Fe—Mn—Cr高碳四元合金马氏体相变热力学计算

选取三种热力学模型（规则溶液，ＬＦＧ，ＫＲＣ模型）计算了Ｆｅ－Ｍｎ－Ｃｒ高碳四元合金的马氏体相变驱动力和Ｍ温度，ＫＲＣ模型计算结果与实测值最为接近，ＬＦＧ模型计算结果和实验值相差较大。     

Ni—Ti—Nb宽滞后形状记忆合金的形变诱发马氏体相变及其可逆性

用透射电镜、高分辨电镜、不同温度下的拉伸试验以及电阻率－温度曲线测试研究了Ｎｉ－Ｔｉ－Ｎｂ合金形变诱发马氏体相变及其可逆性，分析了形变诱发马氏体的稳定性和可逆性与其变体界面结构之间的关系。结果表明，Ｎｉ－Ｔｉ－Ｎｂ合金在Ｍｓ－Ｍｓ＾σ温度区间加应力时发生应力诱发马氏体相变，而在Ｍｓ＾σ以上温度加应力时，发生应变诱发马氏体相变。形变对Ｎｉ－Ｔｉ－Ｎｂ合金的应力诱发马氏体界面结构有明显影响，随着拉伸变     

Co影响Ni-Mn-Ga合金马氏体相变的第一性原理分析

采用基于密度泛函理论的第一原理平面波赝势法,研究了掺杂Co元素对Ni-Mn-Ga磁性形状记忆合金的能态密度分布的影响规律,阐明了Co对马氏体相变作用机理.研究表明,随Co含量增加,更多的Co3d-Mn3d杂化取代了Ni3d-Mn3d杂化,使母相稳定性提高,马氏体相变温度降低.Co的加入对Ni-Mn-Ga-Co母相的自旋向上能态密度几乎没有影响,但明显改变自旋向下能态密度.     

Fe-Mn-Si形状记忆合金应力诱发马氏体相变的X射线分析

采用X射线衍射法对Fe-17Mn-5Si-10Cr-5Ni和Fe-17Mn-5Si-2Cr-2Ni-1V合金的应力诱发马氏体相变进行了定量的分析。研究结果表明，Fe-17Mn-5Si-10Cr-4Ni合金试样在室温下拉伸，当变形量约为6％时，应力诱发ε马氏体的体积分数达最大值约64％；在预变形量超过5％时，α‘马氏体即开始出现且增加迅速；揭示在大变形下，Fe-Mn-Si合金中发生了应力诱发γ→ε→α‘马氏体相变。Fe-17Mn-5Si-2Cr-2Ni-1V合金试样在室温拉伸时应力诱发ε马氏体量较Fe-17Mn-5Si-10Cr-4Ni合金更多，即使在预变形量超过10％时，也不出现α‘马氏体。预变形温度降低，可促进应力诱发马氏体相变。     

Cu-Al-Mn-Zn-Zr记忆合金的应力诱发马氏体相变及其逆转变

利用拉伸实验、电阻－温度曲线测量、X射线衍射、金相与透射电镜观察等方法研究了Cu-18.4Al-8.7Mn-3.4Zn-0.1Zr(原子分数，％）合金应力诱发马氏体的稳定性与可逆性。结果表明，顺Ms以上变形，实验合金发生应力诱发β1→M18R转变，但应力诱发马氏体转变很难进行完全。当变形量高达7．5％时，仍存在未发生应力诱发转变的母相。应力诱发马氏体的稳定性和可逆性与变形量大小有关，合金经大变形量变形后，即使在250℃油浴中回复，仍存在未发生逆变的应力诱发马氏体。在一定的变形条件下，经适量变形的应力诱发马氏体具有很高的可逆性和稳定性，实验合金在Ms以上10－50℃温度范围内变形6．5％－9．0％时，相变滞后宽度可达90℃以上，记忆应变＞3．5％。     

应力诱发马氏体相变滞后的研究

用Landau-Devonshire自由能理论可描述形状记忆合金伪弹性行为随温度变化的规律:温度上升,滞后环位置提高,滞后面积减小;到达临界温度T_c后,滞后全部消失。可是对CuZnAl单晶系统测定结果显示:滞后环位置随温度升高而升高,但滞后面积在一定温度范围内,却基本不变。对滞后环内变化规律的研究结果指出,滞后大小取决于应力诱发马氏体量的多少,马氏体量越多,则滞后面积越大。     

双相钢中马氏体相变热力学分析

本文根据双相钢中马氏体显微组织及相变特点,通过热力学分析,提出双相钢中马氏体相变驱动力及M_3点表达式。用膨胀仪实测了马氏体相变开始温度M_s及终了温度M_f,实测的M_s值与理论计算值符合较好。发现M_s和M_f值不仅与马氏体含碳量有关,而且随铁素体含量的增加而上升。     

β—Cu基合金马氏体相变热力学

提出对β-Cu基合金热弹性马氏体相变的热力学处理。计算了Cu-Zn,Cu-Al及Cu-Zn-Al合金马氏体相变驱动力,T_0温度及M_s温度,M_s的计算值与实验值符合很好。母相有序降低Cu-Zn和Cu-Zn-Al的M_s,但升高Cu-Al的M_s(T_0)。并简介了两种估算非化学自由能的方法。     

TiNbTaZr合金形变诱发马氏体的相变机制

用透射电子显微镜对不同轧制变形量的Ti-28 Nb-15Ta-4Zr合金进行观察分析.结果表明,该合金在轧制前为单相体心立方β相合金,在轧制变形过程中有形变诱发马氏体α"相形成,α"相为正交晶系,单胞参数a=0.3152 nm,b=0.4854 nm,c=0.4642 nm.β相与α"相的位向关系为[100]α"//[(-100)]β,[010]α"//[01(-1)]β,[001]α"//[0(-1)(-1)]β,(100)α"//((-1)00)β,(010)α"//(01(-1))β,(001)α"//(0 (-1)(-1))β.据此提出形变诱发马氏体α"相变是以(0 (-1)(-1))β为不变平面转变为(001)α",在((-1)00)β和(01(-1))β面上原子经过微小迁移转变成(010)α"和(100)α"的马氏体相变机制.     

预变形对Ni-Mn-Ga合金马氏体相变的影响

研究了形变对Ni-Mn-Ga合金马氏体相变及其组织形态的影响，并应用马氏体相变热力学和动力学探讨了适当塑性变形后马氏体相变滞后得以大幅度提高的微观本质。结果表明，随着应变量的增加，马氏体相变温度几乎保持不变，而其逆相变温度则迅速升高，塑性应变导致储存在界面处的弹性应变能的释放是塑性变形提高合金相变滞后的主导因素。     

Co40Ni33.5Al26.5合金马氏体相变、磁性与淬火温度的关系

Co-Ni-Al合金不仅可以作为铁磁性形状记忆合金,也是传统和高温形状记忆合金的候选材料,本文通过金相显微分析,DSC和VSM方法,研究了Co40Ni33.5Al26.5合金马氏体相变和Curie点随淬火温度变化的情况,结果发现该合金马氏体相变温度和Curie点与淬火温度成正比关系.马氏体相变的4种温度,即Ms、Mf、As和At基本平行变化,淬火温度每升高10℃,马氏体相变温度升高8～9℃,而Curie点升高6～7℃.其马氏体相变温度和Curie点随淬火温度的变化与基体相β的成分变化有关,β相中Al的含量随淬火温度升高而降低,因而马氏体相变温度和Curie点升高.并且发现随着淬火温度升高,Co40Ni33.5Al26.5合金马氏体相的磁晶各向异性有减弱的倾向.     

U-Nb形状记忆合金热弹性马氏体相变的相场模拟

U-Nb形状记忆合金具有优异的抗腐蚀性和力学性能,其中亚稳α?相的典型微观组织为多层级孪晶马氏体。利用相场法模拟α?相热弹性马氏体的形成过程。结果表明,在弹性应变能最小化的驱动下,获得了多种自协调马氏体组织,也发现了多种自协调模式。对比本研究模拟结果和文献中的实验结果,认为相变变形梯度矩阵的反对称性和界面兼容性显著影响变体结对和孪晶面。另外,基于变体重排过程,预测了相变态组织在变形初期的织构演化。     

近等原子比TiNi合金薄膜的组织及相变动态观察

采用磁控溅射法制备TiNi非晶薄膜。通过X射线衍射（XRD）、透射电子显微镜（TEn）等方法研究了TiNi合．金薄膜的组织形貌、电子衍射花样，并对其相变过程进行了动态观察。结果表明：态薄膜为非晶态，对其在515℃进行1h的晶化处理后，薄膜中析出了TiNi3相；晶化处理后的TiNi合金薄膜加热到100℃时，薄膜中R相和马氏体相以切变方式完全转变为奥氏体；当冷却至室温时，是以R相、马氏体相以及少量的奥氏体相存在。其加热过程中的相劐顶序为：马氏体相→R相→奥氏体相。冷却过程中的相变顺序为：奥氏体相→R相→马氏体相。     

淬火温度对Co40.5Ni34Al25.5合金相变和磁性的影响

用金相显微分析、DSC和VSM方法研究了Co40.5Ni34Al25.5合金马氏体相变和Curie点随淬火温度的变化,通过三点弯曲试验研究其形状记忆效果.结果发现该合金马氏体相变温度和Curie点与淬火温度成正比关系.马氏体相变的4种温度,即Ms,Mf,As和Af基本平行变化,淬火温度每升高10℃,马氏体相变温度和Curie点升高8℃～9℃.β相中Al的含量随淬火温度升高而降低,因而使马氏体相变温度和Curie点升高.1320℃淬火的Co40.5Ni34Al25.5合金的弯曲强度约为450 MPa,弯曲试验表明Co40.5Ni34Al25.5合金有双向形状记忆特性.     

Ni48Mn33Ga19合金的马氏体相变和磁性形状记忆效应

铁磁性Heusler型合金Ni2MnGa是近年来开发的新型磁控制功能材料，但其马氏体相变温度通常远远低于室温，不利于实际应用。本文研究了多晶Ni48Mn33Ga19合金的马氏体相变特征，发现该合金的马氏体相变温度已提高到室温以上。在室温下，分别测量了不同条件下制备的试样的磁场诱发应变，提出了增大材料磁致应变的有效方法。     

磁性形状记忆合金Ni54Mn21Ga24.75Sm0.25的马氏体相变研究

本文通过内耗和交流磁化率,研究了多晶合金Ni54Mn21Ga25的马氏体相变特征,分析了稀土元素Sm对合金中间马氏体相变影响。研究结果表明,添加Sm使合金Ni54Mn21Ga24的马氏体相变温度提高到室温以上,并且降低了合金的温度滞后,在低磁场下Sm对合金磁感生应变影响不大。     

Ti-50.8Ni合金的相变、形状记忆和超弹性特性

用热重分析仪、X射线衍射仪、光学显微镜、示差扫描热分析仪和拉伸试验研究了Ti-50.8Ni形状记忆合金的组织、相变、形状记忆效应(SME)和超弹性(SE)特性。结果表明,Ti-50.8Ni合金在600℃以下退火后组织呈纤维状,在该温度以上退火后组织呈等轴状。加热温度超过600℃后合金氧化加剧。随退火温度Ta升高,合金冷却/加热过程中的相变类型由A→R→M/M→R→A型向A→R→M/M→A型再向A→R/R→A型转变(A—奥氏体,R—R相,M—马氏体),合金的M相变温度升高,R相变温度降低,M相变热滞降低,合金室温特性由SME+SE向SE转变。形变温度Td<20℃时,合金弹簧呈SME+SE,Td>30℃时,合金弹簧呈SE。随Td升高,合金弹簧的应力诱发M应力升高。     

Mechanically-induced martensite transformation of NiTiFe shape memory alloy subjected to plane strain compression

Based on the channel die compression, NiTiFe shape memory alloy (SMA) was subjected to plane strain compression. Mechanically-induced martensite transformation, nanocrystalline and amorphous phase can be observed in the case of large plastic strain. Mechanically-induced martensite transformation is obviously different from the conventional stress-induced martensite transformation. The former generally occurs after dislocation slip, whereas the latter arises prior to dislocation slip. The occurrence of B19’ martensite phase contributes to accommodating subsequent plastic deformation of NiTiFe SMA. Mechanically-induced B19’ martensite is partially stabilized due to the existence of local high stress field and consequently it is unable to be reverted to B2 austenite phase during unloading.     

Co、Pd掺杂对NiTiNb记忆合金相变影响的第一原理研究

基于第一原理计算方法,通过比较Co、Pd合金化前、后NiTiNb合金能态、电子、态密度等微观结构变化,表征和评判了Co、Pd掺杂对NiTiNb合金相变的影响,结果表明：Co元素在NiTi和NiTi(Nb)相取代Ni位的结合能和形成焓小于其取代Ti位,表明Co元素将以取代Ni位形式固溶,Mulliken布居和电子密度计算显示,Co固溶后将与最近邻Ti原子形成强键作用,导致Co周围Ti原子活性降低,Ni/Ti原子比升高,所以Co合金化后NiTiNb合金Ms反而降低。对于Pd元素,虽然其取代Ti位的形成焓略小于取代Ni位,但NiTi(Pd→Ni)和NiTi(Nb)(Pd→Ni)的结合能均小于Pd取代Ti位,同时Pd→Ni位后固溶相的Fermi能级处电子数减少,Pd成键峰峰值更高、峰型更集中,所以Pd以置换Ni位更稳定,Ni/Ti原子比降低,NiTiNb合金Ms升高