退火温度对Ti-50.8Ni-0.1Zr合金的相变、组织和拉伸性能的影响

来源:昆明理工大学材料科学与工程学院作者:樊勇军

用示差扫描热分析仪、光学显微镜和拉伸试验研究了不同退火温度(Ta)对Ti-50.8Ni-0.1Zr合金相变行为、显微组织和拉伸行为的影响。结果表明:Ta=400℃时,合金冷却/加热时的相变类型为A→R→M/M→R→A两阶段可逆相变,而Ta=500℃时,冷却/加热合金正逆转变为A→R→M/M→A,在M逆转变过程中没有出现R相。在Ta为600℃和700℃时,合金冷却/加热时发生A→M/M→A一阶段可逆转变。退火时,合金发生回复、再结晶和晶粒长大3个过程。Ta=350~450℃时,为回复阶段,合金组织为纤维状。Ta=500~600℃时,为再结晶阶段,合金组织由纤维状变为无畸变的等轴晶。Ta=650~700℃时,为晶粒长大过程,显微组织为不均匀的粗大等轴晶。随着Ta的升高,合金抗拉强度在减小,马氏体相变临界应力先增大后减小,Ta较高时伸长率显著增大,600℃以后随着晶粒尺寸增大,伸长率有所下降。

Ti-Ni基形状记忆合金不仅具有独特地形状记忆效应(SME),而且还有良好的超弹性特性(SE),被广泛应用于电子、机械、航天航空、医疗和交通等领域。SME是指具有一定形状的固体材料,在某种条件下经过一定的塑性变形后,加热到一定温度时,材料又完全恢复到变形前原来形状的现象。SE是指处于母相(A)状态的形状记忆合金(SMA)在外力作用下产生远大于其弹性极限应变量的应变,卸载后应变可自动恢复的现象。Ni含量在50.5%以上时,富镍Ti-Ni基合金根据不同退火工艺会发生一阶段、二阶段或三阶段相变,具有丰富的相变行为。然而Ti-Ni基形状记忆合金一般具有马氏体相变温度较低的特点,其应用范围受使用温度限制较大。

研究表明,向Ti-Ni基形状记忆合金中添加第三组元Zr,形成Ti-Ni-Zr三元合金,可以显著提高Ti-Ni基合金M相变温度,据此开发了Ti-50.8Ni-0.1Zr合金。Ti-50.8Ni-0.1Zr合金是一种非常重要的形状记忆合金,目前国内关于退火工艺对此合金的相变行为、显微组织和室温拉伸性能的研究比较少,因此本文通过实验来研究不同退火温度对Ti-50.8Ni-0.1Zr合金显微组织变化、相变行为和室温拉伸性能的影响,为该合金在实际应用中提供理论基础。

1、试验材料及方法

试验材料是名义成分为Ti-50.8Ni-0.1Zr的拉拔态合金丝材,直径为1.0mm。采用SX2-4-10A型普通箱式电阻炉进行退火热处理,退火温度范围为350~700℃,每增加50℃进行一次退火热处理,共分为8组。采用到温入炉,保温30min取出空冷。为减少合金丝材在炉中被氧化,在600℃以上进行热处理时,将试样在石墨中覆盖加热。

采用XJL-300金相显微镜观察退火后合金丝材的组织,所选化学腐蚀剂为10%HF+40%HNO3+50%H2O,腐蚀时间为30s。采用CMT5105微机控制电子万能试验机对合金丝材做拉断试验和回程实验,研究不同退火温度和实验变形温度对合金应力-应变的关系,试样直径同为1.0mm,长度为110mm,标距为50mm,拉伸变量为5%,夹头移动速度为2mm/min,拉断实验温度为(20±1)℃,回程试验温度为20、40、60、80℃。用Shimadzu-50差动热分析仪测出合金DSC曲线来研究合金的相变行为,试样直径1.0mm,长为2~3mm,DSC量程20MV,加热和冷却温度范围在-150~150℃之间,升温速率为10℃/min。

2、试验结果及分析

2.1、合金丝的DSC相变特性

经过400、500、600和700℃退火保温30min后,合金丝材的DSC相变曲线图如图1(a)所示。图中A、M分别表示奥氏体(CsCl结构)和马氏体(单斜结构),M'、Mr表示马氏体正、逆相变峰,R'(菱方结构)和Rr分别表示R相正,逆相变峰,合金母相为A。从图中可以看出,合金冷却/加热时的相变类型受退火温度影响显著。当退火温度Ta=400℃时,合金冷却/加热时的相变类型为A→R→M/M→R→A两阶段可逆相变,而Ta=500℃时,冷却/加热合金正逆转变为A→R→M/M→A,在M逆转变过程中没有出现R相。在退火温度为600℃和700时,合金冷却/加热时发生A→M/M→A一阶段可逆转变。随着退火温度Ta的升高,R相从高温区向低温区移动,M相向高温区移动后趋于稳定。在退火温度Ta在600℃以上时,R相和M相的相变峰发生重合,形成一个窄相变峰,出现这种现象是因为Ti-Ni合金的Ni含量较高,在退火温度较高时,Ti和Ni会形成Ti3Ni4化合物,在热处理过程中会在基体中作为析出相析出,这种析出相会促进R相变,因此会发生M相变峰和R相变峰重合。

图1(b)中描绘出了Ti-50.8Ni-0.1Zr合金不同退火温度对应的相变温度点(Ms,Mf,As,Af分别表示马氏体开始转变和转变结束温度点,奥氏体开始转变和转变结束温度点)。对照图1(a),从图1(b)中可以看出,在冷却过程中,合金发生的相变过程为A→R→M,其中Ms和Mf点都出现在负的温度区间,并且随着退火温度的升高,马氏体相变温度点逐渐降低。在加热过程中,合金发生的相变过程为M→R→A,在较低的退火温度区间,奥氏体转变温度在室温到40℃左右区间内,而在较高的退火温度区间内,奥氏体转变温度点则出现在负的温度区间内,并且在加热过程中,奥氏体开始转变温度和转变结束温度都随着退火温度的升高而降低。

不同退火态Ti-50.8Ni-0.1Zr合金的DSC曲线和马氏体、奥氏体相变温度曲线

图1不同退火态Ti-50.8Ni-0.1Zr合金的DSC曲线和马氏体、奥氏体相变温度曲线

结论

1)Ta=400℃时,合金冷却/加热时的相变类型为A→R→M/M→R→A两阶段可逆相变,而Ta=500℃时,冷却/加热合金正逆转变为A→R→M/M→A,在M逆转变过程中没有出现R相。在Ta为600℃和700℃时,合金冷却/加热时发生A→M/M→A一阶段可逆转变;

2)在350~450℃退火温度范围内,Ti-50.8Ni-0.1Zr合金发生回复,显微组织仍为变形后的纤维状;在500~600℃内,合金发生再结晶,组织为等轴细小晶粒;在650~700℃之间为合金晶粒长大阶段;

3)从400℃到完全形成等轴晶Ta=600℃之间,随着Ta的升高,Ti-50.8Ni-0.1Zr合金的抗拉强度在降低,但Ta较高时伸长显著增大,600℃以后随着晶粒尺寸增大,伸长率有所下降;

4)在400~500℃之间,应力诱发马氏体相变临界应力σM主要受Ms影响,并随Ta升高σM有所减小,在550~700℃之间,σM主要受晶粒取向影响,随着Ta升高,σM增大。