馬氏體相變及記憶.ppt

1、馬氏體相變與記憶合金，姓名：吳延河，學(xué)號(hào)：13843035，材料工程學(xué)院，1。馬氏體相變。馬氏體相變的熱力學(xué)分析，3。馬氏體相變的動(dòng)力學(xué)分析，4。形狀記憶合金。馬氏體相變，當(dāng)母奧氏體迅速冷卻時(shí)，奧氏體變成片狀或針狀的新相，新相為體心立方結(jié)構(gòu)。為了紀(jì)念德國(guó)冶金專(zhuān)家馬騰斯在金相研究中的貢獻(xiàn)，人們把鋼高溫淬火后形成的相稱(chēng)為馬氏體相。從奧氏體到馬氏體的轉(zhuǎn)變稱(chēng)為馬氏體轉(zhuǎn)變，即無(wú)擴(kuò)散轉(zhuǎn)變。從19世紀(jì)到20世紀(jì)初，對(duì)馬氏體相變的研究主要局限于鋼中的馬氏體相變以及從相變中獲得的馬氏體產(chǎn)物。20世紀(jì)30年代，通過(guò)x光結(jié)構(gòu)分析確定鋼中的馬氏體是碳溶解在鐵中形成的過(guò)飽和固溶體，馬氏體中的固溶體碳是原奧氏體中的固溶體

2、碳。因此，人們一度認(rèn)為“馬氏體是碳在鐵中的過(guò)飽和固溶體”。人們?cè)J(rèn)為“馬氏體相變不同于其它相變，它是由快速冷卻產(chǎn)生的內(nèi)應(yīng)力場(chǎng)引起的剪切過(guò)程。”20世紀(jì)40年代前后，在鐵鎳合金、鐵錳合金和許多有色金屬及合金中也發(fā)現(xiàn)了馬氏體相變。不僅觀察到冷卻過(guò)程中的馬氏體轉(zhuǎn)變；同時(shí)，還觀察到加熱過(guò)程中的馬氏體相變。由于這一新發(fā)現(xiàn)，人們不得不將馬氏體的定義修改為：“冷卻過(guò)程中馬氏體轉(zhuǎn)變的產(chǎn)物統(tǒng)稱(chēng)為馬氏體”。馬氏體轉(zhuǎn)變：以晶格畸變?yōu)橹鞯奈灰菩头菙U(kuò)散轉(zhuǎn)變統(tǒng)稱(chēng)為馬氏體轉(zhuǎn)變。馬氏體相變的主要特征(1)馬氏體相變的非等溫馬氏體相變有一個(gè)上限溫度，稱(chēng)為馬氏體相變的起始溫度，也稱(chēng)為馬氏體點(diǎn)，Ms表示。不同的材料Ms是不同的。馬

3、氏體相變也有一個(gè)下限溫度。使用Mf時(shí)，當(dāng)奧氏體過(guò)冷度低于Mf時(shí)，相變不再進(jìn)行，Mf被稱(chēng)為馬氏體相變的下限溫度或馬氏體的終點(diǎn)。也就是說(shuō)，馬氏體相變是在MsMf之間進(jìn)行的。一般來(lái)說(shuō)，鋼的Mf低于室溫。為了在生產(chǎn)中獲得更多的馬氏體，經(jīng)常使用低于室溫的深冷處理，這被稱(chēng)為冷處理。(2)馬氏體相變的剪切一致性和表面凸起現(xiàn)象在馬氏體相變過(guò)程中，預(yù)拋光樣品表面會(huì)形成規(guī)則的表面凸起。這表明馬氏體的形成與母奧氏體的宏觀剪切密切相關(guān)。恒定的平面應(yīng)變，傾斜表面始終保持平坦。當(dāng)發(fā)生馬氏體相變時(shí)，雖然發(fā)生了變形，但原始母相中的任何直線(xiàn)仍是直線(xiàn)，任何平面仍是平面，這稱(chēng)為均勻剪切。引起均勻剪切的應(yīng)變，習(xí)慣平面是不變平面，是不

4、變平面應(yīng)變。下圖顯示了三種恒定的平面應(yīng)變，圖中的c)既有膨脹又有剪切，鋼中的馬氏體相變屬于這一種。顯然，界面上的原子排列規(guī)律與馬氏體和奧氏體相同，這種界面稱(chēng)為相干界面。(3)馬氏體是非擴(kuò)散性的。馬氏體相變只有晶格重組，沒(méi)有成分變化。在轉(zhuǎn)化過(guò)程中，原子作為一個(gè)整體有規(guī)律地運(yùn)動(dòng)，每個(gè)原子運(yùn)動(dòng)的距離不超過(guò)一個(gè)原子的距離，原子之間的相對(duì)位置不變。1.一些具有有序結(jié)構(gòu)的合金在馬氏體轉(zhuǎn)變后不發(fā)生變化；2.鐵-碳合金中奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體后，碳原子的間隙位置保持不變。3.馬氏體轉(zhuǎn)變可以在相當(dāng)?shù)偷臏囟确秶鷥?nèi)進(jìn)行，轉(zhuǎn)變速度極快。例如，在鐵-碳和鐵-鎳合金中，馬氏體的形成時(shí)間約為510-5510-7秒，介于-20-

5、196秒之間。(4)馬氏體相變的取向關(guān)系和習(xí)慣面。當(dāng)奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體時(shí)，新舊相之間存在嚴(yán)格的晶體取向關(guān)系。馬氏體的不變平面稱(chēng)為習(xí)慣面(5)馬氏體相變的可逆性高溫相在冷卻時(shí)可以轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，而馬氏體在加熱時(shí)可以轉(zhuǎn)變?yōu)楦邷叵?，這種轉(zhuǎn)變是以馬氏體相變的方式進(jìn)行的。與MsMf相對(duì)應(yīng)，反變換中的AsAf分別表示反變換的開(kāi)始和結(jié)束溫度。馬氏體轉(zhuǎn)變的剪切模型、M轉(zhuǎn)變的非擴(kuò)散性以及它在低溫下仍高速進(jìn)行的事實(shí)都表明晶格的重組是由原子的集體、規(guī)則和短程遷移完成的，而不改變組成。因此，m-轉(zhuǎn)變可以看作是晶體通過(guò)剪切從一種結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變?yōu)榱硪环N結(jié)構(gòu)過(guò)程。自1942年以來(lái)，從貝恩開(kāi)始，人們根據(jù)M相變的特點(diǎn)構(gòu)想了各種相變機(jī)制

6、。由于母相在相變過(guò)程中受到明顯的剪切，早期提出的機(jī)理往往來(lái)源于簡(jiǎn)單的剪切過(guò)程，試圖通過(guò)簡(jiǎn)單的剪切得到與實(shí)驗(yàn)事實(shí)一致的m。1.貝恩模型。早在1942年，貝恩就注意到面心立方晶格可以看作是軸比c/a=1.41(即21/2:1)的體心立方晶格。同樣，體心立方的穩(wěn)定鐵素體可視為體心立方晶格，其軸比等于1。貝恩模型給出了晶格變化的清晰模型，但它不能解釋宏觀剪切和習(xí)慣性表面的存在，也不能解釋m2內(nèi)部的亞結(jié)構(gòu)。KS剪切模型、Kurdiumov和Sachs測(cè)量了含碳量為1.4%的碳鋼中M和A的取向關(guān)系，即KS關(guān)系。為了滿(mǎn)足這種取向關(guān)系，有必要進(jìn)行一些基體剪切。1930年，他們提出了軸比等于1.06的點(diǎn)陣變換模

7、型，即KS模型。首先，考慮到?jīng)]有C，假設(shè)A將通過(guò)以下步驟轉(zhuǎn)化為M:(2)第二次剪切：第二次剪切在(11-2)平面上(垂直于(111)平面)，并沿1-10方向產(chǎn)生1030的剪切。第二次剪切后，頂角從120變?yōu)?0930，或者從60變?yōu)?030。(3)兩次剪切后，稍作調(diào)整，使面間距與測(cè)量結(jié)果一致。因?yàn)闆](méi)有碳原子，所以得到了體心立方晶格的M。在有碳原子存在的情況下，當(dāng)面心立方點(diǎn)陣轉(zhuǎn)化為體心立方點(diǎn)陣時(shí)，兩個(gè)剪切變量略小，第一個(gè)為1515，第二個(gè)為9。KS剪切模型的成功在于它導(dǎo)出了被測(cè)的晶格結(jié)構(gòu)和取向關(guān)系，給出了面心立方奧氏體晶格轉(zhuǎn)變?yōu)轶w心四方馬氏體晶格的清晰模型，但常規(guī)的表面和宏觀剪切與事實(shí)不符。3.

8、GT模型，另一個(gè)二次剪切模型，由格羅寧和特里亞諾在1949年提出。(1)首先，在接近(259)的表面上發(fā)生均勻剪切，導(dǎo)致整體宏觀變形，導(dǎo)致拋光的樣品表面出現(xiàn)凸起，并確定馬氏體的習(xí)慣表面。這一階段的轉(zhuǎn)變產(chǎn)物是復(fù)雜的三角形結(jié)構(gòu)，不是馬氏體，但它有一套與馬氏體(112)面相同的晶面間距和原子排列。(2)1213的第二次剪切發(fā)生在(112)面的11-1方向，它被限制在三角形晶格范圍內(nèi)，是宏觀不均勻剪切(均勻范圍只有18個(gè)原子層)。對(duì)第一次剪切形成的浮雕沒(méi)有明顯影響。第二次剪切后，晶格轉(zhuǎn)變?yōu)轶w心立方晶格，其取向與馬氏體相同，晶面間距相似。(3)最后，做了一些小的調(diào)整，使行間距與實(shí)驗(yàn)結(jié)果一致。G-T模型能

9、很好地解釋馬氏體相變的晶格重組、宏觀變形、取向關(guān)系和亞結(jié)構(gòu)變化。然而，它不能解釋常規(guī)表面沒(méi)有應(yīng)變或旋轉(zhuǎn)，也不能解釋碳鋼(1.40%碳)的取向關(guān)系。馬氏體相變的熱力學(xué)分析1。理論上，馬氏體相變的驅(qū)動(dòng)力為： GV=GMGA0 AM，GV必須小于零，即相變溫度必須低于T0，這需要很大程度的過(guò)冷，但為了滿(mǎn)足這一條件，必須降低到很低的溫度Ms，并且Ms點(diǎn)很低。m的阻力馬氏體相變阻力，剪切阻力(晶格重組)，大量位錯(cuò)或?qū)\晶在M(能量增加)，塑性變形在A(能量消耗)，2，相變特征點(diǎn)，1)溫度對(duì)應(yīng)于奧氏體和馬氏體之間的自由能差，達(dá)到相變所需的最小驅(qū)動(dòng)力，稱(chēng)為MS點(diǎn)合金(常數(shù))，T0(常數(shù))，Ms()。(2)對(duì)于

10、有色金屬合金(如金鎘合金)，G非常小，形成熱彈性馬氏體。2)As點(diǎn)定義了對(duì)應(yīng)于馬氏體和奧氏體之間的自由能差實(shí)現(xiàn)反向轉(zhuǎn)變所需的最小驅(qū)動(dòng)力的溫度，稱(chēng)為As點(diǎn)。T0、Ms、As和合金成分。實(shí)驗(yàn)表明，通過(guò)引入塑性變形，可以減小硅和砷之間的溫差。Ms點(diǎn)以上奧氏體的塑性變形會(huì)誘發(fā)馬氏體相變，但Ms使其上升到Md點(diǎn)。類(lèi)似地，塑性變形也可以隨著點(diǎn)到Ad點(diǎn)而減小。Md點(diǎn)定義了獲得形變誘發(fā)馬氏體的最高溫度。4)Ad點(diǎn)的定義根據(jù)上述定義，T0是Md上限溫度(理論溫度)和Ad下限溫度(理論溫度)。G :馬氏體相變驅(qū)動(dòng)力G1 :機(jī)械驅(qū)動(dòng)力輔以變形G2 :化學(xué)驅(qū)動(dòng)力G=G1 G2，變形誘發(fā)馬氏體解釋?zhuān)鹤冃握T發(fā)馬氏體相變熱

11、力學(xué)條件示意圖，3。影響MS點(diǎn)的主要因素，碳含量對(duì)Ms和Mf的影響，1)化學(xué)成分(1)C%影響最大，C%影響最大，C%升高，2)合金元素：總體上，除鈷和鋁外，合金元素都能降低Ms。加熱時(shí)，強(qiáng)碳化物形成元素在奧氏體中溶解很少，對(duì)Ms點(diǎn)影響很小。合金元素對(duì)Ms點(diǎn)的影響表現(xiàn)為平衡溫度T0的影響和對(duì)奧氏體的強(qiáng)化作用。Ms溫度/，合金元素含量/%,合金元素對(duì)鐵合金Ms點(diǎn)的影響降低了MS影響的強(qiáng)度；3)奧氏體化條件對(duì)Ms有雙重影響，加熱溫度高，保溫時(shí)間長(zhǎng)，有利于c和合金元素atoMs充分溶解到奧氏體中(固溶強(qiáng)化)，降低MS點(diǎn)，但同時(shí)奧氏體晶粒長(zhǎng)大，缺陷減少，晶界強(qiáng)化，抗剪強(qiáng)度降低。淬火速度：目前，意見(jiàn)不統(tǒng)

12、一。一般認(rèn)為，當(dāng)淬火速度較低時(shí)，“碳原子氣團(tuán)”可以形成足夠大的尺寸，并在缺陷處偏析，強(qiáng)化奧氏體和降低熔點(diǎn)。當(dāng)淬火速度較高時(shí)，抑制了“碳原子氣團(tuán)”的形成，降低了對(duì)奧氏體的強(qiáng)影響，使熔點(diǎn)升高。有人認(rèn)為高速淬火中Ms點(diǎn)的上升是由淬火應(yīng)力引起的。(1)增加磁場(chǎng)僅增加Ms點(diǎn)，但對(duì)Ms點(diǎn)以下的馬氏體轉(zhuǎn)變和總轉(zhuǎn)變沒(méi)有影響。(2)當(dāng)磁場(chǎng)在轉(zhuǎn)變過(guò)程中增加時(shí)，轉(zhuǎn)變量的增加趨勢(shì)與沒(méi)有磁場(chǎng)時(shí)相同。當(dāng)磁場(chǎng)消除時(shí)，轉(zhuǎn)變量返回到?jīng)]有磁場(chǎng)的狀態(tài)。(3)磁場(chǎng)對(duì)Ms點(diǎn)的影響與形變誘發(fā)馬氏體相似。增加的磁能補(bǔ)充了轉(zhuǎn)變所需的驅(qū)動(dòng)力，這使得馬氏體轉(zhuǎn)變得以發(fā)生。馬氏體相變動(dòng)力學(xué)分析由于其相變速度快，很難研究其動(dòng)力學(xué)相變特征，馬氏體相變動(dòng)

13、力學(xué)可分為三種情況。1.馬氏體是通過(guò)冷卻(冷卻成核和瞬時(shí)生長(zhǎng))形成的。等溫轉(zhuǎn)變(等溫成核和瞬時(shí)生長(zhǎng))，3。曲面變換，1。馬氏體是通過(guò)冷卻(冷卻成核和瞬時(shí)生長(zhǎng))形成的，具有以下特征：(1)由于冷卻形成的大G和相干關(guān)系(低勢(shì)壘和小界面電阻)，成核率很高(2)爆炸轉(zhuǎn)變，總轉(zhuǎn)變量與溫度有關(guān)。(3)細(xì)顆粒炸藥量較少，晶界是炸藥傳播的障礙。等溫轉(zhuǎn)變(等溫成核和瞬時(shí)生長(zhǎng))。預(yù)轉(zhuǎn)變馬氏體可以催化等溫轉(zhuǎn)變馬氏體。(1)等溫轉(zhuǎn)變的動(dòng)力學(xué)曲線(xiàn)為“c”型曲線(xiàn)，具有潛伏期和熱活化成核；(2)隨著合金元素含量的增加，“碳”曲線(xiàn)向右移動(dòng)，反之亦然；(3)等溫轉(zhuǎn)變前的預(yù)冷可以誘發(fā)少量的馬氏體，這可以使等溫轉(zhuǎn)變以更高的速度開(kāi)始

14、，而沒(méi)有潛伏期。3。表面馬氏體轉(zhuǎn)變。當(dāng)溫度略高于合金的Ms溫度時(shí)，樣品表面會(huì)自發(fā)形成馬氏體。其微觀結(jié)構(gòu)、形成速率和晶體學(xué)特征不同于在Ms溫度下在樣品內(nèi)部形成的那些。這種馬氏體稱(chēng)為表面馬氏體。4。形狀記憶合金，定義：具有某種形狀(初始形狀)的合金，在某種條件下發(fā)生任何塑性變形(另一種形狀)后，被加熱到材料固有的某個(gè)臨界點(diǎn)以上，材料完全恢復(fù)到其初始形狀。從表面上看，這種材料似乎能記住過(guò)去的形狀，所以它被稱(chēng)為形狀記憶效應(yīng)。圖4-1是形狀記憶效應(yīng)的示意圖。對(duì)于普通金屬材料，當(dāng)應(yīng)力超過(guò)屈服強(qiáng)度時(shí)，就會(huì)發(fā)生塑性變形。應(yīng)力消除后，塑性變形將永久保持，無(wú)法恢復(fù)到其原始狀態(tài)。形狀記憶效應(yīng)，如左圖所示，加載過(guò)程中

15、，應(yīng)變隨應(yīng)力增加，截面OA為彈性變形的線(xiàn)性截面，截面AB為非線(xiàn)性截面，從B點(diǎn)卸載時(shí)，殘余應(yīng)變?yōu)镺C。如果材料在一定溫度下加熱，殘余應(yīng)變將降至零，材料將恢復(fù)到其原始狀態(tài)。形狀記憶效應(yīng)的發(fā)現(xiàn)和發(fā)展1951年，用光學(xué)顯微鏡觀察到Au47.5atCd合金中低溫馬氏體相和高溫母相之間的界面隨著溫度的降低而向母相(母相-馬氏體)移動(dòng)，然后隨著溫度的升高而向馬氏體移動(dòng)(逆相變：馬氏體-母相)，這是最早觀察到形狀記憶效應(yīng)的極端例子。然而，它還沒(méi)有被命名，也沒(méi)有引起功能應(yīng)用的注意。1964年，布勒等人發(fā)現(xiàn)鎳鈦合金具有優(yōu)異的形狀記憶性能，并研制出一種實(shí)用的鎳鈦合金。命名和開(kāi)發(fā)。自20世紀(jì)70年代以來(lái)，NiTi基形

16、狀記憶合金、CuAlNi基和CuZnAl基形狀記憶合金得到了發(fā)展。在20世紀(jì)80年代，F(xiàn)eNiCoTi基和FeMnSi基形狀記憶合金得到了發(fā)展。到目前為止，已有10多個(gè)系列50多個(gè)品種。這些形狀記憶合金廣泛應(yīng)用于航空、航天、汽車(chē)、能源、電子、家用電器、機(jī)械、醫(yī)療和建筑行業(yè)。除了合金，形狀記憶也存在于一些非金屬材料中，如聚合物和陶瓷。根據(jù)分類(lèi)，形狀記憶效應(yīng)的可恢復(fù)變形約為68%，最高可達(dá)10%以上。如果變形太大，就不能完全恢復(fù)。因此，它可分為：(1)單向形狀記憶效應(yīng)(2)雙向形狀記憶效應(yīng)(3)全向形狀記憶效應(yīng)，單向形狀記憶效應(yīng)：材料在高溫下制成一定形狀，在低溫下任意變形，加熱時(shí)在高溫下恢復(fù)。雙向

17、形狀記憶效應(yīng)：也稱(chēng)為可逆形狀記憶效應(yīng)，材料在加熱時(shí)恢復(fù)其高溫相形狀，在冷卻時(shí)恢復(fù)其低溫相形狀，即通過(guò)溫度的上升和下降，材料自發(fā)可逆地恢復(fù)其高低溫相形狀。圖4-2是單向(a)和雙向(b)的形狀記憶效應(yīng)，圖4-2(a)是單向形狀記憶效應(yīng)的示意圖。在T1溫度下彎曲后，金屬棒在加熱到T2的過(guò)程中會(huì)自動(dòng)恢復(fù)成直棒，但在隨后的冷卻和再加熱過(guò)程中，棒的形狀不會(huì)改變。圖4-2(b)是雙向形狀記憶效應(yīng)的示意圖。金屬棒在T1處彎曲后，在加熱到T2的過(guò)程中會(huì)自動(dòng)回復(fù)成直棒，在再次冷卻到T1的過(guò)程中會(huì)自動(dòng)再次彎曲。反復(fù)加熱和冷卻可以再次彎曲和拉直。然而，雙向形狀記憶效應(yīng)往往是不完全的，隨著循環(huán)的繼續(xù)，記憶效應(yīng)將逐漸消失。全程形狀記憶效應(yīng)：材料加熱時(shí)，恢復(fù)高溫相形狀，冷卻時(shí)，轉(zhuǎn)變?yōu)樾螤詈托螤钕嗤母邷叵嘈?/p>