CN102978541B - 形状记忆晶相强韧化Ti基非晶复合材料及其制备方法 - Google Patents
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Abstract
形状记忆晶相强韧化Ti基非晶复合材料及其制备方法，按原子百分比计，该复合材料成分为(Ti0.50Ni0.50-yMy)100-xCux，其中：M为Fe、Co、Nb、Al、Zr、Si元素的一种或者几种，x=5~33，y=0~0.25，该成分具有一定形状记忆效应和高非晶形成能力，由非晶基体中原位析出塑性相-过冷奥氏体相增韧，利用形状记忆合金中过冷奥氏体在形变诱导下发生热弹性马氏体相变使非晶产生加工硬化这一特性对基体增强，该复合材料表现出优异的综合力学性能，压缩屈服强度为1000~1800MPa，断裂强度为1400~2800MPa，塑性变形为10%~20%，并表现出强烈的加工硬化。
Description
技术领域
本发明涉及Ti基非晶复合材料领域，具体为一种形状记忆晶相增强增韧Ti基非晶复合材料的成分及其制备方法。
背景技术
钛基非晶具有密度低、强度高、良好的耐磨耐蚀性和生物相容性等的优势，在航天航空、机械、建筑、能源和生物医学等方面具有很大应用前景。但是，由于非晶合金原子排列呈现长程无序、短程有序结构，变形时缺乏常规晶体金属材料的位错和滑移等加工硬化机制，高度局域化的剪切行为使得其室温塑性和断裂韧性低，限制了非晶合金作为结构材料在工程中的广泛应用。近年来，人们提出了多种对非晶合金增韧的方法，其中引入第二相可根据各种性能指标选择，BMG基复合材料结构和性能具有可设计性，是一种有效的BMG增韧方法。
如2008年，W. L. Johnson课题组通过调整合金成分和半固态处理，在钛基非晶合金系中开发出具有显著塑性的β相枝晶增韧的复合材料，其室温拉伸总变形率分别为10.8%和13.1%，断面收缩率分别为50%和46%，该材料的塑韧性指标达到了传统金属材料的指标范围，但其变形屈服后仍表现出应变软化，使得工程推广受到了一定限制。
发明内容
本发明的目的是提供一种形状记忆晶相强韧化Ti基非晶复合材料及其制备方法。
本发明是形状记忆晶相强韧化Ti基非晶复合材料及其制备方法，形状记忆晶相强韧化Ti基非晶复合材料，Ti基非晶合金和能够产生形变诱导相变的过冷奥氏体相B2-TiNi以及马氏体相B19’-TiNi复合而成。
形状记忆晶相强韧化Ti基非晶复合材料的制备方法，其步骤为：
（1）配料：
按权利要求1所示的(Ti0.50Ni0.50-yMy)100-xCux名义成分称取各组分；
（2）熔炼制(Ti0.50Ni0.50-yMy)100-xCux母合金：
将步骤（1）称得的所需原料放入真空高频电磁感应加热炉中；
调节真空磁悬浮熔炼炉的真空度2×10-3～5×10-3Pa，然后充高纯氩气使真空室的真空度至0.1×10-3～0.8×10-3Pa熔炼，合金锭反复熔炼至少三次；
（3）铜模吸铸法制备非晶复合材料试样：
将步骤（2）制备的(Ti0.50Ni0.50-yMy)100-xCux母合金放入悬浮熔炼水冷坩埚中重熔，调节真空磁悬浮熔炼炉的真空度2×10-3～5×10-3Pa，然后充高纯氩气使真空室的真空度至0.1×10-3～0.8×10-3Pa；
在感应电压5~10kV下熔炼时间1~3min后，通过负压铜模吸铸法将母合金吸铸成棒材。
本发明与现有技术相比，有显著优点：所发明的复合材料以Ti基非晶合金作为基体材料，相比于单相非晶合金和以往的内生Ti基非晶复合材料，基体中原位析出具有形变诱导相变性质形状记忆晶相作为强韧相，达到显著提高强度和塑性的目的，并表现出强烈的加工硬化。
附图说明
图1为直径3mm的Ti基非晶复合材料的铸态XRD图，图2为直径3mm的Ti基非晶复合材料应力加载断裂后XRD图，图3为直径3mm的Ti基非晶复合材料的室温压缩应力应变曲线。
具体实施方式
本发明是形状记忆晶相强韧化Ti基非晶复合材料及其制备方法，形状记忆晶相强韧化Ti基非晶复合材料，Ti基非晶合金和能够产生形变诱导相变的过冷奥氏体相B2-TiNi以及马氏体相B19’-TiNi复合而成。
形状记忆晶相强韧化Ti基非晶复合材料的制备方法，其步骤为：
（1）配料：
按权利要求1所示的(Ti0.50Ni0.50-yMy)100-xCux名义成分称取各组分；
（2）熔炼制(Ti0.50Ni0.50-yMy)100-xCux母合金：
将步骤（1）称得的所需原料放入真空高频电磁感应加热炉中；
调节真空磁悬浮熔炼炉的真空度2×10-3～5×10-3Pa，然后充高纯氩气使真空室的真空度至0.1×10-3～0.8×10-3Pa熔炼，合金锭反复熔炼至少三次；
（3）铜模吸铸法制备非晶复合材料试样：
将步骤（2）制备的(Ti0.50Ni0.50-yMy)100-xCux母合金放入悬浮熔炼水冷坩埚中重熔，调节真空磁悬浮熔炼炉的真空度2×10-3～5×10-3Pa，然后充高纯氩气使真空室的真空度至0.1×10-3～0.8×10-3Pa；
在感应电压5~10kV下熔炼时间1~3min后，通过负压铜模吸铸法将母合金吸铸成棒材。
下面通过具体的实施例详述本发明。
实施例1：
Ti基非晶复合材料的成分为(Ti0.5Ni0.5)80Cu20，选用纯度大于99.99%的Ti和Cu、99.9%的Zr和Al，按原子百分比配好一定质量的原料后，放入真空高频电磁感应加热炉中，调节真空磁悬浮熔炼炉的真空度2×10-3～5×10-3Pa，然后充高纯氩气使真空室的真空度至0.1×10-3～0.8×10-3Pa熔炼，合金锭反复熔炼至少三次。再将母合金放入悬浮熔炼水冷坩埚中重熔，调节真空磁悬浮熔炼炉的真空度2×10-3～5×10-3Pa，然后充高纯氩气使真空室的真空度至0.1×10-3～0.8×10-3Pa。在感应电压5~10kV下熔炼时间1~3min后，通过负压铜模吸铸法将母合金吸铸成直径3mm棒材。
图1为吸铸试样的铸态XRD图，除了典型的非晶漫散射峰之外，还有明锐的晶体衍射峰叠加在漫散射峰之上，表明试样为非晶和晶体的复合结构。析出的主要晶体相为B2-TiNi，Pearson符号为cP2 (ClCs)，点阵常数a0=0.301nm，为过冷奥氏体相；同时检测到B19’-TiNi相，晶体结构参数a0=0.2892，b0=0.4108，c0=0.4646，β=97.78o为马氏体相，由于铜模高的冷却速度快存在于铸态组织中。
图2为吸铸试样应力加载断裂后XRD图，除了典型的非晶漫散射峰之外，析出的主要晶体相B19’-TiNi相，与断裂前相比，应力加载后部分奥氏体向马氏体转变，马氏体析出量明显增加。
图3为吸铸试样的室温压缩应力应变曲线，该合金的的压缩屈服强度为 1384MPa，断裂强度为 2256MPa，压缩应变为 12.2%，并表现出强烈的加工硬化。
实施例2：
采用与实施例1相同的制备方法，Ti基非晶复合材料合金的成分为：
原子百分比为(Ti0.5Ni0.48Zr0.02)80Cu20，
如图1所示，吸铸试样的铸态组织为非晶基复合结构，析出主要晶体相为过冷奥氏体相B2-TiNi和马氏体相B19’ -TiNi。
如图2所示，与断裂前相比，应力加载后部分奥氏体向马氏体转变，马氏体析出量明显增加。
如图3，该合金的的压缩屈服强度为 1295MPa，断裂强度为 2360MPa，压缩应变为 11.6%，并表现出强烈的加工硬化。
实施例3：
采用与实施例1相同的制备方法，Ti基非晶复合材料合金的成分为：
原子百分比为(Ti0.5Ni0.48Co0.02)80Cu20，
如图1所示，吸铸试样的铸态组织为非晶基复合结构，析出主要晶体相为过冷奥氏体相B2-TiNi和马氏体相B19’ -TiNi。
与断裂前相比，应力加载后部分奥氏体向马氏体转变，马氏体析出量明显增加。
如图3所示，该合金的的压缩屈服强度为 1504MPa，断裂强度为 2582MPa，塑性应变为15%，并表现出强烈的加工硬化。
Claims (1)
1.一种形状记忆晶相强韧化Ti基非晶复合材料的制备方法，其步骤为：
（1）配料：
按原子百分比计，所述Ti基非晶复合材料的成分为：(Ti0.50Ni0.50-yMy)100-xCux，其中：M为Co或Zr元素，x=5~33，y=0~0.25，称取各组分；
（2）熔炼制(Ti0.50Ni0.50-yMy)100-xCux母合金：
将步骤（1）称得的所需原料放入真空高频电磁感应加热炉中；
调节真空磁悬浮熔炼炉的真空度2×10-3～5×10-3Pa，然后充高纯氩气使真空室的真空度至0.1×10-3～0.8×10-3Pa熔炼，合金锭反复熔炼至少三次；
（3）铜模吸铸法制备非晶复合材料试样：
将步骤（2）制备的(Ti0.50Ni0.50-yMy)100-xCux母合金放入悬浮熔炼水冷坩埚中重熔，调节真空磁悬浮熔炼炉的真空度2×10-3～5×10-3Pa，然后充高纯氩气使真空室的真空度至0.1×10-3～0.8×10-3Pa；
(4) 在感应电压5~10kV下熔炼时间1~3min后，通过负压铜模吸铸法将母合金吸铸成棒材；
所述形状记忆晶相强韧化Ti基非晶复合材料为Ti基非晶合金和能够产生形变诱导相变的过冷奥氏体相B2-TiNi以及马氏体相B19’-TiNi复合而成；在制备方法中，通过合金的掺杂和成分调整获得不同体积分数过冷奥氏体相B2-TiNi和马氏体相B19’-TiNi，并具有强非晶形成能力；所述复合材料的压缩屈服强度为1000~1800MPa，断裂强度为1400~2800MPa，压缩应变为10%~20%，并表现出强烈的加工硬化。
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