热处(chu)理对(dui)镍(nie)钛(tai)合金(jin)丝材超弹性和相(xiang)变的(de)影响(xiang)

1963年(nian)，美国海(hai)军(jun)军(jun)械(xie)研(yan)究(jiu)所Buehler等(deng)［1］偶(ou)然间(jian)发现(xian)，当(dang)时(shi)作为(wei)阻(zu)尼材料(liao)研究的等(deng)原(yuan)子镍(nie)钛合(he)金在(zai)室(shi)温(wen)形变(bian)状(zhuang)态(tai)(处于马(ma)氏体(ti)状(zhuang)态(tai))与(yu)点燃(ran)的香(xiang)烟(yan)头接(jie)触(chu)后(经(jing)加(jia)热(re)发(fa)生马(ma)氏(shi)体-母(mu)相(xiang)逆转(zhuan)变)自动(dong)弹直(恢(hui)复母相对应(ying)的形(xing)状(zhuang))，称为形状记(ji)忆(yi)特(te)性。因此，镍(nie)钛合(he)金才被广(guang)泛(fan)得到关(guan)注(zhu)。镍钛合金不仅仅具有(you)形(xing)状(zhuang)记(ji)忆特(te)性(xing)，同时还具(ju)有(you)优良(liang)的(de)力学性(xing)能、腐(fu)蚀(shi)抗力(li)、超弹(dan)性及生物相容(rong)性(xing)，因(yin)而镍(nie)钛合(he)金被(bei)认为是最好的(de)生(sheng)物功能(neng)材(cai)料(liao)之(zhi)一(yi)［2-3］。随(sui)着介(jie)入医疗(liao)技术的发展(zhan)，镍钛(tai)合(he)金在介(jie)入医疗器(qi)械中(zhong)的优(you)势(shi)日(ri)益明(ming)显(xian)，其各(ge)种(zhong)支(zhi)架(jia)在(zai)人体(ti)中(zhong)的腔道(dao)、血(xue)管(guan)狭窄(zhai)等的(de)治疗(liao)方面(mian)得(de)到(dao)越(yue)来(lai)越广泛(fan)的(de)应用，其中(zhong)绝(jue)大(da)多数利(li)用(yong)的(de)是(shi)镍钛(tai)合金(jin)的(de)超(chao)弹(dan)性［4-5］。顾名(ming)思(si)义，超(chao)弹性是(shi)指合(he)金在(zai)外(wai)力(li)作用下(xia)发生远(yuan)大于(yu)其超弹(dan)性极限应(ying)变(bian)量的变(bian)形(xing)，在卸(xie)载(zai)时应(ying)变(bian)可自(zi)动(dong)回复的现(xian)象。镍(nie)钛(tai)合金(jin)显微组织中的母(mu)相(xiang)、R相和马氏体相及(ji)其体(ti)积(ji)分数(shu)对(dui)合金的超(chao)弹(dan)性起(qi)决(jue)定(ding)作(zuo)用(yong)，并受化(hua)学(xue)成分(fen)、热(re)处理工(gong)艺(yi)和加工(gong)状态的影响［6-13］。通常，镍钛(tai)合(he)金支(zhi)架丝(si)材(cai)和牙(ya)齿(chi)正畸(ji)丝(si)材(cai)需经过定(ding)型热(re)处理后(hou)才能(neng)使(shi)用，处(chu)于退火(huo)热(re)处(chu)理(li)状(zhuang)态，因(yin)此(ci)本文(wen)以Ni-Ti二(er)元合金为(wei)研(yan)究对象，研(yan)究(jiu)退火温度(du)和(he)时间对(dui)镍(nie)钛合(he)金(jin)丝(si)材超(chao)弹性(xing)及其相变的影响(xiang)。

1、试验(yan)材料(liao)与(yu)方(fang)法(fa)

本文(wen)选(xuan)用的试验材料(liao)为(wei)某(mou)公(gong)司(si)生(sheng)产的镍(nie)钛合金丝，合(he)金(jin)牌(pai)号Ti-50.8Ni(at%)，丝(si)材直(zhi)径(jing)为(wei)0.41mm。退(tui)火(huo)温度(du)为(wei)400、450、500、550和600℃，分别保(bao)温5、10、15、20和30min，为了易于(yu)控(kong)制(zhi)冷却(que)时间，全(quan)部(bu)采用(yong)水(shui)冷(leng)。

丝材(cai)相(xiang)变(bian)温(wen)度通(tong)过(guo)Differentialscanningcalorimetry(DSC)差示扫描量(liang)热仪测(ce)试，仪器(qi)型号为(wei)TA-Q200。加热(re)和冷(leng)却(que)温(wen)度(du)范(fan)围为(wei)±80℃，速(su)率为10℃/min。丝材的力(li)学性(xing)能(neng)与超(chao)弹(dan)性(xing)的(de)测(ce)试在INSTRON5943万能拉伸试验(yan)机上进(jin)行(xing)，采(cai)用平(ping)板(ban)状夹头，预(yu)紧应力(li)为(wei)4MPa，丝(si)材拉(la)伸试(shi)样(yang)标距长(zhang)度为100mm，拉(la)伸(shen)速(su)率(lv)为2mm/min。拉(la)伸(shen)测(ce)试(shi)的(de)环境温度为28℃。单(dan)次超弹(dan)性(xing)测试(shi)时总拉伸应变设定(ding)为(wei)6%然(ran)后(hou)卸载(zai)。循(xun)环(huan)拉伸(shen)测试(shi)总的拉(la)伸(shen)应(ying)变同(tong)样(yang)为6%然(ran)后(hou)卸(xie)载(zai)，并(bing)重(zhong)复(fu)拉伸(shen)实(shi)验10次(ci)。

2、试(shi)验(yan)结(jie)果及(ji)讨(tao)论

2.1丝材(cai)经过不同温度退(tui)火(huo)后的超(chao)弹性(xing)能(neng)曲(qu)线(xian)

试(shi)样(yang)经400、450、500、550和600℃不同(tong)退火(huo)温(wen)度(du)保温15min后(hou)超弹(dan)性(xing)能变化(hua)曲(qu)线，见图(tu)1，可(ke)以(yi)看出(chu)，随着退(tui)火(huo)温度(du)的升高，应力诱(you)发马(ma)氏体(ti)相(xiang)变(bian)临界(jie)应(ying)力(li)值σs逐渐(jian)下降(jiang)，400、450和(he)500℃热处(chu)理(li)后(hou)，应(ying)力诱发(fa)马(ma)氏体(ti)正(zheng)相(xiang)变应(ying)力平(ping)台的(de)应(ying)变(εplateau)没有很大的变(bian)化，但(dan)是(shi)当(dang)退火温(wen)度超过500℃时，εplateau开始(shi)明(ming)显(xian)增加，尤(you)其(qi)在600℃退(tui)火后(hou)，在(zai)设定拉伸(shen)应变6%范(fan)围(wei)内(nei)，合(he)金(jin)一直处于马氏(shi)体(ti)的再(zai)取向(xiang)阶(jie)段(duan)。

当退火温(wen)度＜500℃时(shi)，随(sui)着退(tui)火温度(du)的升(sheng)高(gao)，丝材(cai)合(he)金位错和(he)缺(que)陷(xian)逐步(bu)减少(shao)或消失，位(wei)错(cuo)和缺陷及其(qi)细小(xiao)的晶粒的(de)晶界(jie)都会抑(yi)制(zhi)应力诱发(fa)马氏(shi)体的发(fa)生，因(yin)此退(tui)火温度(du)升(sheng)高σs降(jiang)低(di);当(dang)退(tui)火(huo)温(wen)度＞500℃后，合(he)金位(wei)错(cuo)和缺(que)陷影(ying)响(xiang)基本上(shang)消失(shi)，此(ci)时σs并不(bu)单单受(shou)退(tui)火(huo)温(wen)度(du)的影(ying)响，相变(bian)温度对σs也有很大的影(ying)响(xiang)［14］，不同(tong)温度(du)退火后，有着(zhe)不同(tong)的(de)相变(bian)温度(du)。因(yin)此(ci)室温(wen)下σs受(shou)相(xiang)变(bian)影(ying)响更大，500和550℃附近(jin)有(you)着差不(bu)多的σs数值(zhi)。而(er)600℃伸长率(lv)大大(da)增(zeng)加(jia)主(zhu)要(yao)与(yu)退(tui)火温(wen)度(du)大于(yu)500℃后，合(he)金(jin)的塑性(xing)变形(xing)能(neng)力(li)大(da)大(da)增加，塑性变形(xing)区(qu)变得平(ping)缓(huan)，伸(shen)长(zhang)率大大(da)增加(jia)。

2.2丝材经过(guo)不同时(shi)间退(tui)火(huo)后的超(chao)弹性能(neng)曲线(xian)

镍(nie)钛(tai)合(he)金(jin)丝(si)经500℃退(tui)火(huo)不同时间(jian)后的(de)超弹性(xing)能(neng)变化曲(qu)线见(jian)图(tu)2。从图2中可发(fa)现，经(jing)过(guo)500℃不(bu)同时间(jian)退(tui)火处理(li)后，随(sui)着保温(wen)时间(jian)延长(zhang)，应力(li)诱(you)发(fa)马(ma)氏(shi)体(ti)相变(bian)临界(jie)应力值(zhi)σs逐(zhu)渐下(xia)降，超弹性能(neng)下(xia)降，应(ying)力(li)诱(you)发(fa)马(ma)氏(shi)体(ti)正(zheng)相变(bian)应力(li)平台的应变(bian)(εplateau)变小。这(zhe)是因为合(he)金(jin)为富(fu)镍(nie)Ti-Ni合(he)金(jin)，在热处理初(chu)期(qi)析出(chu)Ti3Ni4相(xiang)或(huo)Ti11Ni14相(xiang)，由(you)于(yu)这(zhe)些细(xi)小的析(xi)出相与基(ji)体共(gong)格，使(shi)基(ji)体滑(hua)移临界(jie)应力增加(jia)，能增(zeng)强(qiang)基体(ti)强度。

随着退火(huo)时(shi)间的(de)延长(zhang)，这些(xie)析出相(xiang)的尺(chi)寸(cun)增(zeng)加(jia)，共(gong)格(ge)性减弱(ruo)，对基体的强化作用减(jian)弱。随着(zhe)基(ji)体(ti)析出相粒(li)子(zi)尺寸(cun)增加(jia)和(he)数量增加，降低基体合金中(zhong)Ni含量(liang)，使(shi)得基体(ti)相(xiang)变(bian)温(wen)度(du)升(sheng)高［15］。因(yin)此短时(shi)、低温退火(huo)易(yi)于获(huo)得(de)较(jiao)好的(de)超(chao)弹性。

2.3丝材(cai)经过不同温(wen)度退(tui)火(huo)后的(de)相变温度曲(qu)线(xian)

图3为合金经400、450、500、550和(he)600℃退(tui)火(huo)15min后(hou)的相变温(wen)度曲(qu)线，图(tu)4为(wei)丝(si)材在不同(tong)温度的(de)退(tui)火(huo)工艺后的(de)相(xiang)变(bian)温(wen)度曲线(xian)汇总(zong)。NiTi高(gao)温相(xiang)为B2(CsCl)结构，冷(leng)却过(guo)程(cheng)中(zhong)(通常(chang)自(zi)100℃开(kai)始)，B2相(xiang)可(ke)能经(jing)历两(liang)个(ge)无(wu)扩(kuo)散(san)型(xing)相变(bian)。一个相变(bian)产(chan)物是B19'单(dan)斜(xie)结(jie)构，通常(chang)称为(wei)马(ma)氏(shi)体(ti)。另(ling)一(yi)个(ge)马(ma)氏(shi)体相变(bian)的(de)产(chan)物(wu)是三斜(xie)结构的R相［16-17］。在(zai)完全(quan)退(tui)火(huo)的固(gu)溶状态下，近等(deng)原(yuan)子比(bi)的(de)NiTi合金(jin)表现为(wei)单纯的B2→B19'马(ma)氏(shi)体相变(bian)。经某些(xie)处(chu)理(li)后(hou)，B2→R马(ma)氏体(ti)相变可以(yi)在B19'马(ma)氏体(ti)形成(cheng)之前发生。

在这种(zhong)情(qing)况下(xia)，B2→B19'马氏体相变(bian)将(jiang)会(hui)被R→B19'马氏(shi)体相(xiang)变取(qu)代，而(er)形(xing)成B2→R→B19'的(de)冷(leng)却相变(bian)次(ci)序。从(cong)图(tu)3、4中可以看(kan)出，在550℃退(tui)火(huo)降温(wen)曲线过(guo)程中(zhong)出现(xian)了两(liang)步(bu)相(xiang)变(bian)B2→R→B19'，同(tong)时(shi)在500℃升温曲线过(guo)程中也(ye)出(chu)现(xian)部分(fen)R’(区别(bie)于(yu)降温(wen)冷却(que)过程中的(de)二次(ci)相(xiang)转(zhuan)变(bian))相变(bian)。R相变(bian)的(de)出(chu)现，与(yu)基体中析(xi)出Ti3Ni4相(xiang)粒(li)子和残(can)余(yu)位(wei)错(cuo)及(ji)其周围(wei)的(de)应(ying)力(li)场有(you)关，一般(ban)认为(wei)，Ti3Ni4析出相(xiang)周围(wei)应力(li)场(chang)抑制了B2→B19'马氏体(ti)相变(bian)而促(cu)使B2→R相(xiang)变。R相变在(zai)Ti3Ni4析(xi)出相(xiang)界面(mian)上优(you)先形(xing)核已有(you)实(shi)验(yan)证(zheng)实［18-20］。相(xiang)变(bian)并(bing)不是热(re)处理(li)过程(cheng)都(dou)会出现(xian)的(de)，即使镍钛合金具有相同的(de)成(cheng)分(fen)，但是(shi)不(bu)同的热处理温(wen)度(du)对(dui)其相变都(dou)有明显(xian)的影(ying)响，所(suo)以(yi)这(zhe)对(dui)于研究热(re)处理(li)对镍(nie)钛的(de)超(chao)弹性就更(geng)有(you)意义［21］。

由(you)图(tu)4可知，随着(zhe)退火(huo)温(wen)度升高，Mp(马氏体相(xiang)变(bian)峰值(zhi)温(wen)度(du))和Ap(马(ma)氏体(ti)逆(ni)相变(bian)峰值(zhi)温(wen)度(du))值(zhi)都呈(cheng)逐(zhu)渐降低的(de)趋(qu)势，同时相变峰值(zhi)面积不(bu)断(duan)增(zeng)加(jia);但(dan)是(shi)随着温(wen)度的再升(sheng)高(gao)，Ap并没有(you)一直降(jiang)低。这与(yu)样(yang)品(pin)内部(bu)相(xiang)变(bian)逐渐稳定(ding)有(you)关。Mp也是(shi)差不(bu)多相(xiang)同(tong)的(de)趋(qu)势，随着(zhe)退火温(wen)度(du)升高(gao)，Mp逐(zhu)渐降(jiang)低(di)，峰值(zhi)面(mian)积不(bu)断增加。特(te)殊(shu)的是在(zai)550℃退火过(guo)程中(zhong)，出现(xian)了R相(xiang)变，但(dan)是(shi)随着(zhe)退火(huo)温(wen)度(du)进(jin)一(yi)步(bu)升(sheng)高(gao)，R相(xiang)变和(he)M(马氏(shi)体)相变(bian)趋于(yu)合并(bing)，同(tong)时相变(bian)峰(feng)值(zhi)面(mian)积(ji)明(ming)显增(zeng)加(jia)。

图5表示(shi)各(ge)个(ge)不(bu)同的相变(bian)温(wen)度随(sui)退火(huo)温度的(de)变化趋(qu)势(shi)。从图(tu)5(a)中，随着退火(huo)温(wen)度升(sheng)高(gao)，As(马氏体(ti)逆(ni)相变(bian)开始(shi)转(zhuan)变(bian)温(wen)度(du))、Af(马(ma)氏体(ti)逆(ni)相变转变终了(le)温(wen)度(du))、Ms(马氏体开(kai)始(shi)转变温度)和Mf(马氏体(ti)转变(bian)终(zhong)了(le)温度)整(zheng)体(ti)趋势(shi)下降(jiang)，但(dan)是(shi)Ms和(he)Mf在550℃到(dao)600℃有明(ming)显(xian)增(zeng)加趋势(shi)。图(tu)5(b)中，Mp和(he)Rp(R相(xiang)变峰值(zhi)温(wen)度)也(ye)类(lei)似的(de)变(bian)化，总(zong)体趋势是(shi)温度(du)下降。Ap在(zai)400℃到(dao)550℃先下降，之后(hou)又升高(gao)。这(zhe)和(he)合金内(nei)部(bu)位(wei)错(cuo)和缺(que)陷(xian)有关。随(sui)着(zhe)退火温度(du)升(sheng)高，位(wei)错(cuo)和缺陷逐步减少(shao)或(huo)消(xiao)失，组(zu)织(zhi)逐(zhu)步长(zhang)大(da)，位错(cuo)和缺陷(xian)及其细(xi)小的(de)晶粒的(de)晶(jing)界(jie)都(dou)会(hui)抑(yi)制应(ying)力诱(you)发(fa)马(ma)氏体的(de)发(fa)生，但(dan)当退火温度(du)＞500℃后，位错和(he)缺(que)陷(xian)对相变(bian)的(de)影响逐渐(jian)开始(shi)减(jian)小(xiao)。因(yin)此出现相变温(wen)度(du)上(shang)升的(de)趋势。

2.4丝(si)材(cai)经过不同(tong)时间(jian)退(tui)火后(hou)的(de)相(xiang)变温(wen)度曲(qu)线(xian)

图6为(wei)丝材在不(bu)同退火时(shi)间工(gong)艺(yi)下(xia)的相(xiang)变温(wen)度曲(qu)线，图(tu)7为(wei)汇总(zong)图。从(cong)图6、7中，丝(si)材(cai)经(jing)过(guo)500℃不(bu)同(tong)退(tui)火(huo)时(shi)间(jian)处理(li)，不(bu)同(tong)降(jiang)温(wen)曲线(xian)都(dou)没有出(chu)现(xian)R相(xiang)变;但是(shi)从升温(wen)曲线(xian)上，很明显看(kan)出，保温(wen)时(shi)间(jian)大(da)于15min后(hou)，相变(bian)过(guo)程都出(chu)现了(le)R’(区(qu)别于降(jiang)温冷却(que)过(guo)程(cheng)中的二(er)次相(xiang)转变(bian))相变，同(tong)时随(sui)着保温时间的(de)不(bu)断(duan)延长，R’相(xiang)变(bian)峰(feng)值是不断升高。R’形成(cheng)机理和(he)R基(ji)本相同，都(dou)是和析(xi)出(chu)相(Ti3Ni4)析出有(you)关。

Ti3Ni4析出相(xiang)周围(wei)应力(li)场抑制(zhi)了B19'→B2奥(ao)氏(shi)体相变(bian)而(er)促(cu)使(shi)B19'→R’相(xiang)变。随(sui)着退火时间的延长，共(gong)格(ge)的(de)Ti3Ni4相粒子的尺寸(cun)逐渐(jian)长大(da)，其(qi)共格畸变(bian)应(ying)力(li)和基体(ti)贫Ni程(cheng)度(du)增(zeng)加，使得R’相(xiang)变更加(jia)稳定(ding)，同时增(zeng)加(jia)基体相变(bian)温度(du)［15］。合(he)理(li)解释(shi)了随着保(bao)温(wen)时(shi)间(jian)的(de)增加，R’相变(bian)峰(feng)值是不(bu)断(duan)升(sheng)高(gao)。

图8为(wei)相(xiang)变温度随(sui)退火(huo)时间(jian)变(bian)化曲(qu)线，从(cong)图(tu)8(a)可(ke)看出，随(sui)退火时(shi)间(jian)的延长(zhang)，As、Rs(R相变(bian)开始转(zhuan)变温(wen)度)、Rf(R相(xiang)变(bian)转变(bian)终(zhong)了温度(du))、Mf相(xiang)变(bian)温(wen)度都是(shi)逐渐升高的(de);而(er)Af和(he)Ms相(xiang)变(bian)温(wen)度(du)曲线(xian)是(shi)先升(sheng)高然后下(xia)降(jiang)，接着(zhe)又(you)升(sheng)高。有(you)猜测解(jie)释(shi)发生(sheng)该现(xian)象与(yu)基体内(nei)部析(xi)出相(xiang)先(xian)粗(cu)大(da)后溶解有(you)关。由(you)于析出相的(de)析(xi)出(chu)，造成(cheng)Ni含量的降(jiang)低，使(shi)得(de)Af升高，随(sui)着退(tui)火(huo)时间(jian)的增加(jia)，析出相(xiang)发生溶(rong)解，同(tong)时Ni含量(liang)升(sheng)高(gao)，使(shi)得(de)Af下降(jiang)。同(tong)时析(xi)出(chu)相的溶解是短暂(zan)性的(de)，最(zui)终(zhong)Af还是随着时(shi)效延长(zhang)而(er)升(sheng)高(gao)。图8(b)中，Ap、Mp和(he)Rp都随着退火时间增(zeng)加而增大。

2.5丝(si)材经(jing)过(guo)不(bu)同温度退(tui)火(huo)后(hou)的(de)循(xun)环应力(li)-应(ying)变(bian)曲(qu)线

图9是(shi)不(bu)同退火温度处(chu)理(li)后的丝(si)材(cai)经(jing)过10次循环应力(li)-应(ying)变(bian)曲线图(tu)。从(cong)图(tu)9中可(ke)知(zhi)，不同温度退火(huo)后(hou)，不(bu)同丝(si)材循环变(bian)形的(de)应力(li)-应变曲(qu)线(xian)表现出明(ming)显的(de)应力平台。随着(zhe)循环(huan)次(ci)数的(de)增(zeng)加(jia)，应(ying)力(li)诱(you)发(fa)马(ma)氏体(ti)相变临界应力逐渐下(xia)降，而(er)逆(ni)相(xiang)变的(de)临界应(ying)力临(lin)界也有(you)一(yi)定(ding)幅度的下(xia)降(jiang)，其(qi)应力(li)滞(zhi)后(表(biao)示相同(tong)应变下(xia)，加(jia)载(zai)曲线所(suo)对应(ying)的(de)平(ping)台(tai)与卸(xie)载(zai)曲线(xian)对应(ying)的(de)平台(tai)应(ying)力差(cha)值(zhi))保(bao)持稳定(ding)。400、450和550℃退火后(hou)的丝材(cai)，相变(bian)应力(li)随着(zhe)循(xun)环次(ci)数(shu)的增(zeng)加(jia)而(er)逐渐下降，最(zui)后趋(qu)于恒(heng)定值;残余应变(bian)只(zhi)在(zai)第一次拉(la)伸试(shi)验过程(cheng)产(chan)生，后(hou)续循(xun)环(huan)试(shi)验(yan)未产(chan)生(sheng)新(xin)的(de)残(can)余(yu)应变(bian)。但(dan)是对(dui)于(yu)500和600℃退火(huo)过程(cheng)，明显能(neng)看(kan)出10次循(xun)环(huan)应(ying)力(li)-应变过(guo)程(cheng)残(can)余(yu)应(ying)变都是一直(zhi)在(zai)增(zeng)加(jia)。说明(ming)逆(ni)相(xiang)变进行(xing)的(de)越来(lai)越(yue)不充(chong)分(fen)，即超弹(dan)性(xing)丧失(shi)的(de)越来越(yue)明(ming)显(xian)［22］。

2.6丝材经过(guo)不(bu)同时间(jian)退(tui)火后(hou)的循(xun)环(huan)应(ying)力(li)-应(ying)变(bian)曲线(xian)

图(tu)10是(shi)不同时间退(tui)火处(chu)理后(hou)的丝材经过10次(ci)循(xun)环应(ying)力-应(ying)变曲(qu)线(xian)图。从图10中(zhong)可(ke)以看出，5、10、15和20min退火(huo)后(hou)丝材的(de)应力-应(ying)变过(guo)程(cheng)中(zhong)同样(yang)出(chu)现(xian)稳(wen)定的(de)应(ying)力(li)平台(tai);同时还可(ke)以看(kan)出短时(shi)(5～10min)热(re)处(chu)理(li)其(qi)残余应(ying)变只会在第一次(ci)应(ying)力-应变(bian)过(guo)程中(zhong)出(chu)现，其(qi)后拉伸试(shi)验(yan)都(dou)未(wei)出(chu)现。但是当(dang)保温时间(jian)大于(yu)15min后(hou)，每(mei)次拉伸(shen)试验(yan)后(hou)的残(can)余(yu)应(ying)变(bian)在不断(duan)增加，尤(you)其是(shi)30min后(hou)，第一次(ci)拉(la)伸试验后(hou)的(de)残余(yu)应(ying)变接近4%。

3、结论

1)镍钛合(he)金(jin)丝在(zai)400～600℃退火处理(li)，随着(zhe)热处理(li)温(wen)度的(de)升(sheng)高(gao)，应(ying)力诱发马氏体(ti)相(xiang)变(bian)临(lin)界应力值σs逐渐下(xia)降，拉(la)伸试(shi)验(yan)后(hou)的(de)残余应变(bian)不断(duan)增(zeng)加(jia)，合金(jin)超(chao)弹(dan)性(xing)明(ming)显(xian)下降(jiang);500℃退火处理，随着退火(huo)时(shi)间的(de)延长(zhang)，σs也(ye)不断(duan)下(xia)降(jiang)，拉(la)伸(shen)试(shi)验(yan)后(hou)的(de)残(can)余应变(bian)也不(bu)断增加，合(he)金(jin)的(de)超弹性(xing)明(ming)显下(xia)降(jiang)，所(suo)以低(di)温(wen)短时(shi)热(re)处理易获(huo)得(de)良(liang)好的超(chao)弹(dan)性(xing);

2)镍钛(tai)合(he)金(jin)丝(si)在(zai)400～600℃退火(huo)处(chu)理(li)，随(sui)着热(re)处理(li)温度的(de)升(sheng)高(gao)，马氏(shi)体(ti)逆(ni)相变终(zhong)了温度Af点(dian)逐(zhu)渐降低(di)，Mp和(he)Ap点都(dou)是(shi)升高;随热(re)处(chu)理(li)时间延(yan)长，Mp和Ap点都(dou)是升(sheng)高，Af点整(zheng)体(ti)趋势(shi)升(sheng)高，但(dan)是(shi)由(you)于(yu)500℃附(fu)近退(tui)火处理(li)，退火时间延(yan)长，析出(chu)相会(hui)溶解，所(suo)以(yi)造成退火(huo)初(chu)期(qi)Af下降。R’相(xiang)相变峰(feng)值(zhi)温度R’p和M相(xiang)逆(ni)相(xiang)变(bian)峰(feng)值温度(du)Ap点升高(gao)，R相(xiang)变面(mian)积(ji)逐渐增(zeng)加。

参考(kao)文献

［1］郑玉峰，赵连城． 生物医(yi)用(yong)镍(nie)钛合金(jin)［M］． 北(bei)京:科学(xue)出(chu)版(ban)社，2004．

［2］郑(zheng)玉峰，Yinong Liu． 工程(cheng)用(yong)镍钛(tai)合(he)金［M］． 北京(jing):科(ke)学(xue)出(chu)版(ban)社(she)，2014．

［3］Pelton A R，Dicello J，Miyazaki S． Optimisation of processing and properties of medical grade nitinol wire［J］． Minimally Invasive Therapy ＆ Allied Technologies，2000，9(2):107 － 118．

［4］Stockel D． Nitinol medical devices and implants［J］． Min Invasive Ther Allied Techonl，2000，9(2):81 － 88．

［5］马(ma)长(zhang)生，盖鲁(lu)粤(yue)，张奎俊，等(deng)． 介(jie)入心脏病(bing)学［M］． 北(bei)京(jing):人民(min)卫(wei)生(sheng)出(chu)版(ban)社，1998．

［6］Jiang S Y，Zhang Y Q，Zhao Y Q． Dynamic recovery and dynamic recrystallization of Ni-Ti shape memory alloy under hot compression deformation［J］．Transactions of Nonferrous Metals Society of China，2013，23(1):140 － 147．

［7］王(wang)晓(xiao)亮(liang)． Ti-50. 1Ni 形(xing)状(zhuang)记(ji)忆合(he)金相变与(yu)形(xing)变(bian)行为(wei)［J］． 金(jin)属热(re)处理(li)，2013，38(2):52 － 55．

WANG Xiao-liang． Transformation and deformation behavior of Ti-50. 1Ni shape memory alloy［J］． Heat Treatment of Metals，2013，38(2):52 － 55．

［8］Rainer H，Shorash M． Assessment of the influence of R-phase formation on the material behavior of Ni-Ti using a micromechanical model［J］．Functional Materials Letters，2012，5(1):15 － 18．

［9］Brantley W A，Brantley W H，Guo W A T，et al． Microstructural studies of 35℃ copper Ni-Ti orthodontic wire and TEM confirmation of low-temperature martensite transformation［J］． Dental Materials，2008，24(2):204 － 210．

［10］Wang Q，He Z R，Liu M Q，et al． Effects of Ni content and solution-aging treatment on multi-stage transformations of Ti-Ni shape memory alloys［J］．Rare Metal Materials and Engineering，2011，40 (3):395 － 398．

［11］Ramaiah K V，Saikrishna C N，Bhaumik S K． Processing of Ni-Ti shape memory alloy wires［C］/ /Proceedings of ISSS 2005，International Conference on Smart Materials Structures and Systems，Bangalore，India，July，2005，28 /30:141 － 147．

［12］Tan L，Crone W C． In situ TEM observation of two-step martensitic transformation in aged Ni-Ti shape memory alloy［J］． Scripta Materialia，2004，50(6):819 － 823．

［13］高 静(jing)，杨(yang)冠(guan)军，杨(yang)宏(hong)进(jin)，等． 热(re)处理(li)对(dui)医用(yong) Ti-Ni 细(xi)丝(si)显(xian)微组织(zhi)及形状记(ji)忆(yi)效(xiao)应的(de)影(ying)响［J］． 稀(xi)有金属材(cai)料与(yu)工程，2005，34(2):299 － 302．

GAO Jing，YANG Guan-jun，YANG Hong-jin，et al． Effect of heat treatment on microstructure and shape memory effect of biomedical TiNi alloy fine wire［J］． Rare Metal Materials and Engineering，2005，34(2):299 － 302．

［14］李艳(yan)锋，米绪军(jun)，高宝(bao)东(dong)，等． 热处(chu)理(li)对(dui) Ti-Ni 合(he)金(jin)显微组织和力学性(xing)能的影(ying)响(xiang)［J］． 金属(shu)热(re)处(chu)理，2009，34(8):40 － 43．

LI Yan-feng，MI Xu-jun，GAO Bao-dong，et al． Effect of heat treatment on microstructure and mechanical properties of Ti-Ni alloy［J］． Heat Treatment of Metals，2009，34(8):40 － 43．

［15］袁(yuan)志(zhi)山，吴艳华，王(wang)永(yong)辉(hui)，等(deng)． 时效(xiao)处理(li)对钛镍合(he)金(jin)丝材(cai)超弹性(xing)的影响(xiang)［J］． 金(jin)属(shu)热(re)处(chu)理，2014，39(11):78 － 81．

YUAN Zhi-shan，WU Yan-hua，WANG Yong-hui，et al． Effect of aging on superelasticity of nickel-titanium shape memory alloy wires［J］． Heat Treatment of Metals，2014，39(11):78 － 81．

［16］Philip T V，Beck P A． CsCl-type ordered structures in binary alloys of transition elements［J］． Transaction of American Institute of Mining， Metallurgical，and Petroleum Engineers，1957，209:1269 － 1271．

［17］Hara T，Ohba T，Otsuka K，et al． Phase transformation and crystal structures of Ti2Ni3 precipitates in Ti-Ni alloys［J］． Materials Transactions of the Japan Institute of Metals，1997，38:277 － 284．

［18］Favier D，Liu Y，Mccormick P G． Three stage transformation behaviour in aged NiTi［J］． Scripta Metallurgica Et Materialia，1993，28(6):669 － 672．

［19］Jiang F，Liu Y，Yang H，et al． Effect of ageing treatment on the deformation behaviour of Ti-50. 9 at． % Ni［J］． Acta Materialia，2009，57(16):4773 －4781．

［20］Fukuda T，Saburi T，Doi K，et al． Nucleation and self-accommodation of the R-Phase in Ti-Ni alloys［J］． Materials Transactions，2007，33(3):271 －277．

［21］Yoon S H． Phase transformations of nitinol shape memory alloy by varying with annealing heat treatment conditions［C］//Smart Materials，Nano-，and Micro-Smart Systems． International Society for Optics and Photonics，2004:639 － 655．

［22］阚前华(hua)，康(kang)国(guo)政，宋(song)迪(di)，等(deng)． 残(can)余应(ying)变(bian)对镍钛(tai)形状(zhuang)记(ji)忆合(he)金超弹(dan)性抑(yi)制(zhi)效应(ying)的(de)实(shi)验研(yan)究［C］//四(si)川省力(li)学(xue)学(xue)会 2012 年(nian)学术(shu)年(nian)会(hui)． 2012．

KAN Qian-hua，KANG Guo-zheng，SONG Di，et al． Experimental Research on Inhibition of Residual Strain to Super-elasticity of NiTi Shape Memory Alloy［C］//Annual Meeting of SiChuan Society of Mechanics，2012．

相(xiang)关(guan)链接