马氏体相变及形状记忆合金

《马氏体相变及形状记忆合金》由会员分享，可在线阅读，更多相关《马氏体相变及形状记忆合金（61页珍藏版）》请在金锄头文库上搜索。

1、第四章 马氏体相变及形状 记忆合金内容 马氏体相变 共析转变 形状记忆合金及其应用固态相变的分类固 态 相 变按热力学：一级、二级相变按平衡状态按原子迁移：扩散、非扩散型相变按相变方式：有核、无核相变伪共析相变 贝氏体相变 马氏体相变 非平衡脱溶沉淀同素异构转变 平衡脱溶沉淀 共析相变 调幅分解 有序化转变平衡相变非平衡相变4.1 马氏体相变 4.1.1 扩散与相变相变方式 有核相变：通过形核 长大方式进行，新相与母相有界 面，如奥氏体珠光体的转变。 无核相变：以固溶体中的成分起伏为开端，通过成分起伏 形成高浓度区和低浓度区，但是两者无明显的界面（如调 幅分解）。 从原子迁移情况扩散型相变：相

2、变过程中伴随有元素的扩散，组成 原子在较大范围迁移，相变速率较慢。如奥氏体向珠光 体的转变。无扩散型相变：以晶格畸变为主的位移型无扩散相 变，如马氏体相变。钢：含碳量小于2并含有某些其他元素的铁碳 合金。合金：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 金属特性的物质。组成合金的基本的独立的物 质称为组元。组元可以是金属和非金属元素， 也可以是化合物。固态下所形成的合金相基本 上可分为固溶体和中间相两大类 。 固溶体：是以某一组元为溶剂，在其晶体点阵 中溶人其他组元原子（溶质原子）所形成的均 匀混合的固态溶体，它保持着溶剂的晶体结构 类型。分为置换固溶体和间隙

3、固溶体两种。 铁的两种晶体结构：体心立方结构（存在于两个温度范围内，912 以上称铁，1394以上称铁）；面心立方结构（存在于9121394之间，称铁）碳在钢中的两种主要存在形式：溶入铁中与铁形成固溶体；另一是与铁形成铁碳化合物，称渗碳体（Fe3C） 。碳溶于铁中形成的固溶体称铁素体；溶于铁中 形成的固溶体称奥氏体，其最大溶解度为2.11。共析碳钢C曲线图过冷奥氏体等温转变曲线(C曲线)珠光体转变贝氏体转变马氏体转变共析转变（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 、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，由于其经抛光、侵蚀后在光学显微镜下的

4、 形态而得名珠光体。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马氏体转变的发展过程早在战国时代人们已经知道可以用淬火(即将钢 加热到高温后淬入水或油中急冷) 的方法可以提高 钢的硬度，经过淬火的钢制宝剑可以“削铁如泥”。十九世纪未期，人们才知道钢在“加热和冷却” 过程中内部相组成发生了变化，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 献的德国冶金学家Adolph Martens，法国著名的冶 金学家Osmond建议将钢经淬火所得高硬度相称为“ 马氏体”，并因此将得到马氏体相的转变过程称为马 氏体转变。Martensite M马氏体十九世纪未到二十世纪初主要局限于研

5、究钢中的马氏 体转变及转变所得产物马氏体。二十世纪三十年代，人们用X射线结构分析的方法测 得钢中马氏体是碳溶于-Fe而形成的过饱和固溶体，马氏 体中的固溶碳即原奥氏体中的固溶碳，因此，曾一度认为 “所谓马氏体即碳在-Fe中的过饱和固溶”。曾经有人认为“马氏体转变与其它转变不同，是一个由 快冷造成的内应力场所引起的切变过程” 。四十年代前后，在Fe-Ni、Fe-Mn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 中发生的马氏体转变；同时也观察到了在加热过程中所发 生的马氏体转变。由于这一新的发现，人们不得不把马氏 体的定义修定为：“ 在冷却过程中所发生马氏体转变所得 产物统

6、称为马氏体 ”。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。马氏体转变的主要特性 （一）马氏体转变的非恒温性马氏体转变有一上限温度，这一温度称为马氏体 转变的开始温度，也称为马氏体点，Ms表示。不同 的材料Ms是不同的。马氏体转变还有一个下限温度，用Mf，当奥氏体 过冷到Mf以下时转变也不能再进行了。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MsMf之间进行的。一般钢材的Mf都低于室温，在生产中为了获得更 多的马氏体，常采用深冷到室温以下的处理工艺，这 种工艺方法称为冷处理。（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 规

7、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。下图是三种不变平面应变，图中的C既有膨胀又 有切变，钢中马氏体转变即属于这一种。显然，界面上的原子排列规律既同于马氏体，也 同于奥氏体，这种界面称为共格界面。（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，转变时原 子做有规律的整体迁移，每个原子移动的距离不超过一 个原子间距，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 结构不发生变化；2、Fe-C合金奥氏体向马氏体转变后，C原子的间隙 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行，且 转变速度极快。例如：Fe-C、

8、Fe-Ni合金，在-20-196 之间一片马氏体形成的时间约510-5510-7 秒。（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，新旧两相之间保持着严格 的晶体学位向关系，马氏体的不变平面被称为马氏体 的惯习面，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冷却时高温相可以转变为马氏体，加热时马氏体可 以逆转变为高温相，而且转变都是以马氏体转变方式进 行的。与 MsMf 相对应，逆转变有AsAf 分别表示 逆转变的开始和终了温度。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 行等事实，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

9、完成的，而无成份变化 。因此，可以把M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。自从1942年以来，由Bain开始，人们便根据M相 变的特征，设想了各种相变机制。因为相变时母相发 生明显的切变，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，企图通过简单的切变便可以得 到与实验事实相符合的M。1、贝茵（Bain）模型早在1942年Bain就注意到可以把面心立方点阵看成 是轴比为c/a=1.41(即21/2:1)的体心正方点阵。同样，也可 以把稳定的体心立方的铁素体看成是体心正方点阵，其轴 比等于1。Bain模型给出 了点阵变化的清 淅的模型，但不 能解释宏观切变 和惯习面的

10、存在 ，也不能解释M 内部的亚结构。2、KS切变模型库尔久莫夫和萨克斯测出含C为1.4%的碳钢中M 与A存在的位向关系，即KS关系，为了满足这一取 向关系必须有点阵的切变。他们于1930年提出了轴比 相当于1.06的点阵转换模型，即KS模型。首先考虑没有C存在的情况，设想A分以下几个步 骤转变为M：（1）在（111）面上沿-211方向产生第一次切变， 第二层原子（B层原子）移动1/12-211，而更高层原 子则按比例增加。但相邻两层原子的相对位移都是相 同的。第一次切变角是1928。（2）第二次切变：第二次切变是在（11-2）面上（垂 直于（111）面），沿1-10方向产生1030的切变。第

11、二次切变后，使顶角由120变为10930或60角增至 7030。（3）经两次切变后，再作一些小的调整，使晶面间距和 测得结果相符合。由于没有C原子存在，得到的是体心立方点阵的M。 在有C原子存在的情况下，对于面心立方点阵改建为体心 立方点时，两次切变量都略小一些，第一次为1515，第 二次为9。KS切变模型的成功之处，在于它导出了所测 得的点阵结构和位向关系，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 ，但是惯习面和宏观切变与事实不符。3、GT模型格伦宁格和特赖雅 诺于1949年提出的另一个 两次切变模型。 （1）首先在接近于（259 ）的面上发生均匀切变 ，产生整体的宏观

12、变形， 造成磨光的样品表面出现 浮凸，并且确定了马氏体 的惯习面。这个阶段的转 变产物是复杂的三棱结构 ，还不是马氏体，不过它 有一组晶面间距及原子排 列和马氏体的（112）面 相同。（2）在（112）面的11- 1方向发生12 13的第 二次切变，这次切变限制 在三棱点阵范围内，并且 是宏观不均匀切变（均匀 范围只有18个原子层）。 对于第一次切变所形成的 浮凸也没有可见的影响。 经第二次切变后，点阵转 变成体心立方点阵，取向 和马氏体一样，晶面间距 也差不多。 （3）最后作一些微小的 调整，使晶面间距和试验 测得的符合。均匀切边过程亦称可见切变，可以比较容易的从 晶体的宏观表面浮凸确定。不

13、均匀切变涉及到微观结 构的变化，亦称不可见切变，不易直接测定。不均匀 切变可以是在平行晶面上的滑移，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，并 且使晶体的外形由ABCD变为ABCD。不均匀切变 可以产生和均匀相似的微观结构变化，但晶体无宏观 变形。非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。G-T模型能 很好地解释马 氏体转变的点 阵改组、宏观 变形、位向关 系及亚结构的 变化。但不能 解释惯习面不 应变不转动， 也不能解释碳 钢（1.40%C ）的位向关系 。4.2 热弹性马氏体相变（1）Ms，Mf：降温过程中，奥氏体将转变成 马氏体，马氏体转变开始 和终了

14、温度； （2） As ，Af：加热过程 中，马氏体逆相变开始和 终了的温度； （3）按As- Ms的大小和马 氏体的生长将马氏体相变分 成非热弹性和热弹性马氏体 相变两类。 （4）如右图所示，Fe-Ni合 金的相变为非热弹性马氏体 相变；Au-Cd合金的相变为 热弹性马氏体相变特征：1）相变温度滞后小；2）突发式成核并长大；3 ）新相于母相保持弹性平衡；4）降温时，马氏体继续 长大，相界面能往复运动；5）相变速率与成核与马氏 体生脏都有关；6）形状应变为弹性协作。不符合非热弹性 马氏体相变部分符合半热弹性热弹性符合非热弹性马氏体相变过程奥氏体降温马氏体形核迅速长大继续降温最终马氏体量与马氏体片

15、生长速率无关，是由成核速 率和马氏体片的大小决定的。热弹性体马氏体相变过程奥氏体降温马氏体突发形核长大继续长大 弹性平衡 继续降温新的形核并长大相变速率与成核和长大速率都有关马氏体片不再长大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。CsCl型：B2型结构，Pm3m空间群，Fe3Pt型：L1型结构，Pm3m空间群，a=0.375nm2、三类主要的马氏体相变合金Fe3Al型：D03型结构，Fm3m的空间群

16、， a=0.5793nm4.3 形状记忆合金（SMA）形状记忆效应（SMA）：如果将具有热弹性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Ms点（或Mf）点以下并使之发生形状改变，如果再将这种合金加热到高温相状 态（即As点以上）使马氏体发生逆转变，此时合金又会自动地恢复到变形前的形状。这种现 象称为“形状记忆效应”。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 (a) 原始形状(b) 拉 直(c) 加热后恢复 1951年美国的Lead首先在Au-Cd、In-Ti合金中发现 形状记忆效应，他利用Au-47.5%Cd合金的记忆效应制 作升降机模型，但由于合金元素价格高、有毒，没有进 行实用化尝试而销声匿迹。1963年美国海军研究所的W. Bueher等人发现Ni-Ti 合金也有形状记忆效应，并设计了新的机械实验装置， 受到许多研究者的关注。1969年美国Raychem公司生产Ti-Ni