Co對Ti_Ni形狀記憶合金相變和形變特性的影響_圖文

1、2010年 4月 RARE METAL MATERIALS AND ENGINEERING April 2010收到初稿日期:2009-04-28;收到修改稿日期:2009-12-31基金項目:陜西省自然科學基金(2009JM6010和陜西省教育廳科研計劃(09JK375作者簡介:賀志榮,男,1960年生,博士,教授,陜西理工學院材料科學與工程學院,陜西 漢中 723003,電話:0916-*,E-mail:hezhirong01Co 對Ti-Ni 形狀記憶合金相變和形變特性的影響賀志榮,蔡繼峰,楊 軍,王 芳(陜西理工學院,陜西 漢中 723003摘 要:用熱重分析儀、X 射線衍射儀、示差掃

2、描量熱儀及拉伸試驗研究了Co 對Ti-49.8Ni(at%, 下同形狀記憶合金相變和形變特性的影響。結(jié)果表明,中溫退火態(tài)Ti-49.8Ni 合金冷卻/加熱時的相變類型為A R M/M A(A 母相,R R 相,M 馬氏體相;隨退火溫度升高,該合金的馬氏體相變溫度升高, R 相變溫度先升高后降低;該合金室溫相組成為馬氏體,具有形狀記憶效應(SME。用1%Co 置換等量Ti 后所得Ti-49.8Ni-1Co 合金冷卻/加熱時的相變類型為A R M/M R A ,相變溫度低,室溫組成相為母相A ,具有超彈性(SE特性。退火溫度低于600 時,Ti-Ni 基合金的SME 和SE 特性良好,退火溫度超過

3、600 后,合金氧化加劇,SME 和SE 特性變差,塑性顯著提高。 關鍵詞:Ti-Ni 基合金;相變;形變;形狀記憶效應;超彈性中圖法分類號:TG139.+6;TG113.25 文獻標識碼:A 文章編號:1002-185X(201004-0633-05在諸多形狀記憶合金(SMA中,Ti-Ni 合金最具代表性。該合金不僅具有良好的形狀記憶效應(SME和超彈性(SE特性,還具有比強度高、無磁性、耐腐蝕、耐磨損、生物相容性好、高阻尼等特點,已逐步應用于航空航天、建筑、橋梁等諸多領域1。為了改善Ti-Ni 合金的SME 和SE 特性,可對其進行退火或時效處 理2,或加入Co 、Cr 、V 等進行合金化

4、處理 3,4。Co 具有降低Ti-Ni 合金相變溫度的作用 5,6,當Co 含量為1.38 %的 Ti-Ni-Co 合金室溫形變時產(chǎn)生應力誘發(fā)M 相變 7,為該合金在室溫下獲得SE 創(chuàng)造了條件。在文獻5中,本文作者系統(tǒng)研究了退火、時效工藝對Ti-49.8Ni-1.0Co 合金相變行為的影響,給出了退火溫度及其時間和時效溫度及其時間對R 、M 相變溫度和熱滯的影響規(guī)律。目前,有關Co 對Ti-Ni 合金相變和形變行為影響的研究尚不充分。本實驗以Ti-49.8Ni 和Ti-49.8Ni-1.0Co 為對象,通過對比研究,探討了Co 和熱處理對Ti-Ni 合金相變和形變行為的影響規(guī)律。1 實 驗實驗

5、材料為直徑0.8 mm 的Ti-49.8Ni 和Ti-49.8Ni-1.0Co 合金絲及彈簧,彈簧中徑67 mm ,圈數(shù)5圈。熱處理在SK2-2-10管式電阻爐中進行,退火溫度350600 。用ZRY-2P 型熱重分析儀(TG研究合金的加熱氧化行為,試樣長度為3 mm ,加熱溫度范圍為室溫1000 ,加熱速率為10 /min 。用DX-2500型X 射線衍射儀(XRD分析合金的室溫相組成,Cu 靶K 輻射。用島津-50型示差掃描熱分析儀(DSC研究不同熱處理態(tài)合金的相變行為,加熱溫度范圍150150 ,加熱/冷卻速率為10 /min 。用LDS-20KN 型拉伸試驗機研究不同熱處理態(tài)合金絲在室

6、溫下的形變行為,試樣長度為120150 mm ,標距60 mm 。用拉伸測力儀測試彈簧在不同溫度下的切應力-切應變曲線,Ti-49.8Ni 合金彈簧測試溫度范圍為20120 ,Ti-49.8Ni-1.0Co 合金測試范圍為2060 。2 結(jié)果及分析2.1 加熱氧化行為圖1給出了Ti-49.8Ni 和Ti-49.8Ni-1.0Co 合金加熱溫度與質(zhì)量變化的關系?？梢钥闯?加熱溫度超過600 ,兩合金的氧化加劇;加入1.0%Co 后對合金的氧化行為影響不大。 2.2 相組成用X 射線衍射儀對不同溫度退火態(tài)Ti-Ni 合金的室溫相組成進行了分析,結(jié)果見圖2。可以看出,退火態(tài)Ti-49.8Ni 合金的

7、室溫相為M 相,Ti-49.8Ni-1.0Co 合金的室溫相為A 相8。隨退火溫度升高,合金組織中出現(xiàn)了氧化物TiO 29。室溫下馬氏體相的存在表明Ti-49.8Ni 合金室溫下將呈現(xiàn)SME 特性,而A 相的存在則表明Ti-49.8Ni-1.0Co 合金在室溫下呈現(xiàn)SE 特性。圖1 Ti-49.8Ni 和Ti-49.8Ni-1.0Co 合金的TG 曲線 Fig. 1 TG curves of Ti-49.8Ni and Ti-49.8Ni-1.0Co alloys2.3 相變行為退火溫度對Ti-49.8Ni 和Ti-49.8Ni-1.0Co 合金DSC 曲線的影響見圖3。由圖3a 知,Ti-4

8、9.8Ni 合金的相變峰大而尖銳,相變區(qū)域較寬。在其冷卻DSC 曲線上先后出現(xiàn)了部分重合的R 和M 2個相變峰,分別對應于A R 和R M 兩階段馬氏體相變,退火溫度550 時,R 、M 峰合并;在加熱DSC 曲線上出現(xiàn)了M'相變峰,對應于M A 一階段馬氏體逆相變。由圖3(b知,Ti-49.8Ni-1.0Co 合金冷卻時亦發(fā)生A R M 兩階段相變,退火溫度600 時,R 、M 峰合并;加熱DSC 曲線上先后出現(xiàn)了M'和R' 2個相變峰,分別對應于M R 和R A 相變,即合金在加熱時發(fā)生M R A 兩階段相變10,11,退火溫度500 時,M'和R'

9、相變峰合并,只發(fā)生A M 一階段相變。隨退火溫度升高,Ti-49.8Ni 合金R 峰出現(xiàn)的溫度變化不大,M 、M'峰溫度不斷升高,合金相變溫度區(qū)間變窄,相變峰銳化;Ti-49.8Ni-1.0Co 合金R 、R'峰向低溫移動,M 峰向高溫移動,而M'峰溫度先升高后降低。圖4為退火溫度對Ti-49.8Ni 和Ti-49.8Ni-1.0Co 合金M 、R 相變溫度R s 、M s 和M 相變熱滯M 的影響。由圖4知,隨退火溫度升高,Ti-49.8Ni 合金的R 相變開始溫度R s 變化不大,馬氏體相變開始溫度M s 緩慢升高;Ti-49.8Ni-1.0Co 合金的R s 溫度

10、持續(xù)降低,M s 溫度保持上升態(tài)勢。在550 以下退火時,Ti-49.8Ni-1.0Co 合金的M 相變熱滯M (正逆馬氏體相變峰溫度差明顯大于Ti-49.8Ni 合金;隨退火溫度升高,Ti-49.8Ni 合金的M 變化不大,Ti-49.8Ni-1.0Co 合金的M 急劇降低。在600 退火時,Ti-49.8Ni 合金的M 遠大于Ti-49.8Ni-1.0Co 合金。圖2 不同溫度退火態(tài)Ti-49.8Ni 和Ti-49.8Ni-1.0Co 合金的XRD 圖譜Fig.2 XRD patterns of Ti-49.8Ni (a and Ti-49.8Ni-1.0Co (balloys annea

11、led at different temperatures圖3 退火溫度對Ti-49.8Ni 和Ti-49.8Ni-1.0Co 合金DSC曲線的影響Fig.3 Effect of annealing temperature on DSC curves ofTi-49.8Ni alloy (a and Ti-49.8Ni-1.0Co alloy (b2004006008001000123456Ti-49.8Ni第4期賀志榮等:Co對Ti-Ni形狀記憶合金相變和形變特性的影響·635·圖4 退火溫度對Ti-49.8Ni和Ti-49.8Ni-1.0Co合金M、R相變溫度R s、M

12、 s(a 和M相變熱滯M的影響Fig.4 Effects of annealing temperature on R and martensitictransition temperature R s, M s (aand martensitic transitionhysteresis (M (bof Ti-49.8Ni and Ti-49.8Ni-1.0Coalloys2.4 合金絲的形變行為合金元素的加入不僅影響Ti-Ni合金的相變行為,也影響其形變行為。圖5給出了Ti-49.8Ni與Ti-49.8Ni-1.0Co合金應力-應變曲線和平臺應力的比較。由于兩合金的相變溫度差異較大,故應力-

13、應變曲線上平臺應力的物理意義不同。Ti-49.8Ni合金的室溫組織為馬氏體,平臺應力表示馬氏體再取向應力,室溫呈現(xiàn)SME特性;Ti-49.8Ni-1.0Co合金的室溫組織為母相,平臺應力表示誘發(fā)馬氏體應力,室溫呈現(xiàn)SE特性12。隨退火溫度升高,Ti-49.8Ni合金的平臺應力有所降低,Ti-49.8Ni-1.0Co合金的平臺應力則快速上升,二合金的塑性皆增加,尤其是600 退火后兩合金的塑性顯著增加(見圖5c。從圖5還可看出,Ti-49.8Ni-1.0Co合金的平臺應變量大于Ti-49.8Ni合金,說明前者的形狀記憶量大于后者。2.5 合金彈簧的形變行為用拉伸試驗對不同溫度退火態(tài)Ti-49.8

14、Ni和Ti-49.8Ni-1.0Co合金彈簧在60 測得的切應力-切應變曲線如圖6所示,可以看出:(1 Ti-49.8Ni合金呈SME特性,Ti-49.8Ni-1.0Co合金呈SE特性,600 圖5 退火溫度對Ti-49.8Ni和Ti-49.8Ni-1.0Co合金工程應力-應變曲線(a-c和平臺應力(d的影響Fig.5 Effects of annealing temperatures on stress-strain curves (a-c and platform stress (d of Ti-49.8Ni andTi-49.8Ni-1.0Co alloys010*30060090012

15、0015001800·636· 稀有金屬材料與工程 第39卷圖6 退火溫度對Ti-49.8Ni 和Ti-49.8Ni-1.0Co 合金彈簧切應力-切應變曲線的影響Fig.6 Effects of annealing temperature on shear stress-shearstrain curves of Ti-49.8Ni and Ti-49.8Ni-1.0Co alloy springs退火態(tài)合金的記憶特性較差;(2 Ti-49.8Ni 合金的平臺應力顯著小于Ti-49.8Ni-1.0Co 合金。3 討 論冷加工退火態(tài)Ti-Ni 合金的相變行為受加工狀態(tài)、Ni

16、含量、合金元素和熱處理工藝等因素的影響 13。處于冷加工硬化態(tài)的Ti-Ni 合金組織呈纖維態(tài),內(nèi)部存在著高應力與高位錯等不可逆缺陷。這種組織狀態(tài)對隨后加熱冷卻時的相變過程會產(chǎn)生抑制作用,故該狀態(tài)下DSC 曲線上的相變峰小而平緩。對上述冷加工態(tài)的合金在400500 退火后,組織還處于回復狀態(tài),尚未達到再結(jié)晶程度,故呈纖維狀,此時加工應力完全釋放,位錯密度大大降低,加工硬化作用減弱,對相變過程抑制作用減弱,故DSC 曲線上相變峰大而尖銳14。Co 不僅影響Ti-Ni 合金的相變類型,也大大降低其相變溫度。如冷加工+中溫退火態(tài)Ti-49.8Ni 合金冷卻/加熱時的相變類型為A R M/M A ;同狀

17、態(tài)Ti-49.8Ni-1.0Co 合金的相變類型為A R M/M R A 。Ti-49.8Ni 合金室溫組織為馬氏體,呈SME 特性;Ti-49.8Ni-1.0Co 合金室溫組織為母相,呈SE 特性。Ti-49.8Ni-1.0Co 合金在較低溫度(如400 退火時,因固溶強化作用,其冷拔絲的位錯密度、殘余應力及殘留織構(gòu)高于Ti-49.8Ni 合金,這些因素會阻礙馬氏體相變,故400 退火態(tài)合金DSC 曲線上M 相變峰較小,相變溫度很低。熱滯的大小影響形狀記憶合金(SMA的應用類型,熱滯小的可作傳感元件,熱滯大者可作聯(lián)接元件15。退火溫度550 時,Ti-49.8Ni-1.0Co 合金熱滯遠大于

18、Ti-49.8Ni 合金。這說明降低相變溫度的合金元素可增大相變熱滯。故可利用合金化的方法改變熱滯,得到滿足不同用途的Ti-Ni 形狀記憶合金。Co 顯著影響Ti-Ni 合金的形變行為。加入Co 后,Ti-Ni 合金馬氏體相變溫度降低,室溫下呈母相狀態(tài)。由于Ti-Ni 合金母相強度高于馬氏體16,故室溫下Ti-49.8Ni 合金應力-應變曲線與Ti-49.8Ni-1.0Co 合金差異較大,Ti-49.8Ni-1.0Co 合金的平臺應力遠大于Ti-49.8Ni 合金。4 結(jié) 論1 Ti-49.8Ni 合金加熱到600 以上時氧化加劇,用1.0%Co 置換等量Ti 后,該規(guī)律不變。2 Ti-49.

19、8Ni 室溫相為馬氏體,呈SME 特性;用1.0%Co 置換等量Ti 后所得Ti-49.8Ni-1.0Co 合金的室溫相為母相A ,呈SE 特性。3 中溫退火態(tài)Ti-49.8Ni 合金冷卻/加熱時的相變類型為A R M/M A ,Ti-49.8Ni-1.0Co 合金的相變類型為A R M/M R A 。4 隨退火溫度升高,Ti-49.8Ni 合金的R s 溫度變化不大,M s 溫度升高;加入Co 后,Ti-Ni 合金相變溫度大幅度降低,熱滯增加。5 Ti-49.8Ni-1.0Co 合金拉伸曲線的平臺應力、應變均大于Ti-49.8Ni 合金。隨退火溫度升高,Ti-49.8Ni 合金的平臺應力減小

20、,Ti-49.8Ni-1.0Co 合金的平臺應力增加。退火溫度為450550 時,合金的SME 和SE 特性良好;退火溫度高于600 后,合金的記憶特性變差,但塑性顯著提高。參考文獻 References1 Humbeeck J V. Mater Sci Eng A J, 1999, 273-275: 134 2 Otsuka K, Wayman C M. Shape Memory Materials M.Cambridge: Cambridge University Press, 1998: 493 Hosoda H, Wakashima K, Miyazaki S et al . Mate

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26、pe memory alloy were investigated by thermal gravity, X-ray diffraction, differential scanning calorimetry and tensile test. The results indicate that the phase transformation types of intermediate-temperature annealed Ti-49.8Ni alloy during cooling/heating cycle is ARM/MA (Aparent phase, RR phase, Mmartensite phase. With the annealing temperature increasing, the M-phase transformation temperature of Ti-49.8Ni alloy increases, and the R-phase transition temperature increases first and then decreases. The phase of Ti-49.8Ni alloy