一种弥散强化的（Ti49Ni36Hf15）98X2铸态高温形状记忆合金及其制备方法

技术领域

本发明属于合金材料及其制备技术领域，具体涉及到一种弥散强化的(Ti

背景技术

高温形状记忆合金是指马氏体相变温度在373K(100℃)以上的形状记忆合金。目前已报导的高温形状记忆合金中，Ti-Ni-Hf合金由于成本较低，记忆性能好，在飞机、汽车发动机、能源工程、发电系统等领域具有广泛的应用前景。然而，当Hf含量较高时，该类合金的断裂强度和塑性降低，温度滞后增加，可恢复应变变小。为了克服其力学性能较差的缺点，研究者采用了合金化处理、热机械处理、时效处理、粉末冶金、增材制造等方法，其中合金化处理方法便捷有效，受到了研究者的广泛关注。Ti-Ni-Hf合金常用的合金化处理元素包括Zr、Nb、Ta、Y、Sc、Ag、Sn、Al、Cu、Pd等，添加这些元素可以在一定程度上提高Ti-Ni-Hf的相变温度与力学性能。然而，目前还存在以下待解决的问题：

(1)部分添加元素的成本太高，比如Pd、Ag、Zr、Ta等；

(2)多数合金需要固溶、时效、均匀化、淬火等热处理，或需进行轧制、拉拔、训练等机械加工处理，生产与加工工艺较复杂；

(3)部分添加元素会显著降低Ti-Ni-Hf的相变温度；

(4)部分添加元素会降低Ti-Ni-Hf的力学性能；

(5)部分添加元素的熔点较高，属于难熔金属，如Zr(1855℃)、Nb(2468℃)、Ta(3017℃)、Y(1522℃)等，熔炼过程需要消耗较多的能源。

综上所述，目前存在的Ti-Ni-Hf高温形状记忆合金还存在各种问题待解决，一方面需要进一步简化制备过程，另一方面需要开发更加优化的合金化元素来调节其力学性能。

发明内容

鉴于现有技术存在的问题，本发明提供一种弥散强化的(Ti

为达到上述目的，本发明采用以下技术方案为：

一种弥散强化的(Ti

优选地，所述合金包括按原子百分比计以下化学成分：Ti 48.02％、Ni 35.28％、Hf 14.70％、X 2％，合金元素X为Te、Ge、Bi、Sb中的一种。

一种弥散强化的(Ti

优选地，所述制备步骤中，真空电弧熔炼炉的真空度小于10

优选地，所述制备步骤中，充入氩气后熔炼炉内压强为-0.04-0.06MPa，引弧，加大电流加至250-300A。

进一步优选地，所述步骤2)中，当X＝Te时，熔炼电流为210-270A，熔炼时Ti和Ni铺于坩埚底部、Hf置于中层、Te置于原材料上层，铸态(Ti

进一步优选地，所述步骤2)中，当X＝Ge时，熔炼电流为250-310A，熔炼时Ti和Ni铺于坩埚底部、Hf置于上层、Ge置于原材料中层，铸态(Ti

进一步优选地，所述步骤2)中，当X＝Sb时，熔炼电流为230-290A，熔炼时Ti和Ni铺于坩埚底部、Hf置于中层、Sb置于原材料上层，铸态(Ti

进一步优选地，所述步骤2)中，当X＝Bi时，熔炼电流为180-240A，熔炼时Ti和Ni铺于坩埚底部、Hf置于中层、Bi置于原材料上层，铸态(Ti

进一步优选地，所述步骤2)中，每次熔炼合金之前，先熔炼一次纯Ti金属，并保持液态1-2分钟，消耗除炉内的残余氧气。

优选地，所述制备步骤中，所述弥散强化的(Ti

本发明具有以下有益效果：

1)本发明选取了全新的合金化元素Te、Ge、Sb、Bi，对Ti-Ni-Hf合金进行合金化处理。由于本发明的合金化元素在基体合金中的溶解较低，四种元素均在合金中形成了纳米级或微米级的细小弥散强化相。这样，一方面可以提高Ti-Ni-Hf高温记忆合金的力学性能，又能保证Ti-Ni-Hf合金的较高相变温度。

2)本发明制备工艺便捷。合金仅需通过电弧熔炼，铸态合金即可兼具优良的力学性能与较高的相变温度。无需进行固溶、时效、均匀化、淬火等热处理，也无需进行轧制、拉拔、训练等机械加工处理。

3)本发明合金易于熔炼，节约能源。由于发明的合金化元素熔点较低，其中Bi、Te、Sb、Ge的熔点分别为271℃、452℃、630℃、937℃，比常见的用于Ti-Ni-Hf合金的合金化元素Zr(1855℃)、Nb(2468℃)、Ta(3017℃)、Y(1522℃)等的熔点低得多。因此，本文铸态形状记忆合金易于熔炼，并且熔炼电流小、持续时间短，因此可以节约能源。

4)本发明成本低。本发明以(Ti

附图说明

图1本发明实施例1、2、3、4与对比例1、2、3、4、5合金的微观组织；

图2本发明实施例1、2、3、4与对比例1中制备的合金5的相变温度；

图3本发明实施例1、2、3、4与对比例1中制备的合金5的压缩曲线；

图4本发明实施例1、2、3、4与对比例1中制备的合金5的记忆性能。

具体实施方式:

下面结合附图对本发明进行进一步说明。

实施例1

以高纯度金属Ti、Ni、Hf、Te为原料，经酒精清洗后按原子比48.02％Ti、35.28％Ni、14.70％Hf和2％Te配比为合金1，将原料置于真空电弧炉内，抽真空至1×10

所得合金1的微观组织如图1(a)所示，组织中出现纳米和微米级的细小的弥散强化相。所得合金1的相变温度如图2(a)所示，相变峰值温度为199.6-245.8℃，属于高温形状记忆合金。所得合金1的压缩曲线如图3所示，压缩强度为1498.6MPa。所得合金1的记忆性能测试如图4(a)所示，4％预应变可以完全回复。

实施例2

以高纯度金属Ti、Ni、Hf、Ge为原料，经酒精清洗后按原子比48.02％Ti、35.28％Ni、14.70％Hf和2％Ge配比为合金2，将原料置于真空电弧炉内，抽真空至1×10

所得合金2的微观组织如图1(b)所示，组织中出现微米级的细小的弥散强化相。所得合金2的相变温度如图2(b)所示，相变峰值温度为170.2-225.7℃，属于高温形状记忆合金。所得合金2的压缩曲线如图3所示，压缩强度为1399.4MPa。所得合金2的记忆性能测试如图4(b)所示，4％预应变可以回复3.9％。

实施例3

以高纯度金属Ti、Ni、Hf、Sb为原料，经酒精清洗后按原子比48.02％Ti、35.28％Ni、14.70％Hf和2％Sb配比为合金3，将原料置于真空电弧炉内，抽真空至1×10

所得合金3的微观组织如图1(c)所示，组织中出现微米级的细小的弥散强化相。所得合金3的相变温度如图2(c)所示，相变峰值温度为191.3-238.1℃，属于高温形状记忆合金。所得合金3的压缩曲线如图3所示，压缩强度为1463.6MPa。所得合金3的记忆性能测试如图4(c)所示，4％预应变可以完全回复。

实施例4

以高纯度金属Ti、Ni、Hf、Bi为原料，经酒精清洗后按原子比48.02％Ti、35.28％Ni、14.70％Hf和2％Bi配比为合金4，将原料置于真空电弧炉内，抽真空至1×10

所得合金4的微观组织如图1(d)所示，组织中出现微米级的细小的弥散强化相。所得合金4的相变温度如图2(d)所示，相变峰值温度为208.9-252.4℃，属于高温形状记忆合金。所得合金4的压缩曲线如图3所示，压缩强度为1523.2MPa。所得合金4的记忆性能测试如图4(d)所示，4％预应变可以完全回复。

对比例1

以高纯度金属Ti、Ni、Hf为原料，经酒精清洗后按原子比46％Ti、39％Ni、15.0％Hf配比为合金5，将原料置于真空电弧炉内，抽真空至1×10

对比例2

以高纯度金属Ti、Ni、Hf、Co为原料，经酒精清洗后按原子比48.02％Ti、35.28％Ni、14.70％Hf和2％Co配比为合金6，将原料置于真空电弧炉内，抽真空至1×10

对比例3

以高纯度金属Ti、Ni、Hf、Cr为原料，经酒精清洗后按原子比48.02％Ti、35.28％Ni、14.70％Hf和2％Cr配比为合金7，将原料置于真空电弧炉内，抽真空至1×10

对比例4

以高纯度金属Ti、Ni、Hf、Sn为原料，经酒精清洗后按原子比48.02％Ti、35.28％Ni、14.70％Hf和2％Sn配比为合金8。本对比例的合金8的制备方法与实施例4的制备方法相同。

所得合金8的微观组织如图1(h)所示，组织中没有出现的细小的弥散强化相。所得合金8的相变峰值温度为207.5-253.2，属于高温形状记忆合金。所得合金8的压缩强度为1130.2MPa。

对比例5

以高纯度金属Ti、Ni、Hf、Mn为原料，经酒精清洗后按原子比48.02％Ti、35.28％Ni、14.70％Hf和2％Mn配比为合金9。本对比例的合金9的制备方法与实施例2的制备方法相同。

所得合金9的微观组织如图1(i)所示，组织中没有出现的细小的弥散强化相。所得合金9的奥氏体相变峰值温度为135.6℃，马氏体相变温度低于50℃，不属于高温形状记忆合金。所得合金9的压缩强度仅有900.1MPa。

表1实施例1-4与对比例1-5合金的相变温度与强度

由表1的数据可知，本发明的弥散强化的(Ti

上述实施例仅为本发明的优选技术方案，而不应视为对本发明的限制，本申请中的实施例及实施例中的特征在不冲突的情况下，可以相互任意组合。本发明的保护范围应以权利要求记载的技术方案，包括权利要求记载的技术方案中技术特征的等同替换方案为保护范围。即在此范围内的等同替换改进，也在本发明的保护范围之内。