一种新型镍钛铌铝合金及其制备方法与流程

本发明涉及合金领域，具体涉及一种新型镍钛铌铝合金及其制备方法。

背景技术：

形状记忆合金，简称为记忆合金(shapememoryalloy，缩写记为sma)在合金初态时具有一定的形状，在低温下经过塑性变形将其固定为另一种特定形状，然后通过加热到达一定温度后，合金会从低温时的特定形状恢复成初态形状的一类合金。和普通合金相比记忆合金有较大的回复应变和形变回复力，可恢复的应变量达到7％～8％，有较高的利用价值。形状记忆合金的晶体结构会随着温度的改变而发生规律性的改变，从而在宏观上体现出形状记忆效应。形状记忆合金通常按组成的基体元素来划分种类，目前主要分为铜基、铁基和镍钛基的形状记忆合金。

镍钛基记忆合金是迄今为止发现的记忆合金中记忆性能最好的一种，也是研究最深入、应用最广的一类记忆合金。它的主要优势在于高强度、低模量、合金晶粒较小、疲劳寿命长，高阻尼性，具有生物相容性并且机械性能优越，niti合金具有更优异的力学性能(延伸率和断裂强度)和耐腐蚀性。因此镍钛合金常作为执行机构的记忆材料，也在生物医学、航空航天、机械生产、日常生活等领域有很大的应用前景。其中以ni-ti-fe、ni-ti-nb、ni-ti-cu最为常见。

然而已有的形状记忆合金已经不能满足生产的需求。

技术实现要素：

本发明旨在提供一种新的镍钛铌铝合金，其具有较强的硬度，较低的熔化反应温度和共晶转化温度，可以用于航空航天、生物医疗、机械电子、汽车工业及日常生活等各个领域。

发明人在合金的研究过程中发现：

niti二元合金的成分和加工过程会影响其相变温度大小，在工业生产应用中很难准确的控制其相变温度，而且生产成本较高，为改善对其相变温度的控制、改善其合金超弹性等性质、降低生产加工成本，人们在二元合金的基础上加入第三元素，达到对合金的改善目的。在ni-ti合金中加入一定量的nb元素，形成低相变温度和宽相变滞后的形状记忆合金nitinb合金，使合金在拥有较好形状记忆性能的同时具有相变宽滞后效应。但是该nitinb合金的力学性能还需要进一步加强，例如硬度还需要进一步加强。而且该合金的熔点以及共晶转化温度也需要进一步降低，以使得满足生产的需求。

为此，本发明提供了一种镍钛铌铝合金及其制备方法。本发明所提供的合金通过添加低含量的al，使得合金的熔点及共晶反应温度降低。而且增强了合金的力学性能，增加了合金的硬度。同时，经过均匀化处理，可以减少甚至消除合金铸态组织中存在的织构，减少组织成分偏析。

具体而言，本发明提供了如下技术特征：

根据本发明的第一方面，本发明提供了一种镍钛铌铝合金，所述合金包括镍，钛，铌和铝，所述镍，钛，铌和铝的原子比为：40～47：40～47：8～10：0.5～5。由此合金中添加少量的铝，合金熔点和共晶反应温度有所降低，而且合金的硬度增加，例如合金的维氏硬度值能够达到300以上，可以应用于航空航天、生物医疗、机械电子、汽车工业及日常生活的诸多领域。

进一步地，所述镍，钛，铌和铝的原子比为43～46.5：44：9：0.5～4。

进一步地，所述合金由镍，钛，铌和铝组成，所述镍，钛，铌和铝的原子百分比分别为：40％～47％：40％～47％：8％～10％：0.5％～5％，各组分含量之和为100％。

进一步地，所述合金选自下列中的至少一种：

ni46.5ti44nb9al0.5、ni45ti44nb9al2、ni43ti44nb9al4。

进一步地，所述合金为经过均匀化处理的合金，所述均匀化处理为真空条件下，在900～1100摄氏度下热处理18～25小时，所述合金的维氏硬度值在300以上。

进一步地，所述合金中含有tinb相和nbti2相。

进一步地，所述合金的熔化反应温度在1250摄氏度以下，所述合金的共晶转化温度在1160摄氏度以下。

根据本发明的第二方面，本发明提供了一种合金的制备方法，所述合金为本发明第一方面所述的合金，所述制备方法包括：将含有镍，钛，铌和铝的原料混合，进行真空熔炼，以便获得所述合金。其中为了尽量减少合金中引入不必要的杂质，影响合金的性能，含有镍，钛，铌和铝的原料中的镍，钛，铌和铝的纯度至少分别在99.8％以上。

进一步地，所述方法进一步包括：在进行真空熔炼之后，进行均匀化处理，以便获得所述合金；其中，所述均匀化处理为真空条件下，在900～1100摄氏度下进行热处理18～25小时。

进一步地，所述均匀化处理包括：将经过所述真空熔炼的合金置于真空装置中，抽真空；设定初始温度为20摄氏度，以速度为4摄氏度/分钟加热到1000摄氏度，在1000摄氏度下热处理20小时。

附图说明

图1是根据本发明的具体实施例提供的不同铸态试样的xrd图谱结果。

图2是根据本发明的具体实施例提供的不同均匀化处理态试样的xrd图谱结果。

图3是根据本发明的具体实施例提供的不同铸态试样的扫描电镜结果图。

图4是根据本发明的具体实施例提供的不同均匀化处理态试样的扫描电镜结果图。

图5是根据本发明的具体实施例提供的铸态2.0al试样与均匀化处理态2.0al试样的200x金相照片结果。

图6是根据本发明的具体实施例提供的铸态0.5al试样与均匀化处理态0.5al试样的500x金相照片结果。

图7是根据本发明的具体实施例提供的铸态2.0al试样与均匀化处理态2.0al试样的1000x金相照片结果。

具体实施方式

下面将结合实施例对本发明的方案进行解释。本领域技术人员将会理解，下面的实施例仅用于说明本发明，而不应视为限定本发明的范围。实施例中未注明具体技术或条件的，按照本领域通用条件或者技术进行。所用试剂或仪器未注明生产厂商者，均为可以通过市购获得的常规产品。

以下实施例中所用到的原材料：纯度99.95％的镍块、纯度99.8％的铌块、纯度99.9％的钛块、和纯度99.9％的铝块。

实验所使用的设备：真空熔炼炉、nh/732b-g精密数控线切割机床、真空管式炉、zeiss-supra扫描电镜、dx2500x射线衍射仪、setsysevolution同步热分析仪、dmi5000m金相光学显微镜、万能试验机、mhv-5z维氏硬度计、金相抛光机、用于材料称量的电子天平等。

实施例1

实施例1分别制备了不同成分的铸态合金和均匀化处理后的合金。包括如下步骤：

1、样品熔炼

本次实验所需制备的样品为ni46.5ti44nb9al0.5、ni45ti44nb9al2、ni43ti44nb9al4三组，分别记为编号铸态0.5al、铸态2.0al、铸态4.0al。

查表可得，各元素相对原子质量分别为：ar(ni)＝58.6934(4)，ar(ti)＝47.867(1)，ar(nb)＝92.90638(2)，ar(al)＝26.9815386(8)，根据原子比计算三种组分试样中，合金成分质量分数如下表1所示：

表1合金成分质量分数

根据合金中各金属质量分数计算所需各金属质量并称取，在称取前用线切割机将金属原料分解成不同大小的小块，使用砂纸打磨去掉金属表面的氧化皮以及线切割遗留的油污等，装入盛有酒精的烧杯中，依次使用超声波清洗仪进行清洗，将那些难以用砂纸磨去的污渍清洗干净。

根据所需成分使用电子天平准确称取各金属质量，将称取完成的金属原料按编号分别放置在一起。

使用真空熔炼炉分别将三份原料均匀熔炼，获得本次实验研究的合金材料铸态0.5al、2.0al、4.0al。

2、均匀化处理

将熔炼得到的三组样品ni46.5ti44nb9al0.5、ni45ti44nb9al2、ni43ti44nb9al4分别使用电火花线切割机切为2份，一份用于铸态性能的分析，另一份做均匀化热处理。

将切割下来进行均匀化处理的三块样品编号，铸态样编号铸态0.5al、2.0al、4.0al对应热处理后的样品编号为均匀化处理态0.5al、2.0al、4.0al。将均匀化处理态0.5al、2.0al、4.0al依次放入真空管式炉中，抽真空完成后拧紧各气阀。设定加热程序，初始温度为20℃，加热温度到1000℃，加热速度为4℃/min，加热时长为245分钟，在1000℃保温20h，之后随炉冷却，可以防止试样在高温时被氧化。将试样均匀化处理态0.5al、均匀化处理态2.0al、均匀化处理态4.0al从真空管式炉中取出后分别放入试样袋中并做好标记。

3、样品切割

熔炼及热处理后得到含铝量分别为0.5％、2％、4％的铸态及均匀化处理态共6组试样，现对6组试样进行线切割处理，获得适合的样品大小以便于之后检测分析时使用。使用nh/732b-g精密数控线切割机床对6块试样分别切取2个7mm×7mm×7mm的方形小块(从试样中间部分切割，避免熔炼时周围组织成分偏析产生影响)，一个用于x射线衍射实验，另一个用于金相观察及扫描电镜实验的试样；从6个样品上分别切割出一个两面平行的试样用于硬度测试；从剩下的铸态试样中分别切出一个大小在4mm以内的方形体用于热分析实验。将切割好的样品分别装入试样袋中并做好标记，分类放置以免混乱。

将切割好的铸态试样及热处理后试样分别进行以下实验检测，以便获得相关数据用于材料的分析研究。

实施例2x射线衍射实验

x射线衍射实验是研究物质微观结构最有效、使用最广的一种方式，当一束单色的x射线射入晶体时，由不同原子散射的x射线发生相互干涉，在空间产生不同衍射花样，可反映出材料内部的晶体结构及应力等情况。本文中的xrd实验是用丹东方圆dx2500衍射仪完成的。

将线切割得到的铸态和退火态共6个7mm×7mm×7mm方块样品各表面用360目的砂纸进行打磨，去除表面污垢及杂质。选取一个相对平整的面，依次使用600目、800目、1200目、1500目、2000目的砂纸手动打磨，直到待测面平整干净。将磨制好的试样面用酒精擦拭干净，用吹风机吹干。试样放入样品托盘中，保证待测面与托盘表面共面，另一侧用橡皮泥将试样和样品托盘固定。

把样品托盘及试样插入到x射线衍射仪测试架上，关闭仪器仓门，设置实验参数。扫描方式：连续扫描；驱动方式：θ-2θ联动；靶材：cu靶；起始角度：20度；终止角度：100度；扫描速度：0.06度/秒。其他参数设为系统默认值。参数设置完成后便可开始测试。6个样品依次完成以上测试，保存好相关数据。使用jade6软件对相关数据进行分析。

其实验结果如下：

1、al含量对试样的影响

铸态试样0.5al(ni46.5ti44nb9al0.5)、2.0al(ni45ti44nb9al2)、4.0al(ni43ti44nb9al4)的xrd实验图谱如图1所示，其中图1中(a)、(b)、(c)三个铸态试样的铝含量(at％)分别为0.5％、2％、4％依次增加。

从三者的xrd图谱中我们可以发现，三者都含有富铌相β-nb和b2结构的niti相，以及含有al元素的杂相。在图1中(a)、(b)中两相的峰位强度除一个niti相(200)峰强变弱外其余峰强没有太大变化，图1中(c)试样的β-nb和b2-niti两相峰的强度较前两者有明显变化，可知铸态含铝量4％时合金在结晶度上发生了较大改变，结晶度的改变也预示着合金熔点的改变。

从图1中(b)图谱上看，若规定niti相的最强峰(110)峰的强度为100，β-nb相的最强峰(110)峰的强度为49。根据niti相的标准衍射线谱，(200)峰和(211)峰的相对强度应分别为40和60，但在铸态2.0al试样的niti相谱线中，(200)峰的相对强度仅为14，而(211)峰则为28，这说明b2-niti相基体的晶粒存在择优取向，合金中存在织构。同样，铸态含铝量0.5％和4％的试样niti相谱线与标准衍射谱线有明显差别，织构同样存在。这在金相显微镜对合金组织的观察中也得到证实。

al元素的加入使nitinb系合金中存在铝化物的沉淀相，图1中(a)、(b)的衍射峰中发现了alni3，在铸态铝含量为4％时试样中发现了alti3。al元素的增加，取代了niti基体中的一项，与另一元素结合。沉淀相从alni3变为alti3，是随着ni百分含量从46.5％、45％到43％的减少，ni/ti原子比降低，al元素结合原子从镍变为钛。

2、均匀化处理对试样的影响

均匀化处理态试样的0.5al(ni46.5ti44nb9al0.5)、2.0al(ni45ti44nb9al2)、4.0al(ni43ti44nb9al4)的xrd实验图谱如图2所示，其中图2中(a)、(b)、(c)三个均匀化处理态试样的铝含量(at％)分别为0.5％、2％、4％依次增加。

分析试样0.5al(ni46.5ti44nb9al0.5)铸态和均匀化处理态的衍射谱线。从相的组成上看，均匀化处理前后，β-nb和b2-niti依旧是主要的物相，而均匀化处理后，该试样含铝的沉淀相消失，是由于一方面试样0.5al中铝原子含量只有0.5％偏低，所形成的沉淀相数量较少；另一方面原因是alni3等含铝相的衍射峰与niti等物相衍射峰较接近，在寻峰时没有分辨出来。在均匀化处理之后出现了nbhx这样的氢化物，这是明显的杂质相，是在热处理过程中形成的。

从峰位分析，选取niti相的(110)晶面进行对比，铸态0.5al试样的谱线中该峰2θ＝42.374°，均匀化处理态0.5al试样的谱线中该峰2θ＝42.08°。均匀化处理后，峰位向着低角度方向偏移，根据布拉格方程的分析结果，均匀化处理后晶间距离及晶格常数增大，晶粒尺寸变大。

从峰值得半高宽分析，同样选取niti相的低角度强峰(110)，铸态0.5al试样该峰的半高宽fwhm为0.395，均匀化处理态0.5al试样该峰的半高宽fwhm为0.343，均匀化处理后其半高宽减小，同样根据之前带入谢乐公式的分析结果，晶粒的尺寸变大了。

分析试样2.0al(ni45ti44nb9al2)铸态和均匀化处理态的衍射谱线：从试样2.0al的铸态及均匀化处理后的相组成来看，富nb相和b2-niti相是合金主要的物相。均匀化处理增加了合金中析出相的种类。含铝的物相由alni3相变为al5ti2相，均匀化处理促进了al原子与ti原子的结合。均匀化处理后出现了tinb相，应该是ni/ti原子比的下降及nb进一步析出的结果。

从峰位分析，选取niti相的(110)晶面进行对比，铸态2.0al试样谱线中该峰2θ＝42.558°，均匀化处理态2.0al试样的谱线中该峰2θ＝42.235°。均匀化处理后，峰位向着低角度方向偏移，根据之前带入布拉格方程的分析结果，均匀化处理后晶间距离及晶格常数增大，晶粒尺寸变大。

从峰值的半高宽分析，同样选取niti相的低角度强峰(110)，铸态2.0al试样该峰的半高宽fwhm为0.418，均匀化处理态2.0al试样该峰的半高宽fwhm为0.374，均匀化处理后其半高宽减小，同样根据之前带入谢乐公式的分析结果，晶粒的尺寸变大。

从试样4.0al的铸态和均匀化处理态的物相组成来看，β-nb和b2-niti相依然是其主要组成相。随着合金中al元素原子百分比的增加，以及ni元素原子百分比的降低，al取代基相中的ni原子，与ti结合产生al3ti。均匀化处理促进了nb原子在基体中的固溶，加之试样4.0al中ni原子含量的降低，使nb与ti原子结合成tinb相。

从谱线中衍射峰的峰位分析，选取niti相的(110)晶面进行对比，铸态4.0al试样谱线中该峰2θ＝42.852°，均匀化处理态4.0al试样的谱线中该峰2θ＝42.308°。均匀化处理后，峰位向着低角度方向偏移，同样带入布拉格方程的分析结果，均匀化处理后晶间距离及晶格常数增大，晶粒尺寸变大。

从峰值的半高宽分析，同样选取niti相的低角度强峰(110)，铸态4.0al试样该峰的半高宽fwhm为0.426，均匀化处理态4.0al试样该峰的半高宽fwhm为0.392，均匀化处理后其半高宽减小，同样根据之前带入谢乐公式的分析结果，晶粒的尺寸变大了。

实施例3扫描电镜实验

本实验采用zeiss公司生产的supra55型背散射电子发射扫描电镜(sem)对合金的微观组织形貌及各种物相元素含量进行分析。

实验前将线切割后留存的六个扫描电镜实验试样都用各砂纸依次打磨到3000目标准，并且按照金相样相似的要求抛光腐蚀(腐蚀不能太深)，得到显微镜下组织清晰的试样。用无水乙醇和清洁布仔细清理试样表面，用高压喷气装置吹干净表面的杂质颗粒，然后使用导电胶将试样按顺序粘贴到样品拖上，放入扫描电镜的载物台并开始抽真空，抽真空完毕后开始实验。分别对六个试样选取有代表性的组织位置拍摄多张电镜照片保存，并对其中的特定组织进行能谱分析，对有代表性的区域进行面扫，分析元素分布情况。对图像中特别的物相进行点扫，分析该物相的元素组成情况。

其结果如下所示：

1、al含量对试样组织形貌的影响

通过对铸态试样2.0al形貌的扫描及特殊区域面扫等原子含量分析，确定合金的主要物相分布。通过分析发现，大面积的灰黑色部分主要分布着ni和ti元素，应该是niti基体相；呈颗粒状的灰白色区域是nb元素的主要分布区。al较为均匀的分布在合金中。

初生相niti是基础相，在晶界处有许多条状、球状的颗粒，这是共晶区，主要由富铌的β-nb和共晶niti颗粒组成，一些析出相也分布于此但含量较少。对于合金中加入的铝，从含量上看相对均匀的分布在基体和共晶区里，固溶于基体中及和共晶区物质形成化合物。富铌相相比较于niti晶粒尺寸要大，形状多以棒条状、球状组成。

图3为不同铝含量的铸态合金的扫描电镜图像结果，其中图3中(a)、(b)、(c)分别为铸态试样0.5al、铸态试样2al、铸态试样4al的扫描电镜结果，可知：

(1)铝含量在0.5％时niti基体相与共晶区有较明显的分界线，物相分布范围比较明显。随着铝含量的增加，共晶区域的范围明显增宽，并且共晶区出现了较大的niti颗粒。当铝含量到4％时，即图3(c)中基体相上出现了薄层状的物相，是从基体里析出β-nb和niti共晶相，慢慢发展成为共晶区的条状、椭球状颗粒物。

(2)铝含量在0.5％时，共晶区内的β-nb及niti相多呈条状、棒状，顺序排列。随着铝含量增加，条状大块的物相变为细小的颗粒，分布更加均匀。总的来说基体相的分布更加细化。

(3)在基体边界和共晶区域，铝含量升高促进nb元素的析出并产生新的析出相。因为al元素的增加有利于析出相的形核率升高。

对铸态合金的初生基体niti相区域依次进行“点扫”，获得不同试样基体中的元素百分含量(at％)：

表2铸态基体中元素含量(at％)变化

从表中可分析出，随成分变化，基体中固溶的al增加，ti含量减少，考虑到合金成分中ni含量的下降认为基体中ni的含量相对平衡没多大改变，成分变化还减少了nb在基体中的含量。说明随铝含量的增加及ni/ti比的降低，从整体形态上看，是在原始基体上因nb的扩散析出存在一层贫nb的niti相，al和少量的nb固溶其中，在niti相上，又弥散的分布着因原子扩散析出而形成的强化相β-nb和tinb。

2、均匀化处理对试样组织形貌的影响

对比试样1铸态及均匀化处理后，基体组织元素含量的变化：

表3试样0.5al均匀化处理前后基体成分变化

由上表3可知，均匀化处理后niti基体内al含量增加，ti含量减少，ni含量变化不大，nb含量增加较多。说明均匀化热处理后基体的主要物相依然是近等原子比的niti相。均匀化处理促进al、nb在基体中的固溶。从ni的含量上看，它是过饱和的，结合xrd图谱的分析，可知剩余的ni原子与al原子结合生成alni3弥散分布在基体中。nb含量的增加，可在基体中起到固溶强化的作用，从而增强均匀化处理后合金的力学性能。

图4为不同铝含量的均匀化处理态合金的扫描电镜图像结果，其中图4中(a)、(b)、(c)分别为均匀化处理态0.5al、均匀化处理态2al、均匀化处理态4al的扫描电镜结果。对比图3和图4，试样0.5al铸态及均匀化处理态后，(1)铸态试样的共晶区形成较少，只有少数地方连续成片分布。均匀化处理后共晶区明显增加，在niti基体边界周围连续分布。(2)铸态试样共晶区内物相形貌多为条状、棒状，经过均匀化处理后，共晶区内物相的形貌明显变得细小均匀化。(3)均匀化后共晶区边缘及内部出现了黑色的大颗粒物相，通过对图中区域17进行“点扫”，其中ti原子百分含量为54.1％，ni含量为34.44％，nb含量为10.87％，al含量不足1％。除去共晶组织中的niti相，结合xrd的分析结果，此黑色的析出相是nbti2，这也是钛含量在基体中减少的原因，而均匀化处理促进了nb固溶到基体里造成局部贫nb的现象，所以结合成nbti2。

对比试样2.0al铸态及均匀化处理后，基体组织元素含量的变化如下表4所示：

表4试样2.0al铸态及均匀化处理态基体元素含量(at％)

从基体中元素含量变化来看，试样2.0al和试样0.5al均匀化处理前后元素含量变化趋势相似。均匀化处理后基体中固溶了更多的al和nb，两者的强化机制可增加合金的硬度。ti和ni含量有少量下降，因为均匀化处理促进共晶区产生更多的析出相，结合xrd的分析结果，析出相多为tinb。

结合图3和图4中关于铸态2.0al和均匀化处理态2.0al的扫描电镜结果可以看出：

(1)均匀化处理后共晶区与基体之间的边界更加明显，共晶区的析出相更加均匀细小。

(2)均匀化处理后共晶区的占比明显增加，说明基体中减少的ti和ni在共晶区形成了析出相。

(3)对均匀化退火后共晶区析出相颗粒进行“点扫”获得各元素含量，其中ti原子百分含量为35.04％，ni含量为22.83％，nb含量为39.32％，al含量为2.81％，比较可得ti和nb的含量相对较多，结合xrd的分析结果，可确定析出相为tinb。

对比试样3铸态及均匀化处理后，基体组织元素含量的变化：

表5试样3铸态及均匀化处理态基体元素含量(at％)

从表5元素含量变化可知：均匀化处理促进nb在基体中的固溶，其固溶强化机制可增加合金的硬度。均匀化处理后析出相增加，所以ti和ni含量在基体中有所下降。与试样0.5al、试样2.0al中变化趋势不相同的是，试样4.0al均匀化处理后al原子含量下降了，分析原因，试样4.0al中ni含量降低，使得更多ti与其他元素相结合，nb在基体中的固溶度相对大，所以促使al和ti形成物相，结合xrd的结果分析，其析出相的化学式为al3ti。

结合图3和图4中关于铸态4.0al和均匀化处理态4.0al的扫描电镜结果可以看出：

(1)铸态时，基体边界与球状颗粒周围有薄层状的β-nb物相，均匀化处理加剧了原子的扩散及析出，所以均匀化处理后薄层状β-nb消失，发展成为相对圆条状的颗粒。

(2)同试样0.5al和试样2.0al一样，均匀化处理后4.0al的共晶区析出物增多占比增加，颗粒变得均匀、细小。

(3)分析均匀化处理后新析出的物相，通过对之前试样的分析我们知道，共晶区球形、椭圆形大颗粒为β-nb，细小的条状物是共晶里的niti相。均匀化处理态4.0的扫描电镜结果的左侧有相互粘连的大颗粒物，不同于独立成颗粒的富nb相。对其进行“点扫”分析元素含量，其中ti原子百分含量为24.54％，ni含量为5.04％，nb含量为67.04％，al含量为3.38％。ni和al的含量较低，可判断其为ti和nb的化合物，结合之前xrd对该试样均匀化处理后的物相分析，其化学式为tinb。而nb的含量颇高是周围富铌相的干扰。

实施例4金相观察实验

线切割铸态及退火态共6个试样得到对应的6个大小7mm×7mm×7mm方形小块，将方形小块的每个面都用360目、600目的砂纸打磨，去掉表面污垢及大颗粒杂质，以免影响试样金相面的磨制。

将初步打磨后的6个样品，选择一个相对平整的面进行金相面的磨制，对选好的金相面使用砂纸手工打磨，从360目的依次打磨到3000目的砂纸。每一道次需用力均匀，表面划痕方向一致，换下一目的砂纸时，磨制方向调转90度，并打磨掉上一道次的划痕痕迹，从2000目开始就逐渐减小磨制力，防止较深划痕的出现。3000目的砂纸磨到表面平整、划痕均匀一致即完成打磨。

对3000目砂纸磨制完成的样品进行抛光处理。使用2.5μm的抛光膏在抛光机上进行手动抛光，时间一般控制在10分钟以内，抛光后使用酒精清洗表面，用电吹风吹干，在金相显微镜下观察表面无划痕，抛光完成。

然后进行腐蚀处理，本次实验使用的腐蚀液为：hno32ml，hcl2.6ml，hf1ml，h2o80ml。腐蚀的时间大约在15min～25min之间，腐蚀10min以后可用酒精清洗表面并吹干，用金相显微镜观察腐蚀程度，根据腐蚀程度确定继续腐蚀时间，腐蚀后表面光泽减弱，但变化不明显。当腐蚀完成后用酒精清洗表面，用吹风机吹干。用莱卡公司的dmi5000m型光学金相显微镜观察合金的组织形态，分别对其拍摄100×、200×、500×和1000×的组织照片进行观察分析。

其实验结果如下：

1、al含量对试样组织的影响

实验结果发现：不同铸态合金组织主要组成是尺寸较大的b2结构初生niti基体相和共晶区细小的niti相、颗粒状的β-nb相，以及无规则分布的其它析出物。将铸态试样0.5al、2.0al、4.0al的金相组织进行对比，发现随着al含量的增加及ni的减少，可以发现：

(1)基体相的晶粒尺寸逐渐减小。(2)深色区域增多，说明共晶组织增多。可能是随着ni/ti比的降低，nb在niti基体中的固溶度减小，析出富nb相增加。(3)在基体及共晶区不规则分布的析出相增多，这从铸态样铸态4.0al的金相照片中可明显看出。分析认为因为al含量的增加及ni/ti比的降低，使析出相的形核率增加。

而且从低倍金相照片对比分析不同含铝量的三个铸态样，发现铸态组织在结晶过程中出现了树枝晶，并且随al含量的增加及ni含量的降低，树枝晶的出现更加明显，晶粒取向性更加突出。说明合金的晶粒存在择优取向。枝晶的形成是在合金熔铸凝固时，不同部位的过冷度以及形核、长大过程条件不完全一致，固体晶核沿某些晶向生长较快而形成的。

2、均匀化处理对试样组织的影响

图5为铸态试样2.0al试样与均匀化处理态2.0al试样200×金相照片，其中图5中(a)为铸态试样2.0al试样200×金相照片，图5中(b)为均匀化处理态2.0al试样200×金相照片。从图5的结果可以看出，铸态试样2.0al的金相组织存在明显的晶粒择优生长，即织构，图5(a)中看方向大致是左下方到右上方。图5(b)图是经过均匀化处理的2.0al金相组织，从图中我们看不出明显的晶粒织构存在。说明了合金在适当的温度下进行均匀化处理后，可以一定程度上减少甚至消除组织中的晶粒织构。从而提高合金的各相同性，改善合金的组织性能。

图6为铸态试样0.5al试样与均匀化处理态0.5al试样500×金相照片，其中图6中(a)为铸态试样0.5al试样的500×金相照片，图6中(b)为均匀化处理态0.5al试样的500×金相照片。从图6中(a)的结果可以看出，铸态0.5al的金相图来看，合金组织有长条状的、有不规则粘连一起的、有圆形颗粒状的。合金铸态组织晶粒不均匀，晶粒大小形状差异明显。再看图6中(b)均匀化处理态0.5al的金相图，大部分晶粒都是大小相似的近圆形，金相组织相对均匀一致。说明对该合金的均匀化热处理，使其组织成分分布均匀有序化，可以提高和改善合金的力学性能。

图7为铸态试样2.0al试样与均匀化处理态2.0al试样1000×金相照片，其中图7中(a)是铸态试样2.0al的1000×金相照片，(b)均匀化处理态2.0al试样的1000×金相照片。通过对两者的比较我们发现：一方面，均匀化处理之后的晶粒总体上大于铸态时的，说明均匀化处理使得合金晶粒尺寸增大，这和之前通过xrd分析的结果一致。另一方面，对比两图共晶区组织，发现退火处理后共晶区析出物质增多。同时观察退火态的niti基体，基体内也弥散析出了物质，分布没有规律。这说明均匀化热处理有利于沉淀相的析出。

通过以上的结果可以看出：

(1)均匀化退火处理有利于减少合金熔铸冷却时产生的织构，使nb原子充分扩散，消除枝晶偏析。

(2)均匀化退火可以使杂乱的铸态成分和组织变得均匀。

(3)均匀化退火有利于β-nb从基体中析出，可与al、ti等原子结合，从而与铸态相比有较多的析出相。

(4)均匀化退火后晶粒有长大的现象。因为均匀化处理使al能更好的固溶于基体中。

实施例4dsc热分析实验

差示扫描量热法differentialscanningcalorimetry(简称dsc)，本次实验采用setsysevolution同步热分析仪测试，试样与参比物分别装在两个坩埚内，在坩埚下面置一电热片，加热器在程序控制下对加热块加热，热量通过电热片同时对坩埚加热，使样品和参比物受热均匀。通过对比电偶测得的试样和参比物的热流差一级样品温度，得到热流型dsc曲线。可以测定多种热力学和动力学参数，例如比热容、反应热、转变热、反应速率、结晶速率、样品纯度等。该仪器温度范围宽(室温～1600℃/1750℃)，有分辨率高、试样用量少等优点。

线切割三个铸态样得到三个直径小于4mm的热分析实验样品，为方便打磨，切割成的样品为大小1mm×3mm×4mm的方形。使用600目、800目的砂纸手工打磨样品所有面，去除样品表面氧化皮及污渍，干净整洁为止。使用电子天平称量打磨好的样品质量，分别为0.022克、0.049克、0.041克，满足样品质量小于100毫克的要求，记录样品质量。打开控制设备的电脑，设定相关参数，打开载气、保护气、冷却水，载气的气体流速选择50ml/min(防止材料被氧化)，开启水箱开关确认水温正常，待老师将样品放入测试箱内，继续设置名称、质量、分组等参数。设定实验温度区间：起始恒温50℃保温120s；加热从50℃到1300℃，速率为10k/min；降温从1300℃到1100℃，速率为10k/min；降温从1100℃到700℃，速率为30k/min；700℃之后随炉冷却到室温。参数设置完成后便开始实验，观察设备运行情况确保实验安全，实验完成后得到dsc曲线，保存好相关数据用于分析研究。

实验结果测得：铸态0.5al试样的熔化反应温度为1247.8℃，铸态2.0al试样的熔化反应温度为1239.8℃，试样4.0al的熔化反应温度为1221.9℃。对比发现随着al含量的增加合金的熔点不断降低。因为al的熔点较低为660.37℃，随着al含量的增加合金基体中溶入更多的al，同时在共晶区生成低熔点的al化物，使得合金的熔点降低。

对比三种合金的相变峰，发现铸态0.5al试样共晶转变温度是1156.6℃，铸态2.0al试样共晶转变温度是1142.3℃，铸态4.0al试样两次相变温度分别是1122.8℃和1105.3℃。说明al的增加及ni的减少导致合金中ni/ti降低，而共晶转变温度有下降的趋势。

实施例6维氏硬度

维氏硬度实验中维氏硬度计算公式如下式(1)：

其中：α为压头相对面夹角＝136°；f为施加的压力(n)；d为压痕对角线长的平均值(mm)。

维氏硬度测试过程为：用合适的力f，将金刚石(α为136°)压头压入材料表面一定深度，并持续一定时间，根据测量d值，带入上式自动计算hv值。维氏硬度可以测量材料的组织硬度，从而反映材料整体在不同处理工艺后的组织性能。本次实验使用的是mhv-5z维氏硬度计。

将线切割后得到的6个上下面平行试样进行手工砂纸打磨，待测面及其底面依次使用360目、600目、1000目的砂纸手工打磨，直到表面平整、划痕均匀一致。之后进行抛光处理至划痕基本消失，抛光面呈金属光泽，酒精清洗表面，用吹风机吹干。避免表面不平导致的测试结果不准确，甚至损坏仪器。

打开维氏硬度机电源，观察操作台高度，调整加压时间time为10s，设置压力force大小为19.62n，将一个试样放置于测试台上，调整测试台高度，直到通过目镜能观察到清晰的试样表面。调整目镜两侧旋钮，使目镜中的两条线重合，然后点击操作界面clr-d调零。调整测试台两边的旋钮，在目镜视野中选择一个无偏光、平整洁净的区域。点击操作台start按钮，压头自动旋转到试样上方，自动加载、保荷、卸载，完成后目镜自动旋转到试样上方，从目镜中观察试样表面的菱形压痕，调节目镜两侧的旋钮，使两条线分别与压痕水平对角线相接，按下旋钮上方的记录按钮记下水平对角线长度；旋转目镜旋钮90度，同样方法测出压痕竖直方向对角线长度，并按下记录按钮。屏幕上显示所测硬度值及测试压力，做好记录。调节操作台两边的旋钮，选取下一个测试区域，同以上步骤一样测出硬度值。每个试样选取不同区域测试7个硬度值，去掉最值后取平均值。依次完成6个试样的硬度测试。

其实验结果如下：

用hvs-5z维氏硬度计分别测量铸态和均匀化处理态共六组试样的维氏硬度(hv)值。每个样品测量7个不同的硬度点，去掉偏离程度最大的两个点，其余五个测量点取平均值作为最后的硬度值。测量的维氏硬度平均值如下表5所示：

表5试样0.5al、2.0al、4.0al铸态及均匀化处理态的硬度值

从表5的结果可以看出：(1)同一个状态下的合金，随着成分中铝含量的增加，合金的硬度不断上升。(2)成分含量相同的合金，均匀化处理之后的硬度都略高于铸态时的硬度值。

分析合金中铝含量升高后合金硬度变大的原因：(1)结合之前xrd及金相组织的实验结果，合金随铝含量的增加晶粒尺寸减小，细晶对合金的硬度起到强化作用。(2)合金铝含量增加，溶入niti基体中的铝增加。al对基体产生固溶强化作用，al半径小，对位错起钉扎作用，阻碍位错运动，提高合金的强度。(3)ni/ti比的降低使析出相形核率低，减少杂质相的生成，保持组织的稳定。

分析均匀化处理后合金硬度提高的原因：(1)通过扫描电镜对合金niti基体相含量的分析，均匀化处理后基体中nb含量升高，nb溶于niti基后产生固溶强化机制，使合金硬度提高。(2)均匀化处理后在共晶区析出细小的niti2等物相，其强度比基体niti相高。(3)通过金相实验发现，均匀化处理使合金成分组织均匀化分布，晶内偏析对合金的力学性能有很大的影响，减少合金的成分偏析，提高合金的硬度。(4)热处理使b2-niti相中的位错缺陷减少，提高合金强度。

尽管上面已经示出和描述了本发明的实施例，需要说明的是，上述实施例是示例性的，不能理解为对本发明的限制，本领域的普通技术人员在本发明的范围内可以对上述实施例进行变化、修改、替换和变型。