祖小涛[1]2002年在《辐照诱发合金相变及对合金相变特征影响的研究》文中进行了进一步梳理粒子束辐照，将点缺陷引入合金，会对马氏体相变产生影响；点缺陷和化学无序积累到一定程度，还会诱发扩散型晶体→非晶体转变。辐照诱发位错环和沉淀相非晶化，对材料性能会产生重要的影响。本论文选择TiNi系形状记忆合金和锆合金，研究了辐照诱发扩散型、无扩散型相变和位错环及对马氏体相变特征的影响，对这些材料得到的有关效应都是未见报道的新结果。①350KeV电子辐照诱发了TiNi合金马氏体相变，300KeV则不能，由此得到TiNi合金原子的临界移位能在16和19eV之间。②用4000KV的常规电镜就能进行TiNi合金就位辐照效应研究。③利用美国Argonne国家实验室连有加速器的电子显微镜，直接观察到重离子诱发相关金属间化合物晶体→非晶体转变过程。常温下Xe离子辐照TiNiCu合金在0.05dpa诱发化学无序，0.4dpa诱发了非晶化。Ne离子在350℃辐照Zr(Cr,Fe)_2沉淀相，0.4dpa产生化学无序，2.7dpa非晶化；辐照至7dpa，又诱发非晶体再结晶；由此过程得到了非晶化临界温度和注量。④小注量电子辐照使TiNi系合金的相变温度飘移。使TiNiCu合金A_s温度升高，对M_s则影响并不大；但TiNi合金的M_s却被强烈降低，其它相变温度也变化不大。⑤发现2MeV质子辐照使锆4合金产生了高密度位错环，位错环密度和尺寸随辐照注量而增加，显微硬度随注量而升高，注量大于5dpa后硬化趋于饱和。
李启全[2]2004年在《NiTi形状记忆合金R相区冷加工性能研究》文中研究说明NiTi形状记忆合金因其优良的超弹性和形状记忆性能而在工业和医学上有广阔的应用前景。针对NiTi形状记忆合金在室温时的冷加工性能和相变特征问题,本文主要选用Ti-50.8at%Ni形状记忆合金进行了研究。研究结果表明:预变形和时效处理相结合是控制NiTi形状记忆合金冷加工性能和相变特征的有效方法。经过固溶处理、10%预变形和500℃时效后的Ti-50.8at%Ni形状记忆合金丝,屈服强度最小,弯曲强度小,硬度低,抗拉强度最大,冷加工性能最优。测试结果表明,经过上述方法处理后的Ti-50.8at%Ni形状记忆合金的室温组织为R相,即预变形和时效处理可促使NiTi形状记忆合金在室温附近发生R相变。对室温组织为R相的Ti-50.8at%Ni形状记忆合金进行了后续研究,发现不同的变形量对该合金的马氏体逆相变点(As、Af)影响较小。该合金在室温很容易变形加工,其马氏体逆相变点As低于人体体温,而马氏体逆相变点Af在人体体温附近,这种相变特征使得Ti-50.8at%Ni形状记忆合金在医疗上可利用人体的温度产生形状记忆回复从而制作相关的医疗器械。对室温组织为R相的Ti-50.8at%Ni形状记忆合金经变形和时效处理后,其马氏体逆相变点(As、Af)升高,300℃时效后马氏体逆相变点As低于人体体温,不受变形量的影响。而马氏体逆相变点Af却随变形量的增大而增大,马氏体逆相变点Af略高于人体体温,仍然适用于医疗器械;400℃、500℃时效处理后,马氏体逆相变点(As、Af)大大升高并超出了人体的温度。
刘丽娟[3]2002年在《电子辐照对形状记忆合金相变特性的影响》文中研究表明形状记忆合金由于特有的形状记忆效应和超弹性，在核反应堆等核环境下用作连接器和控制器已引起核材料科学家的关注。由于辐照会改变形状记忆合金的相变特性，研究其改变的规律及机理对形状记忆合金辐照环境下应用的可靠性和可行性是十分必要的。 本论文用1.7MeV电子辐照了经过适当热处理后的叁种形状记忆合金(CuZnAl、NiTi和NiTiCu)，通过示差扫描量热仪(DSC)、正电子湮没分析(PAT)、X射线衍射(XRD)、扫描电镜(SEM)、透射电镜(TEM)等实验方法研究了形状记忆合金的辐照效应。综合实验结果和辐照效应、相变热力学等理论，探讨了电子辐照对形状记忆合金的相变特性的影响机理。 现将研究结果总结如下： CuZnAl合金电子辐照后产生了马氏体稳定化，马氏体逆相变温度A_s向高温飘移，M_s的变化因辐照状态不同而呈现不同的变化趋势，辐照马氏体相(室温)使M_s点降低，而辐照母相(高温)使M_s升高。NiTi形状记忆合金辐照后A_s上升，M_s下降，但对R相变影响很小。电子辐照提高了NiTiCu合金的A_s点，但对M_s几乎没有影响。比较实验结果发现，电子辐照对CuZnAl的相变温度影响最大，对NiTi的影响最小，对NiTiCu的影响居中。CuZnAl、NiTi和NiTiCu形状记忆合金在低能量电子辐照条件下不会发生非晶化转变。 电子辐照影响形状记忆合金性能的机理主要是辐照产生点缺陷，增加缺陷浓度。缺陷的迁移和聚集并与样品中原有缺陷相互作用，钉扎相界面、影响马氏体变体应变场和改变材料的有序度等。电子辐照对不同合金的影响与原子的离位阈能、空位形成能和迁移能的大小有关。 形状记忆合金的相变特性与马氏体相变密切相关。我们从马氏体相变热力学的角度出发，利用过去理论工作中建立的马氏体相变热力学模型对相变中材料的内部能量的变化进行了初步分析。
王海振[4]2013年在《质子辐照TiNi合金的马氏体相变与功能特性》文中提出本文主要通过TRIM软件模拟计算质子在TiNi合金内的质量与能量沉积分布，并利用空间辐照综合模拟系统进行质子辐照TiNi合金实验，利用DSC、XRD、TEM、纳米压痕测试、电化学测试和四点探针法等研究了质子辐照对TiNi合金相变行为、组织结构、力学行为、耐腐蚀性能和电阻率的影响，阐明质子辐照对TiNi合金马氏体相变行为影响的机制。模拟计算表明，随辐照质子能量的增大质子在合金中的射程逐渐增大；高能质子在合金中能量沉积分布过程可分为离子化过程、声子过程以及空位-间隙原子过程，其中离子化过程为主要耗能方式，并且随辐照质子能量的增加其比例会逐渐增大；Frenkel缺陷对形成的最密集区域和质子沉积的最集中区域大体相同，经分析可知缺陷对的形成可能是对合金性能变化的主要原因。经150keV质子辐照后，在马氏体逆相变过程中出现两步相变，并随着辐照剂量增大第二步相变的吸热峰往高温方向偏移；当能量增加到130keV以上时马氏体逆相变出现两步相变。降温过程的马氏体相变均为一步相变。第二次热循环测试时马氏体逆相变变为单步相变。组织结构分析表明，(111)晶面所对应的衍射峰随着辐照剂量和能量的增加均向高角度方向发生偏移；分析认为在合金辐照层能引入压应力导致辐照层和基体相变分步进行，造成马氏体逆相变过程的两步相变；升温过程释放了应力，降温过程马氏体相变为单步相变；第二次热循环马氏体逆相变也为单步相变。辐照能量在90keV至170keV范围内TiNi合金组织形貌无明显变化。功能特性测试表明，辐照层的纳米显微硬度H和模量M随辐照质子的能量或剂量增加逐渐升高，辐照导致合金表面硬化；质子辐照后TiNi合金的自腐蚀电位显着降低，自腐蚀电流密度明显提高，表明辐照后合金表面耐腐蚀性能显着降低；辐照试样的辐照面和未辐照面的耐腐蚀性有一定差异，辐照面耐腐蚀性的下降更显着；退火处理可以提高辐照层的耐腐蚀性能，其原因是由于退火消除了辐照层的应力和降低了辐照层的点缺陷的数量。辐照层的面电阻随着辐照剂量或能量的增大逐渐增大，原因在于辐照产生大量点缺陷。
莫华强[5]2003年在《TiNiNb形状记忆合金的性能研究及其作为中温管接头的优化设计》文中研究表明为解决舰船核反应堆实现一体化堆芯布置中的关键部件——直流蒸汽发生器遇到的钛合金管与不锈钢管的连接问题，采用Ti_(44)Ni_(47)Nb_9形状记忆合金管接头被考虑为可行的方案之一。它与传统管路连接相比，具有结构简单、占用空间小、安装方便、重量轻、无有害物生成等优点。由于其特殊的使用环境，设计要求制得的管接头系统应能在室温下贮存和安装并具有足够连接强度，在中温(350℃左右)及室温与中温之间循环时应无明显的应力松弛，同时应具有一定的抗辐照能力。根据这些要求，本文研究了该合金850℃退火后的组织、相变特性、恢复力性能、应力松弛行为和电子辐照效应等，建立了计算该合金管接头系统强度的数学模型，分析了该系统强度的影响因素，并进行了管接头的优化设计。 使用X衍射、金相、扫描电镜、透射电镜等手段，系统地研究了该合金板材850℃退火试样的物相等并对组织进行了评价。研究发现，物相除有TiNi基固溶体、β-Nb相和少量的(Ti，Nb)_2Ni相外，还有少量的未见文献报道的新相——Ti_2Ni_3相；TiNi基固溶体基体的晶粒细小，为较完整的等轴晶，其中的位错很少；β-Nb相在晶内为球形，在晶界处为椭球形，总体呈带状分布特征；(Ti，Nb)_2Ni相呈孤立分布；Ti_2Ni_3为纺锤状，出现于球形β-Nb相附近，其一端与β-Nb相接触。研究还发现，TiNi基固溶体的择尤取向为(110)晶面，与轧制态相同；由于固溶度了较多的Nb，其平均晶格常数较TiNi大，为0.30204nm。 使用带环境箱的MTS和DSC等设备，对该合金板材850℃退火试样的相变特性和力学性能进行了测试和分析，研究了形变对马氏体逆相变温度及相变恢博士学位论文:TININb形状记忆合金的性能研究及其作为中温管接头的优化设计复的影响以及热机械训练对相变超弹性的影响等，进一步确定了该合金的预应变工艺。研究发现，在一60℃形变12~18%以及在一120一40℃形变16%后，马氏体逆相变温度分别随形变量增大和形变温度升高而大幅度上升;一60℃形变16%后的马氏体逆相变开始温度远高于室温(达63℃)，相变温度滞后约150℃，可恢复应变约5.3%，恢复率约43%。首次发现形变量增加到18%，马氏体逆相变开始温度可进一步提高到87℃，而此时的可恢复应变约3.5%，恢复率约23%。 使用带环境箱的MTS等设备，通过测定约束升温时的力一—温度曲线并结合首次采用的在线电阻法测量的电阻—温度曲线，系统地研究了该合金在不同预应变和不同预恢复条件下的恢复力—温度关系以及其中的马氏体逆相变过程，掌握了其规律并取得了工程应用所需的相关数据。研究发现，在一60℃形变后，随约束加热温度升高，恢复力在一定温度产生并近线性地快速增大到最大值;随预应变量增加，最大恢复力先增大后减小，在10%时达到最大，在16cy0和18%时也较高(分别为436MPa和385MPa);对一60℃形变16%试样进行预恢复后，最大恢复力及其对应温度有所减小和降低，但只要预恢复应变小于4%，即初始可恢复应变大于1.3%，最大恢复力就大于250MPa。研究还发现，恢复力—温度曲线近直线段斜率随大于10%后的形变量增大而有较大下降，但随预恢复应变增大而减小的变化较小。 通过在MTS上进行的不同温度、不同载荷、不同温度循环下的应力松弛实验，首次研究了该合金的应力松弛行为(讨论了应力松弛曲线的数学描述方法，分析了应力松弛机制，评价了抗应力松弛能力)。恒温应力松弛研究发现，当初始应力为360MPa，在500℃时的应力松弛较明显，而在350℃时的应力松弛不明显;在400℃时，初始应力较高(460MPa)的应力松弛较明显，而初始应力较低(260MPa和360MPa)的应力松弛不明显。变温应力松弛研究发现，初始应力为360MPa的应力松弛在40~500℃进行循环时明显，而在40~350℃及40~400℃进行循环时不明显;当在40一400℃进行循环时，初始应力较高(460MPa)的应力松弛较明显，而初始应力较低(26OMPa和360MPa)的应力松弛不明显。使用X衍射仪、扫描电镜研究有明显应力松弛行为的试样，发现了p一Nb有所析出、基体中Nb的固溶度有所下降、TiZNi3相消失等现象。 用电子辐照方法，首次研究了该合金的抗辐照性能。DSC测量显示，在能量为1 .7MeV、注量率为1.58X1016/mZs的电子辐照初期，该合金相变温度随中文摘要辐照时间延长而升高:4h时，大约升高ZOK;其后变化不大。使用X衍射仪、扫描电镜、透射电镜研究有明显辐照效应的试样，发现了辐照后组织变化较松弛试样更明显，有p一Nb大量析出、基体择尤取向弱化、TiZNi，相消失等现象。根据这些现象，结合辐照理论，分析了其中的机制并对该合金的抗辐照性能进行了评价。 在前述研究的基础上，运用固体力学的基本理论，对不锈钢管—NITINb形状记忆合金管接头—钦合金管系统在装配以及使用过程的应力状态进行了分析，建立了计算该合金管接头系统强度的理论模型。通过模型首次研究了温度对管接头抱紧力和管接头系统中的最大应力强度的影响。·计算表明，管接头系统的室温强度低于300℃强度，且不锈钢被接管与管接头间的抱紧力低于钦?
谭元标[6]2016年在《ZrTiAlV合金热变形行为及组织与力学性能的研究》文中认为空间飞行器在长期服役过程中受到太空中极其恶劣的环境影响,导致大量的关键零部件损伤或失效。因此,空间技术的发展要求航空结构材料应具有保持结构尺寸稳定性、较高的强度、良好的塑性、韧性、耐腐蚀以及耐高温性能。锆合金具有小的热中子吸收截面、良好耐蚀性能以及在辐照环境中具有长期尺寸稳定性,被认为是一种潜在的航空结构材料。为了满足航空结构材料的高强度要求,近年来发展了一系列高强度Zr TiAlV合金。本文主要研究了ZrTiAlV合金的热变形行为、热变形对Zr TiAlV合金相变的作用以及应力诱发马氏体转变对ZrTiAlV合金拉伸性能的影响。具有粗大β相晶粒的47Zr-45Ti-5Al-3V合金在热变形过程中,流变曲线可以分成叁类:A型曲线出现在低温高应变速率条件下,合金仅发生动态回复;B型曲线出现在高温且应变速率为10~（-1） s~（-1）条件下,表现出现应力降和二次屈服现象,并伴随着动态回复和动态再结晶过程;C型曲线出现在高温低应变速率条件下,表现出典型的动态再结晶特征。合金热变形过程中的形变激活能已计算,其值在155.8~186.6kJ/mol范围内变化。对于具有不同初始β晶粒尺寸的47Zr-45Ti-5Al-3V合金的热变形行为,低温高应变速率时,细晶和粗晶合金的流变曲线在变形初期阶段都展现出显着的应力降现象,但粗晶的应力降幅度要比细晶高,合金仅仅发生动态回复;高温低应变速率时,流变曲线展现出典型的动态再结晶特征。细晶和粗晶的峰值应力都随变形温度的增加和应变速率的降低而降低,在给定的变形温度和应变速率,粗晶合金的峰值流变应力显着高于细晶合金。基于热加工图分析,细晶合金最优热加工参数是850?C和10-3s~（-1）,而粗晶合金是950?C和10-3 s~（-1）。对于具有片状初始α相组织的47Zr-45Ti-5Al-3V合金的热变形行为,在α+β相区,流变曲线表现出连续流变软化现象;流变软化程度随着应变速率的增加先降低再增加;在高温低应变速率变形时,热变形机制主要是片状α相的球化;低温高应变速率变形时,热变形机制主要是流变局部剪切带。在β单相区,低温高应变速率变形时,合金的热变形机制是β相动态回复;而高温低应变速率变形时,合金热变形机制是β相动态再结晶。在热变形过程中,具有片状初始α相47Zr-45Ti-5Al-3V合金发生了α→β相的转变。在550?C变形时,β相的体积分数随着应变速率的增加而增加;在600和650?C变形时,β相的体积分数随着应变速率的增加先降低然后逐渐增加。与变形前相比,变形后β相的体积分数要比变形前高。热变形促进了有片状初始α相47Zr-45Ti-5Al-3V合金的α→β相转变。51.1Zr-40.2Ti-4.5Al-4.2V合金从β单相区淬火后获得亚稳态β相组织。在室温拉伸过程中,合金将发生应力诱发马氏体转变,应力诱发马氏体的含量随应变速率和初始β相晶粒尺寸的增加而降低。应力诱发马氏体转变对51.1Zr-40.2Ti-4.5Al-4.2V合金拉伸性能有明显影响,随应变速率和初始β相晶粒尺寸的增加,应力诱发马氏体转变的触发应力增加,而抗拉强度逐渐降低。合金的加工硬化率曲线可以分成叁个阶段;阶段ΙΙ和ΙΙΙ的加工硬化率随应变速率和初始β相晶粒尺寸的增加而逐渐降低。
胡少虬[7]2007年在《大直径高强度高塑性高弹性模量铝合金研制及淬火残余应力演变规律研究》文中提出以微观组织设计为核心,采用相图—微观组织设计—工艺—性能的研究思路,进行了相图计算、相变分析及相的鉴定,为工艺设计提供了科学可靠的理论和实验依据,研制出新型大尺寸喷射沉积超高强度高弹性模量高塑性铝合金(Al—10.0Zn—3Mg—1.6Cu—0.8Ni—0.8Zr,Fe<0.1wt%,Si<0.05wt%)。提出了优晶理论:晶粒尺寸最优(本合金是7μm)、析出相最优、固溶程度最优和这叁者配合最优。以相图为基础,通过长时间多级固溶,将组织统一为单一的细小均匀的充分再结晶组织,实现最佳固溶序列和时效脱溶序列的合理匹配,实现强度、塑性和弹性模量等综合性能同步提高。为该合金设计了全套工艺,特别是开发出独特的四级固溶工艺和叁级时效工艺,对φ150×260mm试样实现平均抗拉强度σ_b=770MPa,平均屈服强度σ_(0.2)=730MPa,平均延伸率δ=9%,平均弹性模量E=75.5GPa。提出了理想固溶时效工艺设计理论及经验公式。合金性能整体水平达到了美国2002年最新开发的7085合金的研究水平(平均抗拉强度σ_b=770MPa,平均延伸率δ=11%,平均弹性模量E=72GPa)。自动化控制的关键在于确认设备之间的核心关系式及明确判别标准,可以实现喷射沉积材料的组织稳定性和最优化,大幅度提高喷射沉积材料的质量。通过研究喷射沉积工艺流程自动化控制的五个核心关系式,为喷射沉积设备全面自动化改造奠定了核心技术。系统和全面地深入研究了淬火热应力、塑性变形、残余应力、淬火界面、试样形貌的演变规律,建立了一系列拓扑模型,发现了淬火角端效应、淬火动态薄膜效应、微观和宏观淬火塑性变形机制、塑性变形驱动力机理、应力变化规律、残余应力形成机制及分布规律、淬火塑性变形区形状变化规律和厚度对淬火残余应力影响规律等等,创立了全新的淬火残余应力研究体系,全面突破了70年代日本学者米谷茂建立的残余应力两层结构的经典模型。
刘庆冬[8]2012年在《HSLA铁素体钢中Cu析出强化和奥氏体韧化的原子探针层析技术研究》文中指出以含有Cu和Ni的低合金高强度（HSLA）钢为材料，设计了奥氏体连续冷却（SCC）、马氏体回火（SQCT）和奥氏体-铁素体两相区淬火（SQIT）等叁种热处理工艺，结合光学显微镜（OM）、扫描电子显微镜（SEM）和透射电子显微镜（TEM）等分析表征手段和方法，利用原子探针层析技术（APT），在原子尺度上研究了Cu析出和回转奥氏体（RA）的大小、形貌、数量等析出特点和形成过程，探讨了Cu析出强化和回转奥氏体韧化的机制，以及热处理工艺对Cu-Ni钢的室温拉伸、低温冲击和焊接性能的影响，得到以下结论：在奥氏体连续冷却过程中，冷却速率通过影响合金元素在奥氏体和铁素体之间的动态扩散分配，决定了室温组织中多边形铁素体、针状铁素体、粒状铁素体、贝氏体、马氏体和残余奥氏体的组成比例，以及相变过程中Cu的析出过程和分布状态。在较慢冷速下，室温组织主要为多边形铁素体，并有少量贝氏体和残余奥氏体或马氏体。随着冷速的增加，多边形铁素体的形核和长大被抑制，体积分数逐渐减少，而粒状铁素体和针状铁素体不断增加，并存有少量未转变的残余奥氏体。在此过程中，Cu析出主要在多边形铁素体内通过相间沉淀的方式形成，分布不均匀，在一定程度上限制了其强化效果。奥氏体相变产物中的微观结构（位错、碳化物（渗碳体）和奥氏体/铁素体界面）对Cu析出的形核、长大和粗化有不同的影响。APT研究表明，Cu析出和P偏聚的位错线没有明显的交互作用。在奥氏体-铁素体相变过程中，相对位错，奥氏体/铁素体界面更容易诱发Cu原子以相间沉淀的方式形核。在较慢的冷速下，渗碳体/基体界面成为Cu析出优先形核的部位，并促进其长大和粗化。溶质原子在铁素体和奥氏体之间的扩散、再分配和界面偏聚，促使Cu析出在奥氏体/铁素体界面形成。另外，Cu析出过程受到铁素体/奥氏体界面迁移速率的影响，即与奥氏体连续冷却速率有关。经900℃固溶+淬火处理后，Cu-Ni钢为Cu原子过饱和固溶的板条马氏体组织。不同温度回火时，硬度曲线反映了马氏体组织软化，Cu析出强化和回转奥氏体的二次淬火等因素的共同作用效果。APT分析表明，随着回火温度的增加或时间的延长，Cu析出的数量密度逐渐减少，尺寸不断增加，同时形态从球型不断向椭球过渡。在形成早期，Cu析出中含有大量的Fe，以及一定量的Ni和Mn。随着Cu析出的长大和粗化，Ni和Mn倾向偏聚在Cu析出/基体界面处，而且Fe含量逐渐降低。高温（650℃）回火时，APT没有探测出Cu析出存在。通过奥氏体-铁素体两相区回火，可以得到回转奥氏体弥散分布的板条状回火马氏体组织。Ni、Mn和Cu等奥氏体稳定性元素富集在回转奥氏体中，增加了回转奥氏体的热稳定性和力学稳定性，具有很强的低温韧化作用。APT分析表明，回转奥氏体附近存在有尺寸较大的Cu析出，证实了Cu原子向回转奥氏体中富集的倾向，而且在低温时伴随奥氏体的部分分解而析出。在铁素体基体中，存在大量细小的Cu析出，为后续常规回火时形成的，具有析出强化作用。SCC反映了传统控轧、控冷工艺所涉及的物理冶金规律，此时Cu-Ni钢具有良好的室温拉伸性能，但在低温时普遍存在脆化倾向。SQCT反映了热处理工艺所涉及的物理冶金规律，此时Cu-Ni钢具有良好的拉伸性能，但屈强比较高，可靠性降低。SQIT工艺中，屈强比较低，拉伸性能优越，在-80℃时仍具有较高的冲击功，具有最佳的综合力学性能。SCC、SQCT和SQIT所获得的显观组织各异，拉伸和低温冲击等力学性能依次提高，但实际生产成本也逐渐增加。Cu析出尺寸较小且与基体呈非共格时，位错切过机制起主导作用，其强化效应主要来源于化学强化、共格强化和模量强化等作用，叁者的强化增量分别为3-6MPa，86MPa和139MPa，其中模量强化起主导作用；对于尺寸较大的非共格的FCC结构Cu析出，Orowan绕过机制起主导作用，强化增量约为18MPa。切过向绕过机制转变的临界半径约为2.9nm。
王治国[9]2002年在《形状记忆合金双向记忆效应及驱动特性研究》文中进行了进一步梳理形状记忆合金由于特有的形状记忆效应和超弹性，得到了大量的研究和广泛的应用。尤其是双向记忆效应，在微驱动领域有着更广泛的应用前景。但双向记忆效应不是记忆合金的固有性质，必须经过一定的训练后才能得到，双向记忆效应的微观机理也不清楚。本文设计了一种双向记忆效应训练的新方法，研究了定型热处理制度和热机械训练对TiNi(Cu)合金双向记忆效应的影响，探讨了双向记忆效应的微观机理并得到了以下有意义的新结果。(1)首次利用约束热处理结合热机械训练获得了加热伸长、冷却收缩的双向记忆效应弹簧，其伸长率达60％。(2)首次发现TiNi和TiNiCu的压簧最佳定型热处理制度分别为550℃×1h/AC和500℃×1h/AC，过高或过低的退火温度均会使双向记忆效应下降。(3)首次利用R相变研制了加热收缩、冷却伸长的双向记忆效应拉簧，收缩率可达25％。(4)首次发现拉簧在纯马氏体状态进行训练，双向记忆恢复率随训练次数的增加而增加，并在一定的训练次数后达到饱和；在纯奥氏体及马氏体和奥氏体混合相训练，双向记忆恢复率随训练次数的增加迅速增加到某一最大值，而后减小。(5)首次研究了双向记忆弹簧在交流电的驱动下的行为，发现最佳驱动电流密度8.9-10.2A/mm~2，驱动电流密度过大或过小都会使双向记忆效应降低。(6)双向记忆弹簧在热驱动或电流驱动下双向记忆恢复率随工作次数的增加而下降，并在一定工作次数之后达到稳定值，热驱动1000次或电流驱动500次后，其大小仍高于40％。
朱莹莹[10]2016年在《高速撞击TiNi基合金的马氏体相变与应变恢复特性》文中提出TiNi基合金在航天器中具有广泛应用,其构件常暴露在太空环境中,空间碎片高速撞击是航天器及构件失效的主要因素之一。本文采用火药炮驱动不锈钢弹丸模拟空间碎片对TiNi基合金进行高速撞击,采用仿真模拟与试验相结合的方法系统研究TiNi基合金高速撞击后的马氏体相变、微观组织结构与应变恢复特性,并阐明其变形机制,为TiNi基合金及其构件空间应用可靠性评估提供理论指导及试验依据。利用ANSYS/LS-DYNA软件进行高速撞击仿真模拟,阐明了在高速撞击时TiNi基合金的应力场分布以及应变速率随时间的变化规律。Ti_(50)Ni_(50)合金高速撞击时,未发生明显应力集中,晶界处与晶内应力差别不大。时效Ti_(49)Ni_(51)合金中弥散分布Ti_3Ni_4粒子高速撞击时,应力主要集中在晶界处,Ti_3Ni_4粒子内部及基体中应力均显着低于晶界。Ti_(44)Ni_(47)Nb_9合金高速撞击时,β-Nb粒子与基体界面处出现明显应力集中。叁种合金的应变速率均随撞击时间的增加而呈现波动式降低。试验表明,高速撞击Ti_(50)Ni_(50)合金,弹坑边缘存在大量宏观裂纹,弹坑边缘叁个不同区域的马氏体正逆相变温度均下降,沿撞击方向马氏体正逆相变温度随着距弹坑底部距离增加而逐渐升高,在距离弹坑底部5 mm处,马氏体正逆相变温度与未撞击试样相同。在撞击影响区,马氏体板条丧失原有的自协作组态,板条碎化,并出现高密度位错。高速撞击时应变速率达4.32×10~4 s~(-1),Ti_(50)Ni_(50)合金的变形机制由静态变形时的孪晶再取向变为位错运动。撞击影响区的显微硬度显着升高,形状恢复率降低,并随着与弹坑边缘距离的增加,硬度逐渐下降而形状恢复率逐渐升高,其原因在于高速撞击时引入的大量位错。采用时效工艺在Ti_(49)Ni_(51)合金中析出椭球状、透镜片状、粗大片状Ti_3Ni_4第二相,表明不同形态第二相显着影响撞击区大小。叁种时效Ti_(49)Ni_(51)合金在高速撞击时,弹坑边缘叁个不同区域的马氏体逆相变温度略有降低,叁种合金沿撞击方向距弹坑底部(0~1 mm)处马氏体相变峰消失,随着距弹坑底部距离的增加,相变峰逐渐明显,当距离弹坑底部2 mm处,具有椭球状和透镜片状第二相的Ti_(49)Ni_(51)合金马氏体正逆相变温度与未撞击试样相似,而具有粗大片状第二相的Ti_(49)Ni_(51)合金距弹坑底部4 mm处,相变温度与未撞击试样相似。撞击后叁种合金在晶界处产生大量的马氏体板条并且向晶粒内部延伸,具有椭球状第二相的Ti_(49)Ni_(51)合金位错密度没有显着增加,而具有透镜片状和粗大片状第二相的Ti_(49)Ni_(51)合金位错密度增加。叁种时效处理的Ti_(49)Ni_(51)合金的变形机制分别为应力诱发马氏体(球状第二相),应力诱发马氏体+位错运动(透镜片状和粗大片状第二相),这与不同形态Ti_3Ni_4粒子对基体的强化程度有关。撞击影响区的显微硬度及形状恢复率升高,并随着与弹坑边缘距离的增加,硬度逐渐下降而形状恢复率先升高后降低。研究表明,高速撞击Ti_(44)Ni_(47)Nb_9合金呈现出与TiNi合金不同的相变行为。弹坑底部边缘区域马氏体相变峰消失,弹坑侧向边缘区域马氏体正逆相变温度均降低。沿撞击方向距弹坑底部(0~1 mm)处马氏体相变峰消失,随着距弹坑底部距离增加,相变峰明显,相变温度逐渐升高,当距离弹坑底部5 mm处,马氏体正逆相变温度与未撞击试样相同。弹坑附近区域呈现局域化组织特征,在弹坑底部出现大量非晶区,组织表现为马氏体纳米晶与非晶共存。在距弹坑底部稍远区域,合金发生应力诱发马氏体相变,应力诱发马氏体在β-Nb粒子与基体界面处形核,并向基体内长大,随距离进一步增加,合金的组织与未撞击试样相似。局域化组织形成机制在于,高速撞击时Ti_(44)Ni_(47)Nb_9合金应力主要集中在β-Nb粒子与基体界面处。Ti_(44)Ni_(47)Nb_9合金在高速撞击时的变形机制为应力诱发马氏体+位错运动。撞击影响区的显微硬度及形状恢复率提高,并随着与弹坑边缘距离的增加,硬度逐渐下降而形状恢复率先升高后降低。
参考文献：
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[5]. TiNiNb形状记忆合金的性能研究及其作为中温管接头的优化设计[D]. 莫华强. 四川大学. 2003
[6]. ZrTiAlV合金热变形行为及组织与力学性能的研究[D]. 谭元标. 燕山大学. 2016
[7]. 大直径高强度高塑性高弹性模量铝合金研制及淬火残余应力演变规律研究[D]. 胡少虬. 中南大学. 2007
[8]. HSLA铁素体钢中Cu析出强化和奥氏体韧化的原子探针层析技术研究[D]. 刘庆冬. 上海大学. 2012
[9]. 形状记忆合金双向记忆效应及驱动特性研究[D]. 王治国. 四川大学. 2002
[10]. 高速撞击TiNi基合金的马氏体相变与应变恢复特性[D]. 朱莹莹. 哈尔滨工业大学. 2016
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