一种V纳米线增强的宽滞后NiTiV形状记忆合金

摘要

本发明公开了一种V纳米线增强的宽滞后NiTiV形状记忆合金，属于新型金属的生产技术领域。该合金由镍、钛和钒三种原料组成，其中：钒的原子百分比为9～25％，镍和钛原子百分比满足：|Ni％‑Ti％|≤2％。该合金是通过熔炼、锻造和拉拔的方法得到的；在熔炼过程中镍钛与钒发生共晶反应，生成尺寸十分细小的片层状β‑V相，片层厚度小于300纳米；而在锻造和拉拔过程中，细小的钒片层继续发生变形，最终形成直径小于50纳米的纳米线。与NiTiNb合金相比，NiTiV具有较小的密度，有利于其应用为航空航天材料；与Nb相比，V的熔点更低，方便熔炼和热处理；相比已有的NiTiV合金，本发明中V含量较高，原子百分比为9～25％，能够更有效的提高合金的相变滞后。

说明书

技术领域

本发明属于新型金属的生产技术领域，具体涉及NiTiV合金及NiTi基复合材料，特别涉及一种V纳米线增强的NiTiV合金或NiTi基复合材料。

背景技术

NiTi形状记忆合金具有非常优异的形状记忆效应和超弹性，因而广泛应用于生物医用、航空航天等领域。由于NiTi合金的相变滞后较小，作为连接件或紧固件(例如：飞机管接头)时需要用液氮储存和运输。因此，工程上使用NiTiNb合金作为连接件或紧固件。铌元素的加入有效的增加了合金的相变滞后。但铌元素存在一些缺点：1.比重较大(原子量92.91)，用于飞机时会增加重量；2.熔点较高(2468℃)，增大熔炼难度。与铌类似，钒元素与NiTi可发生共晶反应，且与铌相比，钒元素具有较小的比重(50.94)和较低的熔点(1890℃)。除此之外，钒还具有较好的储氢性能，与镍钛复合后还可应用为储氢合金。

但现有的NiTiV合金中钒元素的含量较低，大多低于5％，不足以大幅度增加NiTi合金的滞后。

发明内容

为克服现有技术的不足，本发明的主要目的是提供一种钒纳米线增强的镍钛基形状记忆合金，以期钒元素的加入不仅提高了镍钛合金的临界相变应力，还大大提高了合金的相变滞后。

本发明是通过以下技术方案予以实现的。

本发明通过熔炼镍、钛和钒金属原料，其中钒的原子百分比为9～25％，镍和钛原子百分比满足：|Ni％-Ti％|≤2％。再经锻造、拉拔等过程，得到钒纳米线增强的NiTiV合金，其中V纳米线的体积分数约为9～25％。即，本发明NiTiV合金的特征在于：通过熔炼、锻造和拉拔的方法得到钒纳米线增强的镍钛基形状记忆合金。在熔炼过程中镍钛与钒发生共晶反应，生成尺寸十分细小的片层状β-V相，片层厚度小于300纳米。而在锻造和拉拔过程中，细小的钒片层继续发生变形，最终形成直径小于50纳米的纳米线。

上述合金丝材的制造方法：首先将镍钛基形状记忆合金铸锭在750～850℃之间锻造，使之成为棒状，之后通过450～550℃温度下热拔得到较粗丝材，在经室温冷拔得到细丝，最后将细丝在350～500℃之间退火，得到最终丝材。

本发明的科学原理：

镍钛与钒在熔炼过程中发生共晶反应，生成细小的片层状β-V。拉拔后钒元素在合金中呈纳米线形态，沿拉拔丝材的轴向分布。钒纳米线可提高镍钛合金的临界相变应力，且可以提高合金的相变滞后。

与现有技术相比，本发明具有以下技术效果：

1、与NiTiNb合金相比，NiTiV具有较小的密度，有利于其应用为航空航天材料；

2、与Nb相比，V的熔点更低，方便熔炼和热处理；

3、相比已有的NiTiV合金，本发明中V含量较高，原子百分比为9～25％，能够更有效的提高合金的相变滞后。

附图说明

图1为本发明Ni₃₇Ti₃₈V₂₅合金的SEM照片；

如图可知，Ni₃₇Ti₃₈V₂₅合金的SEM照片显示合金中NiTi和β-V均呈片层状分布，且片层尺寸小于500纳米。

图2为本发明Ni₃₇Ti₃₈V₂₅合金的拉伸应力应变曲线；

如图可知，Ni₃₇Ti₃₈V₂₅合金不同温度退火后的拉伸应力应变曲线显示合金400℃退火后可以表现出超弹性，且具有极大的应力滞后。

具体实施方式

以下结合具体实施例详述本发明，但本发明不局限于下述实施例。

实施例1

1.熔炼Ni₄₆Ti₄₄V₁₀合金：按各元素原子百分比配料后混合，得到1kg混合金属原料，通过电弧熔炼得到Ni₄₆Ti₄₄V₁₀合金铸锭。将铸锭900℃均匀化退火。熔炼后的合金通过扫描电子显微镜(SEM)观察可知，β-V呈片层状沿晶界分布，片层厚度小于1微米。

2.锻造拉拔：将铸锭750℃锻造，使之热变形为棒状，直径约为在通过550℃热拔得到的丝材；最后将丝材冷拔至

3.热处理：将的Ni₄₆Ti₄₄V₁₀合金丝材放置于热处理炉中，分别在350℃、400℃、450℃、500℃和550℃温度下退火20min。

4.力学性能及相变温度测试：力学性能测试采用万能试验机，得出350℃和400℃退火后的合金表现出超弹性，超弹应力均大于500MPa，且丝材的应力滞后较大，接近500MPa；相变温度测试采用示差扫描量热仪(DSC)，得出退火后合金丝材的均可以发生R相变，450℃退火后的合金可以发生马氏体相变。

实施例2

1.熔炼Ni₃₇Ti₃₈V₂₅合金：按各元素原子百分比配料后混合，得到1kg混合金属原料，通过电弧熔炼得到Ni₃₇Ti₃₈V₂₅合金铸锭。将铸锭900℃均匀化退火。熔炼后的合金通过扫描电子显微镜(SEM)观察可知，β-V与NiTi相呈片层状相间分布于晶粒中，两相的片层厚度均小于500纳米。

2.锻造拉拔：将铸锭750℃锻造，使之热变形为棒状，直径约为在通过550℃热拔得到的丝材；最后将丝材冷拔至

3.热处理：将的Ni₄₆Ti₄₄V₁₀合金丝材放置于热处理炉中，分别在350℃、400℃、450℃、500℃和550℃温度下退火20min。

4.力学性能及相变温度测试：力学性能测试采用万能试验机，得出400℃退火后的合金表现出超弹性，超弹应力大于1100MPa，且丝材的应力滞后极大，接近700MPa；相变温度测试采用示差扫描量热仪(DSC)，得出400℃以上退火后合金丝材的均可以发生R相变，450℃退火后的合金可以发生马氏体相变。