Ti－Ni－Hf基合金薄带的相变行为分析

石美玉，孟祥龙，乔 实，张金柱，崔宏耀，王 强

（1.黑龙江工程学院，黑龙江 哈尔滨 150050；2.哈尔滨工业大学，黑龙江 哈尔滨 150001）

研究表明，Cu含量的少量增加仅略微降低Ti－Ni－Hf合金的马氏体相变温度，不改变其相变顺序。退火处理后的Ti36Ni41Hf15Cu8合金薄带中存在2种尺寸差巨大的的晶粒，且在经较高温度退火的薄带中还存在明显的（Ti，Hf）2Ni析出相，这些组织的存在对薄带的马氏体相变行为无疑会产生影响。利用DSC（差示扫描量热仪）系统研究Cu含量、退火温度、退火时间对Ti－Ni－Hf基薄带相变行为的影响。

1 Cu含量对Ti－Ni－Hf基合金薄带相变行为的影响

图1为Ti36Ni49－xHf15Cux（x＝0，5，8）合金薄带经700℃退火1h处理后的DSC曲线。由图1可知，随着薄带中Cu含量的增加，薄带中主要相变的相变温度下降，同时DSC曲线上逐渐出现了多个相变峰。当Cu含量为0at.%时，在加热和冷却DSC曲线上都只存在1个相变峰，即B2↔B19′单步相变。当Cu含量为5at.%和8at.%时，在加热和冷却DSC曲线中出现了3个明显的相变峰，特别是当Cu含量为5at.%时，多个相变峰的特征最为明显。这与Meng等人的研究结果不同，他们在Ti－Ni－Hf－Cu薄带的相变过程中只发现1对相变峰。在相变过程中出现多个相变峰可能与Cu元素的加入促进（Ti，Hf）2Ni颗粒析出有关。

在Ti－Ni－Hf基合金体材料中，其马氏体相变Ms温度一般都高于100℃，与之相比，Ti36Ni49－xHf15Cux（x＝0，5，8）合金薄带的马氏体相变温度较低。这是由于薄带中晶粒尺寸比体材料的晶粒小，且存在析出相，可有效抑制母相发生切变，从而抑制B19′马氏体的形成，使得马氏体相变温度Ms下降，由于化学成分确定，热滞也基本确定，因此，这就造成逆相变温度也随着下降。同时，由于（Ti，Hf）2Ni颗粒析出，基体内（Ti，Hf）的含量降低，因此，也造成 Ti－Ni－Hf－Cu薄带相变温度的降低。

图1 Ti36Ni49－xHf15Cux（x＝0，5，8）合金薄带经700℃退火1h后的DSC曲线

2 热处理工艺对Ti36Ni41Hf15Cu8薄带相变行为的影响

热处理工艺主要通过对Ti36Ni41Hf15Cu8合金薄带中（Ti，Hf）2Ni析出相的尺寸和分布、晶粒大小的影响实现对薄带相变行为的影响。

2.1 退火温度对Ti36Ni41Hf15Cu8薄带相变行为的影响

图2为经不同温度退火1h后Ti36Ni41Hf15Cu8合金薄带DSC曲线。由图2可得到Ti36Ni41Hf15Cu8合金薄带经不同温度退火1h后的所有相变温度信息（As、Af、Ms、Mf），如表1所示。由图2可知，随着退火温度升高，Ti36Ni41Hf15Cu8合金薄带的逆相变温度和马氏体相变温度都升高，同时薄带的DSC曲线上的相变峰个数随退火温度升高而先增多后减少，当退火温度为973K时，相变峰个数达到3个，这主要与（Ti，Hf）2Ni颗粒的析出及细小纳米晶粒的存在有关。

由表1和图2可知，随着退火温度升高，薄带的马氏体相变温度升高，这是由于随着退火温度的升高，（Ti，Hf）2Ni颗粒析出长大，同时，（Ti，Hf）2Ni析出相趋向于在晶界位置形核析出或者在晶粒内部发生尺寸粗化，结果导致Ti－Ni－Hf－Cu薄带晶粒内部的（Ti，Hf）2Ni析出相密度下降。由于（Ti，Hf）2Ni析出相可以有效抑制马氏体相变发生，从而降低马氏体相变温度，当晶粒内（Ti，Hf）2Ni析出相密度下降，对马氏体相变的抑制作用减弱，马氏体相变温度升高。因此，随着退火温度升高，薄带的马氏体相变温度也就随之升高。

图2 不同退火温度处理1h后Ti36Ni41Hf15Cu8合金薄带DSC曲线

表1 Ti36Ni41Hf15Cu8合金薄带经不同温度退火1h后的相变温度 ℃

2.2 退火时间对Ti36Ni41Hf15Cu8薄带相变行为的影响

图3为Ti36Ni41Hf15Cu8合金薄带在700℃下退火不同时间后的DSC曲线。由图3可获得Ti36Ni41Hf15Cu8合金薄带在700℃下退火不同时间后的相变温度信息（As、Af、Ms、Mf），如表2所示。由图3和表2可知，随着退火时间的延长，薄带的相变温度逐渐升高。

当退火时间为10min、30min、1h和2h时，在薄带的DSC曲线上能观察到比较明显的2对或3对相变峰，这与主要与（Ti，Hf）2Ni颗粒析出导致局部区域成分发生改变和薄带中晶粒尺寸差别大有关。其中被标记为1、1′、1″和1‴的吸热峰代表的是远离（Ti，Hf）2Ni颗粒的区域的B19′→B2型相变，被标记为2、2′、2″和2‴的吸热峰代表（Ti，Hf）2Ni颗粒的区域的B19′→B2型相变，3、3′、3″和3‴的吸热峰代表细小晶粒集中分布区域的B19′→B2型相变。

图3 700℃下退火不同时间后Ti36Ni41Hf15Cu8合金薄带DSC曲线

表2 Ti36Ni41Hf15Cu8合金薄带在700℃下退火不同时间后的相变温度

值得注意的是，当退火时间为10min时，吸热峰3和吸热峰2的温度差为15K，这表明此时薄带中细小晶粒对马氏体的抑制作用非常明显。随着退火时间延长，这2个吸热峰位置在DSC曲线上逐渐相互靠近，2个峰之间的温度差也在逐渐减小。当退火时间为2h时，该相变温度差已减小到1.7K。这表明晶粒尺寸对相变温度的影响作用正在逐渐减弱。当退火时间延长到5h时，晶粒尺寸对相变温度的影响基本消失，使得两个区域的相变温度基本相等，所以在DSC曲线上表现为只存在1个吸热峰。

图3中代表远离（Ti，Hf）2Ni析出相区域的相变峰1、1′、1″和1‴随着退火时间的延长，峰的强度逐渐减小。当退火时间延长到5h时，薄带的DSC曲线又恢复成单个相变峰，表明当退火时间为5h时，由于（Ti，Hf）2Ni颗粒的充分长大最终使得薄带的基体成分一致，晶粒尺寸对相变温度的影响消失，所以，就只存在1个放热峰（吸热峰）。

3 结 论

1）退火后的Ti－Ni－Hf基薄带只发生B2↔B19′单步相变，但由于晶粒尺寸的差异较大，在DSC曲线上呈现出多个相变峰；相变温度随着薄带中Cu含量的增加而降低。

2）随着退火温度升高，Ti36Ni41Hf15Cu8合金薄带的相变温度逐渐升高。当退火温度较低时，DSC曲线上存在多个相变峰，分别对应于微米级晶粒和细小纳米晶中的相变过程。当退火温度升高至1073K时，细小纳米晶粒长大，晶粒尺寸对相变的影响消失，DSC曲线上仅呈现1对B2↔B19′相变峰。

3）随着退火时间延长，Ti36Ni41Hf15Cu8合金薄带的相变温度逐渐升高。当退火时间低于2h时，Ti36Ni41Hf15Cu8合金薄带的DSC曲线上存在2～3对相变峰。当退火时间延长到5h时，薄带的DSC曲线中只存在1对B2↔B19′相变峰。

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