马氏体相变及记忆.ppt

1、马氏体相变与记忆合金，姓名：吴延河，学号：13843035，材料工程学院，1。马氏体相变。马氏体相变的热力学分析，3。马氏体相变的动力学分析，4。形状记忆合金。马氏体相变，当母奥氏体迅速冷却时，奥氏体变成片状或针状的新相，新相为体心立方结构。为了纪念德国冶金专家马腾斯在金相研究中的贡献，人们把钢高温淬火后形成的相称为马氏体相。从奥氏体到马氏体的转变称为马氏体转变，即无扩散转变。从19世纪到20世纪初，对马氏体相变的研究主要局限于钢中的马氏体相变以及从相变中获得的马氏体产物。20世纪30年代，通过x光结构分析确定钢中的马氏体是碳溶解在铁中形成的过饱和固溶体，马氏体中的固溶体碳是原奥氏体中的固溶体

2、碳。因此，人们一度认为“马氏体是碳在铁中的过饱和固溶体”。人们曾认为“马氏体相变不同于其它相变，它是由快速冷却产生的内应力场引起的剪切过程。”20世纪40年代前后，在铁镍合金、铁锰合金和许多有色金属及合金中也发现了马氏体相变。不仅观察到冷却过程中的马氏体转变；同时，还观察到加热过程中的马氏体相变。由于这一新发现，人们不得不将马氏体的定义修改为：“冷却过程中马氏体转变的产物统称为马氏体”。马氏体转变：以晶格畸变为主的位移型非扩散转变统称为马氏体转变。马氏体相变的主要特征(1)马氏体相变的非等温马氏体相变有一个上限温度，称为马氏体相变的起始温度，也称为马氏体点，Ms表示。不同的材料Ms是不同的。马

3、氏体相变也有一个下限温度。使用Mf时，当奥氏体过冷度低于Mf时，相变不再进行，Mf被称为马氏体相变的下限温度或马氏体的终点。也就是说，马氏体相变是在MsMf之间进行的。一般来说，钢的Mf低于室温。为了在生产中获得更多的马氏体，经常使用低于室温的深冷处理，这被称为冷处理。(2)马氏体相变的剪切一致性和表面凸起现象在马氏体相变过程中，预抛光样品表面会形成规则的表面凸起。这表明马氏体的形成与母奥氏体的宏观剪切密切相关。恒定的平面应变，倾斜表面始终保持平坦。当发生马氏体相变时，虽然发生了变形，但原始母相中的任何直线仍是直线，任何平面仍是平面，这称为均匀剪切。引起均匀剪切的应变，习惯平面是不变平面，是不

4、变平面应变。下图显示了三种恒定的平面应变，图中的c)既有膨胀又有剪切，钢中的马氏体相变属于这一种。显然，界面上的原子排列规律与马氏体和奥氏体相同，这种界面称为相干界面。(3)马氏体是非扩散性的。马氏体相变只有晶格重组，没有成分变化。在转化过程中，原子作为一个整体有规律地运动，每个原子运动的距离不超过一个原子的距离，原子之间的相对位置不变。1.一些具有有序结构的合金在马氏体转变后不发生变化；2.铁-碳合金中奥氏体转变为马氏体后，碳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，转变速度极快。例如，在铁-碳和铁-镍合金中，马氏体的形成时间约为510-5510-7秒，介于-20-

5、196秒之间。(4)马氏体相变的取向关系和习惯面。当奥氏体转变为马氏体时，新旧相之间存在严格的晶体取向关系。马氏体的不变平面称为习惯面(5)马氏体相变的可逆性高温相在冷却时可以转变为马氏体，而马氏体在加热时可以转变为高温相，这种转变是以马氏体相变的方式进行的。与MsMf相对应，反变换中的AsAf分别表示反变换的开始和结束温度。马氏体转变的剪切模型、M转变的非扩散性以及它在低温下仍高速进行的事实都表明晶格的重组是由原子的集体、规则和短程迁移完成的，而不改变组成。因此，m-转变可以看作是晶体通过剪切从一种结构转变为另一种结构过程。自1942年以来，从贝恩开始，人们根据M相变的特点构想了各种相变机制

6、。由于母相在相变过程中受到明显的剪切，早期提出的机理往往来源于简单的剪切过程，试图通过简单的剪切得到与实验事实一致的m。1.贝恩模型。早在1942年，贝恩就注意到面心立方晶格可以看作是轴比c/a=1.41(即21/2:1)的体心立方晶格。同样，体心立方的稳定铁素体可视为体心立方晶格，其轴比等于1。贝恩模型给出了晶格变化的清晰模型，但它不能解释宏观剪切和习惯性表面的存在，也不能解释m2内部的亚结构。KS剪切模型、Kurdiumov和Sachs测量了含碳量为1.4%的碳钢中M和A的取向关系，即KS关系。为了满足这种取向关系，有必要进行一些基体剪切。1930年，他们提出了轴比等于1.06的点阵变换模

7、型，即KS模型。首先，考虑到没有C，假设A将通过以下步骤转化为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方向产生1030的剪切。第二次剪切后，顶角从120变为10930，或者从60变为7030。(3)两次剪切后，稍作调整，使面间距与测量结果一致。因为没有碳原子，所以得到了体心立方晶格的M。在有碳原子存在的情况下，当面心立方点阵转化为体心立方点阵时，两个剪切变量略小，第一个为1515，第二个为9。KS剪切模型的成功在于它导出了被测的晶格结构和取向关系，给出了面心立方奥氏体晶格转变为体心四方马氏体晶格的清晰模型，但常规的表面和宏观剪切与事实不符。3.

8、GT模型，另一个二次剪切模型，由格罗宁和特里亚诺在1949年提出。(1)首先，在接近(259)的表面上发生均匀剪切，导致整体宏观变形，导致抛光的样品表面出现凸起，并确定马氏体的习惯表面。这一阶段的转变产物是复杂的三角形结构，不是马氏体，但它有一套与马氏体(112)面相同的晶面间距和原子排列。(2)1213的第二次剪切发生在(112)面的11-1方向，它被限制在三角形晶格范围内，是宏观不均匀剪切(均匀范围只有18个原子层)。对第一次剪切形成的浮雕没有明显影响。第二次剪切后，晶格转变为体心立方晶格，其取向与马氏体相同，晶面间距相似。(3)最后，做了一些小的调整，使行间距与实验结果一致。G-T模型能

9、很好地解释马氏体相变的晶格重组、宏观变形、取向关系和亚结构变化。然而，它不能解释常规表面没有应变或旋转，也不能解释碳钢(1.40%碳)的取向关系。马氏体相变的热力学分析1。理论上，马氏体相变的驱动力为： GV=GMGA0 AM，GV必须小于零，即相变温度必须低于T0，这需要很大程度的过冷，但为了满足这一条件，必须降低到很低的温度Ms，并且Ms点很低。m的阻力马氏体相变阻力，剪切阻力(晶格重组)，大量位错或孪晶在M(能量增加)，塑性变形在A(能量消耗)，2，相变特征点，1)温度对应于奥氏体和马氏体之间的自由能差，达到相变所需的最小驱动力，称为MS点合金(常数)，T0(常数)，Ms()。(2)对于

10、有色金属合金(如金镉合金)，G非常小，形成热弹性马氏体。2)As点定义了对应于马氏体和奥氏体之间的自由能差实现反向转变所需的最小驱动力的温度，称为As点。T0、Ms、As和合金成分。实验表明，通过引入塑性变形，可以减小硅和砷之间的温差。Ms点以上奥氏体的塑性变形会诱发马氏体相变，但Ms使其上升到Md点。类似地，塑性变形也可以随着点到Ad点而减小。Md点定义了获得形变诱发马氏体的最高温度。4)Ad点的定义根据上述定义，T0是Md上限温度(理论温度)和Ad下限温度(理论温度)。G :马氏体相变驱动力G1 :机械驱动力辅以变形G2 :化学驱动力G=G1 G2，变形诱发马氏体解释：变形诱发马氏体相变热

11、力学条件示意图，3。影响MS点的主要因素，碳含量对Ms和Mf的影响，1)化学成分(1)C%影响最大，C%影响最大，C%升高，2)合金元素：总体上，除钴和铝外，合金元素都能降低Ms。加热时，强碳化物形成元素在奥氏体中溶解很少，对Ms点影响很小。合金元素对Ms点的影响表现为平衡温度T0的影响和对奥氏体的强化作用。Ms温度/，合金元素含量/%,合金元素对铁合金Ms点的影响降低了MS影响的强度；3)奥氏体化条件对Ms有双重影响，加热温度高，保温时间长，有利于c和合金元素atoMs充分溶解到奥氏体中(固溶强化)，降低MS点，但同时奥氏体晶粒长大，缺陷减少，晶界强化，抗剪强度降低。淬火速度：目前，意见不统

12、一。一般认为，当淬火速度较低时，“碳原子气团”可以形成足够大的尺寸，并在缺陷处偏析，强化奥氏体和降低熔点。当淬火速度较高时，抑制了“碳原子气团”的形成，降低了对奥氏体的强影响，使熔点升高。有人认为高速淬火中Ms点的上升是由淬火应力引起的。(1)增加磁场仅增加Ms点，但对Ms点以下的马氏体转变和总转变没有影响。(2)当磁场在转变过程中增加时，转变量的增加趋势与没有磁场时相同。当磁场消除时，转变量返回到没有磁场的状态。(3)磁场对Ms点的影响与形变诱发马氏体相似。增加的磁能补充了转变所需的驱动力，这使得马氏体转变得以发生。马氏体相变动力学分析由于其相变速度快，很难研究其动力学相变特征，马氏体相变动

13、力学可分为三种情况。1.马氏体是通过冷却(冷却成核和瞬时生长)形成的。等温转变(等温成核和瞬时生长)，3。曲面变换，1。马氏体是通过冷却(冷却成核和瞬时生长)形成的，具有以下特征：(1)由于冷却形成的大G和相干关系(低势垒和小界面电阻)，成核率很高(2)爆炸转变，总转变量与温度有关。(3)细颗粒炸药量较少，晶界是炸药传播的障碍。等温转变(等温成核和瞬时生长)。预转变马氏体可以催化等温转变马氏体。(1)等温转变的动力学曲线为“c”型曲线，具有潜伏期和热活化成核；(2)随着合金元素含量的增加，“碳”曲线向右移动，反之亦然；(3)等温转变前的预冷可以诱发少量的马氏体，这可以使等温转变以更高的速度开始

14、，而没有潜伏期。3。表面马氏体转变。当温度略高于合金的Ms温度时，样品表面会自发形成马氏体。其微观结构、形成速率和晶体学特征不同于在Ms温度下在样品内部形成的那些。这种马氏体称为表面马氏体。4。形状记忆合金，定义：具有某种形状(初始形状)的合金，在某种条件下发生任何塑性变形(另一种形状)后，被加热到材料固有的某个临界点以上，材料完全恢复到其初始形状。从表面上看，这种材料似乎能记住过去的形状，所以它被称为形状记忆效应。图4-1是形状记忆效应的示意图。对于普通金属材料，当应力超过屈服强度时，就会发生塑性变形。应力消除后，塑性变形将永久保持，无法恢复到其原始状态。形状记忆效应，如左图所示，加载过程中

15、，应变随应力增加，截面OA为弹性变形的线性截面，截面AB为非线性截面，从B点卸载时，残余应变为OC。如果材料在一定温度下加热，残余应变将降至零，材料将恢复到其原始状态。形状记忆效应的发现和发展1951年，用光学显微镜观察到Au47.5atCd合金中低温马氏体相和高温母相之间的界面随着温度的降低而向母相(母相-马氏体)移动，然后随着温度的升高而向马氏体移动(逆相变：马氏体-母相)，这是最早观察到形状记忆效应的极端例子。然而，它还没有被命名，也没有引起功能应用的注意。1964年，布勒等人发现镍钛合金具有优异的形状记忆性能，并研制出一种实用的镍钛合金。命名和开发。自20世纪70年代以来，NiTi基形

16、状记忆合金、CuAlNi基和CuZnAl基形状记忆合金得到了发展。在20世纪80年代，FeNiCoTi基和FeMnSi基形状记忆合金得到了发展。到目前为止，已有10多个系列50多个品种。这些形状记忆合金广泛应用于航空、航天、汽车、能源、电子、家用电器、机械、医疗和建筑行业。除了合金，形状记忆也存在于一些非金属材料中，如聚合物和陶瓷。根据分类，形状记忆效应的可恢复变形约为68%，最高可达10%以上。如果变形太大，就不能完全恢复。因此，它可分为：(1)单向形状记忆效应(2)双向形状记忆效应(3)全向形状记忆效应，单向形状记忆效应：材料在高温下制成一定形状，在低温下任意变形，加热时在高温下恢复。双向

17、形状记忆效应：也称为可逆形状记忆效应，材料在加热时恢复其高温相形状，在冷却时恢复其低温相形状，即通过温度的上升和下降，材料自发可逆地恢复其高低温相形状。图4-2是单向(a)和双向(b)的形状记忆效应，图4-2(a)是单向形状记忆效应的示意图。在T1温度下弯曲后，金属棒在加热到T2的过程中会自动恢复成直棒，但在随后的冷却和再加热过程中，棒的形状不会改变。图4-2(b)是双向形状记忆效应的示意图。金属棒在T1处弯曲后，在加热到T2的过程中会自动回复成直棒，在再次冷却到T1的过程中会自动再次弯曲。反复加热和冷却可以再次弯曲和拉直。然而，双向形状记忆效应往往是不完全的，随着循环的继续，记忆效应将逐渐消失。全程形状记忆效应：材料加热时，恢复高温相形状，冷却时，转变为形状和形状相同的高温相形