马氏体相变及形状记忆合金

1、内容内容 马氏体相变马氏体相变 共析转变共析转变 形状记忆合金及其应用形状记忆合金及其应用 固态相变的分类固态相变的分类 固固 态态 相相 变变 按热力学按热力学:一级、二级相变一级、二级相变 按平衡状态按平衡状态 按原子迁移按原子迁移:扩散、非扩散型相变扩散、非扩散型相变 按相变方式按相变方式:有核、无核相变有核、无核相变 伪共析相变伪共析相变 贝氏体相变贝氏体相变 马氏体相变马氏体相变 非平衡脱溶沉淀非平衡脱溶沉淀 同素异构转变同素异构转变 平衡脱溶沉淀平衡脱溶沉淀 共析相变共析相变 调幅分解调幅分解 有序化转变有序化转变 平衡相变平衡相变 非平衡相变非平衡相变 4.1 马氏体相变马氏体相

2、变 4.1.1 扩散与相变扩散与相变 相变方式相变方式 有核相变有核相变: :通过形核通过形核 长大方式进行长大方式进行, ,新相与母相有界面新相与母相有界面, , 如奥氏体如奥氏体珠光体的转变。珠光体的转变。 无核相变无核相变: :以固溶体中的成分起伏为开端以固溶体中的成分起伏为开端, ,通过成分起伏形通过成分起伏形 成高浓度区和低浓度区成高浓度区和低浓度区, ,但是两者无明显的界面（如调幅但是两者无明显的界面（如调幅 分解）。分解）。 从原子迁移情况从原子迁移情况 扩散型相变扩散型相变: :相变过程中伴随有元素的扩散相变过程中伴随有元素的扩散, ,组成原组成原 子在较大范围迁移子在较大范围

3、迁移, ,相变速率较慢。如奥氏体向珠光体的相变速率较慢。如奥氏体向珠光体的 转变。转变。 无扩散型相变无扩散型相变: :以晶格畸变为主的位移型无扩散相变以晶格畸变为主的位移型无扩散相变, , 如马氏体相变。如马氏体相变。 钢钢:含碳量小于含碳量小于2并含有某些其他元素的铁碳并含有某些其他元素的铁碳合合 金金。 合金合金:指由两种或两种以上的金属或金属与非金属指由两种或两种以上的金属或金属与非金属 经熔炼、烧结或其他方法组合而成并具有金属特经熔炼、烧结或其他方法组合而成并具有金属特 性的物质。组成合金的基本的独立的物质称为性的物质。组成合金的基本的独立的物质称为组组 元元。组元可以是金属和非金属

4、元素。组元可以是金属和非金属元素,也可以是化合也可以是化合 物。固态下所形成的合金相基本上可分为物。固态下所形成的合金相基本上可分为固溶体固溶体 和和中间相中间相两大类两大类 。 固溶体固溶体:是以某一组元为溶剂是以某一组元为溶剂,在其晶体点阵中溶在其晶体点阵中溶 人其他组元原子（溶质原子）所形成的均匀混合人其他组元原子（溶质原子）所形成的均匀混合 的固态溶体的固态溶体,它保持着溶剂的晶体结构类型。分为它保持着溶剂的晶体结构类型。分为 置换固溶体置换固溶体和和间隙固溶体间隙固溶体两种。两种。 铁的两种晶体结构铁的两种晶体结构: 体心立方结构体心立方结构（存在于两个温度范围内（存在于两个温度范围

5、内,912以上以上 称称铁铁,1394以上称以上称铁）铁）; 面心立方结构面心立方结构（存在于（存在于9121394之间之间,称称铁）铁） 碳在钢中的两种主要存在形式碳在钢中的两种主要存在形式: 溶入铁中与铁形成固溶体溶入铁中与铁形成固溶体; 另一是与铁形成铁碳化合物另一是与铁形成铁碳化合物,称渗碳体（称渗碳体（Fe3C）。）。 碳溶于碳溶于铁中形成的固溶体称铁中形成的固溶体称铁素体铁素体;溶于溶于铁中形铁中形 成的固溶体称成的固溶体称奥氏体奥氏体,其最大溶解度为其最大溶解度为2.11。 共析碳钢共析碳钢C曲线图曲线图 过冷奥氏体等温转变曲线过冷奥氏体等温转变曲线(C曲线曲线) 珠光体转变珠光

6、体转变 贝氏体转变贝氏体转变 马氏体转变马氏体转变 共析转变（珠光体转变）共析转变（珠光体转变） 从固溶体母相中以相互协作的方式生长为结构、从固溶体母相中以相互协作的方式生长为结构、 成分均不同于母相的两个新固相。成分均不同于母相的两个新固相。 形成铁素体、渗碳体交替分布的片层状共析组织形成铁素体、渗碳体交替分布的片层状共析组织, 由于其经抛光、侵蚀后在光学显微镜下的形态而由于其经抛光、侵蚀后在光学显微镜下的形态而 得名得名珠光体珠光体。 片状珠光体的片层间距和珠光体团示意图片状珠光体的片层间距和珠光体团示意图 珠光体转变示意图珠光体转变示意图 马氏体转变的发展过程马氏体转变的发展过程 早在战

7、国时代人们已经知道可以用淬火早在战国时代人们已经知道可以用淬火(即将即将 钢加热到高温后淬入水或油中急冷钢加热到高温后淬入水或油中急冷) 的方法可以提的方法可以提 高钢的硬度高钢的硬度,经过淬火的钢制宝剑可以经过淬火的钢制宝剑可以“削铁如泥削铁如泥”。 十九世纪未期十九世纪未期,人们才知道钢在人们才知道钢在“加热和冷却加热和冷却” 过过 程中内部相组成发生了变化程中内部相组成发生了变化,从而引起了钢的性能的从而引起了钢的性能的 变化。为了纪念在这一发展过程中做出杰出贡献的变化。为了纪念在这一发展过程中做出杰出贡献的 德国冶金学家德国冶金学家Adolph Martens,法国著名的冶金学法国著名

8、的冶金学 家家Osmond建议将钢经淬火所得建议将钢经淬火所得高硬度相高硬度相称为称为“马氏马氏 体体”,并因此将得到马氏体相的转变过程称为并因此将得到马氏体相的转变过程称为马氏体马氏体 转变转变。 Martensite M马氏体马氏体 十九世纪未到二十世纪初主要局限于研究钢中的马十九世纪未到二十世纪初主要局限于研究钢中的马 氏体转变及转变所得产物氏体转变及转变所得产物马氏体马氏体。 二十世纪三十年代二十世纪三十年代,人们用人们用X射线结构分析的方法测射线结构分析的方法测 得得钢中马氏体是碳溶于钢中马氏体是碳溶于-Fe而形成的过饱和固溶体而形成的过饱和固溶体,马氏马氏 体中的固溶碳即原奥氏体中

9、的固溶碳体中的固溶碳即原奥氏体中的固溶碳,因此因此,曾一度认为曾一度认为 “所谓马氏体即碳在所谓马氏体即碳在-Fe中的过饱和固溶中的过饱和固溶”。 曾经有人认为曾经有人认为“马氏体转变与其它转变不同马氏体转变与其它转变不同,是一个由是一个由 快冷造成的内应力场所引起的切变过程快冷造成的内应力场所引起的切变过程” 。 四十年代前后四十年代前后,在在Fe-Ni、Fe-Mn合金以及许多有色金合金以及许多有色金 属及合金中也发现了马氏体转变。不仅观察到冷却过程属及合金中也发现了马氏体转变。不仅观察到冷却过程 中发生的马氏体转变中发生的马氏体转变;同时也观察到了在加热过程中所发同时也观察到了在加热过程中

10、所发 生的马氏体转变。由于这一新的发现生的马氏体转变。由于这一新的发现,人们不得不把马氏人们不得不把马氏 体的定义修定为体的定义修定为:“ 在冷却过程中所发生马氏体转变所得在冷却过程中所发生马氏体转变所得 产物统称为马氏体产物统称为马氏体 ”。把以晶格畸变为主的位移型无扩。把以晶格畸变为主的位移型无扩 散相变统称为马氏体相变。散相变统称为马氏体相变。 马氏体转变的主要特性马氏体转变的主要特性 （一）马氏体转变的非恒温性（一）马氏体转变的非恒温性 马氏体转变有一上限温度马氏体转变有一上限温度,这一温度称为马氏体转这一温度称为马氏体转 变的开始温度变的开始温度,也称为马氏体点也称为马氏体点,Ms表

11、示。表示。不同的材料不同的材料 Ms是不同的。是不同的。 马氏体转变还有一个下限温度马氏体转变还有一个下限温度,用用Mf,当奥氏体过冷当奥氏体过冷 到到Mf以下时转变也不能再进行了。以下时转变也不能再进行了。称为马氏体转变的称为马氏体转变的 下限温度或马氏体终了点。也就是说马氏体转变是在下限温度或马氏体终了点。也就是说马氏体转变是在 MsMf之间进行的。之间进行的。 一般钢材的一般钢材的Mf都低于室温都低于室温,在生产中为了获得更多在生产中为了获得更多 的马氏体的马氏体,常采用深冷到室温以下的处理工艺常采用深冷到室温以下的处理工艺,这种工艺这种工艺 方法称为方法称为冷处理冷处理。 （二）马氏体

12、转变的切变共格和表面浮凸现象（二）马氏体转变的切变共格和表面浮凸现象 马氏体转变时能在预先磨光的试样表面上形成有马氏体转变时能在预先磨光的试样表面上形成有 规则的表面浮凸。这说明马氏体的形成与母相奥氏体规则的表面浮凸。这说明马氏体的形成与母相奥氏体 的宏观切变密切相关。的宏观切变密切相关。 下图是三种不变平面应变下图是三种不变平面应变,图中的图中的C既有膨胀又既有膨胀又 有切变有切变,钢中马氏体转变即属于这一种。钢中马氏体转变即属于这一种。 显然显然,界面上的原子排列规律既同于马氏体界面上的原子排列规律既同于马氏体,也同也同 于奥氏体于奥氏体,这种界面称为共格界面。这种界面称为共格界面。 （三

13、）马氏体转变的无扩散性（三）马氏体转变的无扩散性 马氏体转变只有点阵改组而无成份变化马氏体转变只有点阵改组而无成份变化,转变时原子转变时原子 做有规律的整体迁移做有规律的整体迁移,每个原子移动的距离不超过一个原每个原子移动的距离不超过一个原 子间距子间距,且原子之间的相对位置不发生变化。且原子之间的相对位置不发生变化。 1、一些具有有序结构的合金发生马氏体转变后有序、一些具有有序结构的合金发生马氏体转变后有序 结构不发生变化结构不发生变化; 2、Fe-C合金奥氏体向马氏体转变后合金奥氏体向马氏体转变后,C原子的间隙原子的间隙 位置保持不变位置保持不变; 3、马氏体转变可以在相当低的温度范围内进

14、行、马氏体转变可以在相当低的温度范围内进行,且且 转变速度极快。例如转变速度极快。例如:Fe-C、Fe-Ni合金合金,在在-20-196之之 间一片马氏体形成的时间约间一片马氏体形成的时间约510-5510-7 秒。秒。 （四）马氏体转变的位向关系及惯习面（四）马氏体转变的位向关系及惯习面 奥氏体转变为马氏体时奥氏体转变为马氏体时,新旧两相之间保持着严格新旧两相之间保持着严格 的的晶体学位向关系晶体学位向关系,马氏体的不变平面被称为马氏体的马氏体的不变平面被称为马氏体的 惯习面惯习面,以平行于此面的母相的晶面指数表示。以平行于此面的母相的晶面指数表示。 （五）马氏体转变的可逆性（五）马氏体转变

15、的可逆性 冷却时高温相可以转变为马氏体冷却时高温相可以转变为马氏体,加热时马氏体可加热时马氏体可 以逆转变为高温相以逆转变为高温相,而且转变都是以马氏体转变方式进而且转变都是以马氏体转变方式进 行的。与行的。与 MsMf 相对应相对应,逆转变有逆转变有AsAf 分别表示分别表示 逆转变的开始和终了温度。逆转变的开始和终了温度。 马氏体转变的切变模型马氏体转变的切变模型 M转变的无扩散性及在低温下仍以很高的速度进转变的无扩散性及在低温下仍以很高的速度进 行等事实行等事实,都说明在相变过程中点阵的重组是由原子都说明在相变过程中点阵的重组是由原子 集体的、有规律的、近程迁动完成的集体的、有规律的、近

16、程迁动完成的,而无成份变化。而无成份变化。 因此因此,可以把可以把M转变看作为晶体由一种结构通过切变转变看作为晶体由一种结构通过切变 转变为另一种结构过程。转变为另一种结构过程。 自从自从1942年以来年以来,由由Bain开始开始,人们便根据人们便根据M相变相变 的特征的特征,设想了各种相变机制。因为相变时母相发生设想了各种相变机制。因为相变时母相发生 明显的切变明显的切变,所以早期提出的机制常常是从简单的切所以早期提出的机制常常是从简单的切 变过程推导出来的变过程推导出来的,企图通过简单的切变便可以得到企图通过简单的切变便可以得到 与实验事实相符合的与实验事实相符合的M。 1、贝茵（、贝茵（

17、Bain）模型）模型 早在早在1942年年Bain就注意到可以把面心立方点阵看成就注意到可以把面心立方点阵看成 是轴比为是轴比为c/a=1.41(即即21/2:1)的体心正方点阵。同样的体心正方点阵。同样,也可也可 以把稳定的体心立方的铁素体看成是体心正方点阵以把稳定的体心立方的铁素体看成是体心正方点阵,其轴其轴 比等于比等于1。 Bain模型给出模型给出 了点阵变化的清了点阵变化的清 淅的模型淅的模型,但不能但不能 解释宏观切变和解释宏观切变和 惯习面的存在惯习面的存在,也也 不能解释不能解释M内部内部 的亚结构。的亚结构。 2、KS切变模型切变模型 库尔久莫夫和萨克斯测出含库尔久莫夫和萨克

18、斯测出含C为为1.4%的碳钢中的碳钢中M 与与A存在的位向关系存在的位向关系,即即KS关系关系,为了满足这一取向为了满足这一取向 关系必须有点阵的切变。他们于关系必须有点阵的切变。他们于1930年提出了轴比相年提出了轴比相 当于当于1.06的点阵转换模型的点阵转换模型,即即K KS S模型模型。 首先考虑没有首先考虑没有C存在的情况存在的情况,设想设想A分以下几个步骤分以下几个步骤 转变为转变为M: （1）在（）在（111）面上沿）面上沿-211方向产生第一次切变方向产生第一次切变,第第 二层原子（二层原子（B层原子）移动层原子）移动1/12-211,而更高层原子而更高层原子 则按比例增加。但

19、相邻两层原子的相对位移都是相同则按比例增加。但相邻两层原子的相对位移都是相同 的。第一次切变角是的。第一次切变角是1928。 （2）第二次切变）第二次切变:第二次切变是在（第二次切变是在（11-2）面上（垂）面上（垂 直于（直于（111）面）面）,沿沿1-10方向产生方向产生1030的切变。的切变。 第二次切变后第二次切变后,使顶角由使顶角由120变为变为10930或或60角角 增至增至7030。 （3）经两次切变后）经两次切变后,再作一些小的调整再作一些小的调整,使晶面间距和测使晶面间距和测 得结果相符合。得结果相符合。 由于没有由于没有C原子存在原子存在,得到的是体心立方点阵的得到的是体心

20、立方点阵的M。 在有在有C原子存在的情况下原子存在的情况下,对于面心立方点阵改建为体心对于面心立方点阵改建为体心 立方点时立方点时,两次切变量都略小一些两次切变量都略小一些,第一次为第一次为1515,第二第二 次为次为9。 KS切变模型的成功之处切变模型的成功之处,在于它导出了所测得在于它导出了所测得 的点阵结构和位向关系的点阵结构和位向关系,给出了面心立方的奥氏体给出了面心立方的奥氏体 点阵改建为体心正方马氏体点阵的清晰模型点阵改建为体心正方马氏体点阵的清晰模型,但是但是 惯习面和宏观切变与事实不符。惯习面和宏观切变与事实不符。 3、GT模型模型 格伦宁格和特赖雅格伦宁格和特赖雅 诺于诺于1

21、949年提出的另一年提出的另一 个两次切变模型。个两次切变模型。 （ 1 ） 首 先 在 接 近 于） 首 先 在 接 近 于 （259）的面上发生均的面上发生均 匀切变匀切变,产生整体的宏观产生整体的宏观 变形变形,造成磨光的样品表造成磨光的样品表 面出现浮凸面出现浮凸,并且确定了并且确定了 马氏体的惯习面。这个阶马氏体的惯习面。这个阶 段的转变产物是复杂的三段的转变产物是复杂的三 棱结构棱结构,还不是马氏体还不是马氏体,不不 过它有一组晶面间距及原过它有一组晶面间距及原 子排列和马氏体的（子排列和马氏体的（112） 面相同。面相同。 （2）在（）在（112）面的面的 11-1方向发生方向发

22、生12 13的第二次切变的第二次切变,这次这次 切变限制在三棱点阵范围切变限制在三棱点阵范围 内内,并且是宏观不均匀切并且是宏观不均匀切 变（均匀范围只有变（均匀范围只有18个原个原 子层）。对于第一次切变子层）。对于第一次切变 所形成的浮凸也没有可见所形成的浮凸也没有可见 的影响。经第二次切变后的影响。经第二次切变后, 点阵转变成体心立方点阵点阵转变成体心立方点阵, 取向和马氏体一样取向和马氏体一样,晶面晶面 间距也差不多。间距也差不多。 （3）最后作一些微小的）最后作一些微小的 调整调整,使晶面间距和试验使晶面间距和试验 测得的符合。测得的符合。 均匀切边过程亦称可见切变均匀切边过程亦称可

23、见切变,可以比较容易的从晶可以比较容易的从晶 体的宏观表面浮凸确定。不均匀切变涉及到微观结构体的宏观表面浮凸确定。不均匀切变涉及到微观结构 的变化的变化,亦称不可见切变亦称不可见切变,不易直接测定。不均匀切变可不易直接测定。不均匀切变可 以是在平行晶面上的滑移以是在平行晶面上的滑移,也可以是往复的孪生形变。也可以是往复的孪生形变。 均匀切变不仅使单胞由正方变为斜方形均匀切变不仅使单胞由正方变为斜方形,并且使晶体的并且使晶体的 外形由外形由ABCD变为变为ABCD。不均匀切变可以产。不均匀切变可以产 生和均匀相似的微观结构变化生和均匀相似的微观结构变化,但晶体无宏观变形。非但晶体无宏观变形。非

24、均匀切变的这两种方式分别和马氏体的两种亚结构相均匀切变的这两种方式分别和马氏体的两种亚结构相 对应。对应。 G-T模型能模型能 很好地解释 马很好地解释 马 氏体转变的 点氏体转变的 点 阵改组、宏 观阵改组、宏 观 变形、位向 关变形、位向 关 系及亚结构 的系及亚结构 的 变化。但不 能变化。但不 能 解释惯习面 不解释惯习面 不 应变不转动应变不转动,也也 不能解释碳 钢不能解释碳 钢 （1.40%C） 的位向关系。的位向关系。 4.2 热弹性马氏体相变热弹性马氏体相变 （1）Ms,Mf:降温降温 过程中过程中,奥氏体将转变成奥氏体将转变成 马氏体马氏体,马氏体转变开始马氏体转变开始 和

25、终了温度和终了温度; （2） As ,Af:加热过程中加热过程中, 马氏体逆相变开始和终了马氏体逆相变开始和终了 的温度的温度; （3）按）按As- Ms的大小和马的大小和马 氏体的生长将马氏体相变分氏体的生长将马氏体相变分 成非热弹性和热弹性马氏体成非热弹性和热弹性马氏体 相变两类。相变两类。 （4）如右图所示）如右图所示,Fe-Ni合金合金 的相变为非热弹性马氏体相的相变为非热弹性马氏体相 变变;Au-Cd合金的相变为热弹合金的相变为热弹 性马氏体相变性马氏体相变 特征特征:1）相变温度滞后小）相变温度滞后小;2）突发式成核并长大）突发式成核并长大;3）新相）新相 于母相保持弹性平衡于母相

26、保持弹性平衡;4）降温时）降温时,马氏体继续长大马氏体继续长大,相界相界 面能往复运动面能往复运动;5）相变速率与成核与马氏体生脏都有）相变速率与成核与马氏体生脏都有 关关;6）形状应变为弹性协作。）形状应变为弹性协作。 不符合不符合 非热弹性非热弹性 马氏体相变马氏体相变 部分符合部分符合 半热弹性半热弹性 热弹性热弹性 符合符合 非热弹性马氏体相变过程非热弹性马氏体相变过程 奥氏体奥氏体 降温降温 马氏体形核马氏体形核迅速长大迅速长大 继续降温继续降温 最终马氏体量与马氏体片生长速率无关最终马氏体量与马氏体片生长速率无关,是由成核速是由成核速 率和马氏体片的大小决定的。率和马氏体片的大小决

27、定的。 热弹性体马氏体相变过程热弹性体马氏体相变过程 奥氏体奥氏体 降温降温 马氏体突发形核马氏体突发形核长大继续长大长大继续长大 弹性平衡弹性平衡 继续降温继续降温 新的形核并长大新的形核并长大 相变速率与成核和长大速率都有关相变速率与成核和长大速率都有关 马氏体片不再长大马氏体片不再长大 热弹性马氏体相变的晶体学特征热弹性马氏体相变的晶体学特征： 1、条件：进行热弹性马氏体相变的条件是相变时不发生、条件：进行热弹性马氏体相变的条件是相变时不发生 局部范性形变的合金。母相的有序化，有利于提高母相局部范性形变的合金。母相的有序化，有利于提高母相 的弹性极限，使母相不发生局部的范性形变，同时有利

28、的弹性极限，使母相不发生局部的范性形变，同时有利 于马氏体逆相变时恢复形状，因此有利于产生热弹性马于马氏体逆相变时恢复形状，因此有利于产生热弹性马 氏体相变。氏体相变。 CsCl型型：B2型结构，型结构，Pm3m空间群，空间群， Fe3Pt型型：L1型结构，型结构，Pm3m空间群，空间群，a=0.375nm 2、三类主要的马氏体相变合金、三类主要的马氏体相变合金 Fe3Al型型:D03型结构型结构,Fm3m的空间群的空间群, a=0.5793nm 4.3 形状记忆合金（形状记忆合金（SMA） 形状记忆效应（形状记忆效应（SMA）:如果将具有热弹性如果将具有热弹性 转变的合金在一定条件下施加外力

29、或将其冷却到转变的合金在一定条件下施加外力或将其冷却到 该合金的该合金的Ms点（或点（或Mf）点以下并使之发生形状改）点以下并使之发生形状改 变变,如果再将这种合金加热到高温相状态（即如果再将这种合金加热到高温相状态（即As点点 以上）使马氏体发生逆转变以上）使马氏体发生逆转变,此时合金又会自动地此时合金又会自动地 恢复到变形前的形状。这种现象称为恢复到变形前的形状。这种现象称为“形状记忆形状记忆 效应效应”。 马氏体的形变与加热后的形状记忆马氏体的形变与加热后的形状记忆 形状记忆效应简易演示实验形状记忆效应简易演示实验 (a) 原始形状原始形状(b) 拉拉 直直(c) 加热后恢复加热后恢复

30、1951年美国的年美国的Lead首先在首先在Au-Cd、In-Ti合金中发现合金中发现 形状记忆效应形状记忆效应,他利用他利用Au-47.5%Cd合金的记忆效应制作升合金的记忆效应制作升 降机模型降机模型,但由于合金元素价格高、有毒但由于合金元素价格高、有毒,没有进行实用化没有进行实用化 尝试而销声匿迹。尝试而销声匿迹。 1963年美国海军研究所的年美国海军研究所的W. Bueher等人发现等人发现Ni-Ti 合金也有形状记忆效应合金也有形状记忆效应,并设计了新的机械实验装置并设计了新的机械实验装置,受到受到 许多研究者的关注。许多研究者的关注。 1969年美国年美国Raychem公司生产公司

31、生产Ti-Ni-Fe记忆合金管记忆合金管 接头用于接头用于F14战斗机上的液压管路系统连接战斗机上的液压管路系统连接,这是这是SMA第第 一次成功应用。一次成功应用。70年代以后年代以后SMA真正进入实用化阶段。真正进入实用化阶段。 至至80年代末年代末SMA的研究才遍及世界。的研究才遍及世界。90年代初年代初,该合金得该合金得 到进一步的发展到进一步的发展,现已出现第三代形状记忆合金现已出现第三代形状记忆合金,且进入商且进入商 品化阶段。品化阶段。 SMA的发展过程的发展过程 形状记忆合金可以分为三种形状记忆合金可以分为三种: （1）单程记忆效应）单程记忆效应 形状记忆合金在较低的温度下变形

32、形状记忆合金在较低的温度下变形,加热后可恢加热后可恢 复变形前的形状复变形前的形状,这种只在加热过程中存在的形状记这种只在加热过程中存在的形状记 忆现象称为单程记忆效应。忆现象称为单程记忆效应。 （2）双程记忆效应）双程记忆效应 某些合金加热时恢复高温相形状某些合金加热时恢复高温相形状,冷却时又能恢冷却时又能恢 复低温相形状复低温相形状,称为双程记忆效应。称为双程记忆效应。 （3）全程记忆效应）全程记忆效应 加热时恢复高温相形状加热时恢复高温相形状,冷却时变为形状相同而冷却时变为形状相同而 取向相反的低温相形状取向相反的低温相形状,称为全程记忆效应。称为全程记忆效应。 应力诱发的马氏体相变和伪

33、弹性应力诱发的马氏体相变和伪弹性 应力诱发的马氏体相变定义应力诱发的马氏体相变定义:在外力作用下在外力作用下,及即使及即使 温度高于温度高于Af点点,形状记忆合金也发生马氏体相变形状记忆合金也发生马氏体相变 。 伪弹性伪弹性:形状记忆合金在应力诱发的马氏体相变时所形状记忆合金在应力诱发的马氏体相变时所 表示出来的超塑性形变行为。表示出来的超塑性形变行为。 伪弹性产生的条件伪弹性产生的条件:临界应力大临界应力大;外加应力不能大于外加应力不能大于 临界应力（保证不产生滑移）临界应力（保证不产生滑移）; 4.4 TiNi合金合金 4.4.1 TiNi合金的结构和相变合金的结构和相变 1、结构、结构

34、母相母相:B2型结构型结构,a=0. 3010. 302nm。Ti和和Ni原子分原子分 别占据立方体的顶点和体心位置别占据立方体的顶点和体心位置,110面上面上TiNi原子交替原子交替 排列构成密排面。排列构成密排面。 马氏体相马氏体相:单斜结构单斜结构,共共24各个变体各个变体,a=0.2899, b=0.4120, c=0.4622nm, =96.80度。度。 中间相中间相:当稳定的新相和母相之间的晶体结构差异较大当稳定的新相和母相之间的晶体结构差异较大 时时,相变不易发生相变不易发生,母相往往不直接转变成自由能最低的稳母相往往不直接转变成自由能最低的稳 定的新相定的新相,而是先形成结构和

35、成分与母相交接近的自由能而是先形成结构和成分与母相交接近的自由能 较低的亚稳态的过渡相。较低的亚稳态的过渡相。R相相:a=0.602nm, =90.7度。度。 R相变不出现相变不出现 记忆效应由单记忆效应由单 一相变贡献一相变贡献 Ti-Ni合金呈现记忆效应的两种相变过程合金呈现记忆效应的两种相变过程 母相母相 马氏体马氏体 母相母相 R相相 马氏体马氏体 依成分和预处依成分和预处 理条件的不同理条件的不同 相变过程都相变过程都 是热弹性马是热弹性马 氏体相变氏体相变 R相变出现相变出现 记忆效应由两个记忆效应由两个 相变阶段贡献相变阶段贡献 加铁、时效加铁、时效 TiNi合金相变的影响因素合

36、金相变的影响因素 （1）成分的影响）成分的影响 Ni含量在含量在4751at,Ms从从80降至降至150。 含含Ni量超过此范围量超过此范围,合金便不存在形状记忆效应。合金便不存在形状记忆效应。 Ms Ni atom% 80C -100 C 47 51 （2）热处理、加工的影响）热处理、加工的影响 例例:加加Cu置换置换Ni形状记忆效应、形状记忆效应、 力学性能力学性能,合金的价格显著降低合金的价格显著降低, 加入加入Cu对相变温度有显著影响对相变温度有显著影响, 相变温区（相变温区（Ms-Mf）、（）、（Af-As） 都变窄都变窄,窄滞后记忆合金窄滞后记忆合金 例例:加加Nb可得到很宽滞后的

37、记忆可得到很宽滞后的记忆 合金。合金。 合金元素对合金元素对Ti-Ni合金相变的影响合金相变的影响 加入合金元素调整相变点加入合金元素调整相变点 第三元素的引入第三元素的引入: Co、Fe等代替部分等代替部分Ni,降低降低Ms; V、Cr、Mn代替代替Ti,降低降低Ms; Fe代替代替Ni,Ms下降下降,但是对但是对R相的起始转变温度无影响相的起始转变温度无影响,Fe 的浓度的浓度4%时时,增加增加R的稳定温度。的稳定温度。 Cu代替代替Ni,相变温度不变相变温度不变,（Af-Mf）减小）减小,脆性增加脆性增加,不利不利 于加工。于加工。 Pt、Pd的加入的加入,提高提高Ms, 如如Pt全部替

38、代全部替代Ni,Ms超过超过500 C Nb(铌铌)的加入的加入,使（使（Af-Mf）增达到）增达到150 C。 （3）TiNi合金的形状记忆处理合金的形状记忆处理:形状记忆功能必形状记忆功能必 须进行训练须进行训练 *单程记忆处理单程记忆处理:三个独立的处理方式三个独立的处理方式 中温处理中温处理,轧制轧制,冷拔等高度冷加工的合金材料冷拔等高度冷加工的合金材料,加工成加工成 所需要的形状后所需要的形状后,在在400-500 C加热加热30分钟。分钟。 低温处理低温处理:800 C以上高温退火候以上高温退火候,在室温下成形在室温下成形,加工加工 成所需要的形状成所需要的形状,再在再在200-3

39、00 C保持数十分钟。保持数十分钟。 时效处理时效处理:优点是可以消除材料的历史影响优点是可以消除材料的历史影响,缺点是工缺点是工 艺太复杂。艺太复杂。 *双程记忆处理双程记忆处理:强制变形（在马氏体状态对合金进行强制变形（在马氏体状态对合金进行 10%以上的强制变形）以上的强制变形） 约束加热（将变形后的形状固约束加热（将变形后的形状固 定后加热到高于定后加热到高于Af50 C以上）以上） 训练（将合金变形到训练（将合金变形到 可恢复的程度可恢复的程度,加热使其恢复加热使其恢复,反复的训练）反复的训练） *全程记忆处理全程记忆处理:条件（较高的条件（较高的Ni含量）含量）,原因（在约束时原因

40、（在约束时 效时效时,在母相中形成了细小的析出物在母相中形成了细小的析出物,产生应力场）产生应力场） 4.5 Cu基合金基合金 Cu-Al合金合金Al含量高时含量高时2相也随之析出不利于记忆效相也随之析出不利于记忆效 应。加入应。加入Ni可抑制可抑制2相析出相析出,从而发展出从而发展出Cu-Al-Ni系记系记 忆合金。加入其它组元进一步提高性能（多元合金）忆合金。加入其它组元进一步提高性能（多元合金） 基本特点基本特点:形状记忆效应好形状记忆效应好,价格便宜价格便宜,易于加工制造易于加工制造,但强度较但强度较 低低,稳定性及耐疲劳性能差稳定性及耐疲劳性能差,不具有生物相容性。不具有生物相容性。

41、 主要合金主要合金:主要由主要由Cu-Zn和和Cu-Al两个二元系发展而来两个二元系发展而来 Cu-Zn合金的热弹性马氏体相变温度极低合金的热弹性马氏体相变温度极低,通过加入通过加入Al, Ge, Si, Sn, Be可以有效的提高相变温度可以有效的提高相变温度,由此发展了的由此发展了的Cu-Zn- X(X= Al, Ge, Si, Sn, Be )三元合金。加入其它组元进一步三元合金。加入其它组元进一步 提高性能（多元合金）提高性能（多元合金） Cu-Zn-Al合金相图的垂直截合金相图的垂直截 面图面图(6 wt%Al) Cu基记忆合金的成分范围通基记忆合金的成分范围通 常在常在 相（电子化合物）区相（电子化合物）区 Cu基记忆合金中的基本相和相变基记忆合金中的基本相和相变 相区成分的合金相区成分的合金 亚稳的有序亚稳的有序 相相 高温淬高温淬 火冷却火冷却 马氏体马氏体 热热弹性马氏弹性马氏 体相变转变体相变转变 加热加热 冷却冷却 Cu-Zn-Al基记忆合金的稳定性及其影响因素基记忆合金的稳定性及其影响因素 影响相变点的因素影响相变点的因素: 稳定性稳定性 相变点、记忆性能、力学性能、化学相变点、记忆性能、力学性能、化学 成分成分:Ms(oC)=1890-5100w(Zn)%-13450w(Al)% 热循