土、钒钛贮氢合金及镍氢电池的进展情况。成功开发了:1)无钕贮氢合金,所制备出的镍氢电池不仅常温综合性能优良,且可在-30℃下放电,比普通镍氢电池在电动车等用镍氢电池上更有优势;2)低温无钕贮氢合金和性能优良的宽温区(-40℃^+55℃)镍氢电池,对我国国防、寒冷及特殊行业的应用意义重大;3)吸放氢性能优良的V-Ti-Cr-Fe系列合金,采用廉价的80VFe中间合金解决了添加金属V带来的高昂成本的问题,可作为车用燃料电池的氢源载体。研究发现温度和钯对钒的放电性能有重要影响,结果表明这种合金在温度不超过80℃的加热条件下有可能成为高能量密度的一次或二次镍氢电池负极材料。无钕系列贮氢合金的开发成功对于缓解我国长期存在的稀土资源利用不平衡的突出矛盾有重要意义。

铬替代锰对Ti_(0.8)Zr_(0.2)V_(1.6)Mn_(0.8)Ni_(0.6)多相贮氢电极合金结构和电化学放电性能的影响

采用电化学测试技术、X 射线衍射等技术研究了 Ti0.8Zr0.2V1.6Mn0.8- CrxNi0.6 (0≤x≤0.64) 贮氢电极合金 x的结构和电化学放电特性。研究表明:合金由 C14 Laves 相和 BCC 相构成;铬替代锰的量越多,枝晶组织越粗大。X 射线衍射发现替代影响合金的晶格参数。合金的最大电化学放电容量为 545 mAh/g,电化学活化容易,但循环性能比较差。随着替代量增大,由于铬抑制了钛、锆和钒元素的表面迁移和氧化使合金的循环性能退化明显减轻,但同时因为替代使晶胞过大导致最大电化学放电容量有所降低。

Ni对V_(55)Ti_(20.5)Cr_(18.1)Fe_(6.4)合金吸放氢性能的影响

研究了用Ni元素取代一定量V对V55Ti20.5Cr18.1Fe6.4合金结构与性能的影响。结果表明,随Ni含量的增加,合金有效吸氢量先增大后减小,放氢压力增大,合金吸氢动力学性能也是先有所改善,而后又变差。添加0.1at%Ni有利于改善基体合金V55Ti20.5Cr18.1Fe6.4的吸放氢性能。用Ni元素取代V引起的晶胞体积的变化、放氢平台压力的升高以及杂质相的出现,是影响合金有效吸氢量和吸氢动力学性能的主要因素。

Ti_(38)Zr_(45)Ni_(17)准晶合金的储氢性能及其V合金化

研究了三元Ti_(38)Zr_(45)Ni_(17)准晶合金及其V合金化后的四元合金(Ti_(0.38)Zr_(0.45)Ni_(0.17))_(100-x)V_x(x=5%、10%、30%、40%、60%(原子分数))的吸放氢性能。准晶成分设计思想源自于团簇线方法,即在Ti-Zr-Ni三元合金体系中利用两条团簇线的交点确定最佳准晶成分Ti_(38)Zr_(45)Ni_(17)。利用铜模吸铸快冷工艺制备直径为3mm的合金棒。吸放氢测试结果表明,Ti_(38)Zr_(45)Ni_(17)准晶在303K首次吸氢量为0.9%(质量分数),在573K时合金首次吸氢量可达2.38%(质量分数),合金吸氢过程快速完成,并放出大量的热,可将吸氢前的粉末样品烧结成块体凝聚物。吸氢后准晶结构消失,完全转化为氢化物结构。添加5%～30%(原子分数)的V进行合金化时可提高合金在573K下的首次吸氢量,最大为2.96%(质量分数),具有固溶体结构的(Ti_(0.38) Zr_(0.45)Ni_(0.17))_(40)V_(60)合金在室温下首次吸氢量为3.2% (质量分数)。由于准晶及其V合金化的合金在吸放氢之后均形成了稳定的氢化物,导致其放氢非常困难。

熔体旋淬合金Zr_(0.9)Ti_(0.1)(Ni,Co,Mn,V)_(2.1)的微结构与电化学性能

对比研究了熔体旋淬和常规熔铸合金Zr0 .9Ti0 .1(Ni,Co ,Mn ,V) 2 .1的微结构和电化学性能 .XRD分析表明 :熔体旋淬合金在退火前后的晶体结构和铸态合金一样 ,均为面心立方结构 ,由LaveC15相组成 ;并且随旋淬速度的增加 ,旋淬合金中的非晶成分越多 .电化学测试表明 :旋淬合金有较好的活化性能 ,但其最大放电容量较低 ,小于 2 80mAh/g ;而退火后的旋淬合金需经 30次循环才能完全活化 ,其最大放电容量皆为 34 0mAh/g左右 ,高于铸态合金和退火前的旋淬合金 ;在电流密度为 30 0mA/g下进行充放电循环 ,发现退火后的旋淬合金循环稳定性明显高于铸态合金电极 ,并且随旋淬速度的增加 ,循环稳定性越好 ,经过 80 0次循环后 ,退火后的 4 0m/s合金容量保持率高达 85 % ,容量衰减率只有 6.9%

TiV1．1Mn0．9Ni0．5＋20％ZrCr2储氢复合材料的循环稳定性

用两步电弧熔炼法制备储氢复合合金材料TiV1.1Mn0.9Ni0.5+20%ZrCr2,用XRD、能谱(EDS)、电感耦合等离子体-光学发射光谱(ICP-OES)和SEM分析研究储氢复合合金材料电极的微观结构、循环稳定性和协同效应。复合合金具有与母体合金相同的双相结构;复合合金电极的最大放电容量存在协同效应,在任何一次循环时,实际放电容量均有明显的协同效应;母体合金电极第15次循环的容量保持率仅为5.84%,复合合金电极第15次和第80次循环的容量保持率分别为96.22%和68.72%,原因可能是ZrCr2合金的添加能提高合金电极在KOH溶液中抗腐蚀、抗氧化和抗粉化的能力。

(Ti_(0.7)Zr_(0.2)V_(0.1))Ni贮氢合金的电化学性能及氢致相变研究

研究了（Ｔｉ０．７Ｚｒ０．２Ｖ０．１）Ｎｉ合金的相结构和电化学性能。结果表明：在比较快的冷却条件下（真空电弧炉熔化，水冷铜坩埚凝固），合金铸态组织为具有Ｂ２结构（ＣｓＣｌ型）的单一奥氏体相；充氢使Ｂ２结构的奥氏体相转变为单斜结构的马氏体相；反复电化学充放氢使Ｔｉ２Ｎｉ和Ｚｒ９Ｎｉ１１相逐渐从母相中析出。在５０ｍＡ／ｇ放电倍率下，（Ｔｉ０．７Ｚｒ０．２Ｖ０．１）Ｎｉ合金的电化学容量可达３８０ｍＡｈ／ｇ，是ＴｉＮｉ二元合金的两倍。但经１０次充放电循环后合金容量迅速衰退至２００ｍＡｈ／ｇ。研究表明，（Ｔｉ０．７Ｚｒ０．２Ｖ０．１）Ｎｉ合金具有较高电化学容量主要是由于在ＴｉＮｉ相的催化作用下，具有高贮氢量的Ｔｉ２Ｎｉ相和Ｚｒ９Ｎｉ１１相能可逆地吸放氢所致，而其较快的容量衰退则主要与Ｔｉ２Ｎｉ相的氧化有关。

微波消解–ICP–OES法测定难分解不锈钢和中低合金钢中7种元素

以微波消解–ICP–OES法测定难分解不锈钢和中低合金钢中Cr，Ni，Mn，V，Ti，Cu，Mo的含量。样品经6 mL稀王水和0.5 mL HF微波消解处理后，用带有耐HF进样系统的ICP–OES仪测定试样中多种元素。在优化仪器分析参数和消除基体及共存元素的干扰后，各待测元素的检出限为0.0009%～0.0099%，校准工作曲线的线性相关系数均大于0.999，相对标准偏差为0.27%～1.50%（n=6）。该方法适用于难分解不锈钢和中低合金钢中7种元素含量的日常检测。

V-Ti-Ni-Co-Ce钒基电池合金电化学性能的研究

针对目前V-Ti-Ni电池合金电化学性能差等原因,采用球磨-烧结工艺制备了钒基汽车电池合金V-Ti-Ni和V-Ti-Ni-Co-Ce合金,并进行了电化学循环稳定性能、电化学耐腐蚀性能、物相组成以及显微组织的测试与分析。结果表明:V-Ti-Ni和V-Ti-Ni-Co-Ce合金都是由V基固溶体相和TiNi相组成。与V-Ti-Ni合金相比,V-Ti-Ni-Co-Ce合金的组织明显细化,晶粒分布更为均匀,网状晶界更加密集,从而为充放电循环过程中提供更好的进出通道,使得V-Ti-Ni-Co-Ce合金具有更佳的电化学循环稳定性能和电化学耐腐蚀性能:充放电循环15次后放电容量增大294%;合金的腐蚀电位正移109 mA,腐蚀电流密度减小37%。

球磨AB2-Mg50Ni50复合贮氢合金放电性能

将Zr0.9Ti0.1V0.2Mn0.6Co0.1Ni1.1合金与20%Mg50Ni50非晶球磨,制备AB2-Mg50Ni50复合贮氢合金。采用XRD物相分析、扫描电镜、EDS分析及电化学性能测试,研究球磨时间对AB2-Mg50Ni50复合贮氢材料的结构和电化学吸放氢性能的影响。结果表明,随复合球磨时间增加,复合合金电极放电性能有所提高。经24h球磨的复合材料在常温250mA/g充电3h,50mA/g放电至1.0V的充放电制度下,经过6次循环,放电容量达到435mAh/g。由于AB2与Mg50Ni50非晶合金组元材料之间可能产生的协同耦合作用,使得复合材料Zr0.9Ti0.1V0.2Mn0.6Co0.1Ni1.1-Mg50Ni50出现复合诱导效应,从而改善了AB2合金电极的放电性能。