Shape memory materials

1　ＩＮＴＲＯＤＵＣＴＩＯＮＳｈａｐｅｍｅｍｏｒｙｍａｔｅｒｉａｌｓａｒｅｒｅｃｏｇｎｉｚｅｄａｓｑｕｉｔｅｆａｓｃｉｎａｔｉｎｇｍａｔｅｒｉａｌｓａｎｄａｒｅｎｏｗｂｅｉｎｇ ｐｒａｃｔｉｃａｌｌｙｕｓｅｄａｓｆｕｎｃｔｉｏｎａｌｍａｔｅｒｉａｌｓｆｏｒｐｉｐｅｃｏｕｐｌｉｎｇｓ ,ａｎｔｅｎ ｎａｅｆｏｒｃｅｌｌｕｌａｒｐｈｏｎｅｓ,ｖａｒｉｏｕｓａｃｔｕａｔｏｒｓａｎｄｍｅｄｉｃａｌｉｍｐｌａｎｔｓａｎｄｇｕｉｄｅｗｉｒｅｓ .Ｔｈｅｙ ｐｏｓｓｅｓｓｐｏｔｅｎｔｉａｌｉｔｙｆｏｒａｐｐｌｉｃａｔ…     

金相检验与相变研究及应用

概述金相技术的进展及其对相变研究的重要意义。作为例子,对由金相发现或确认的低碳马氏体与条间残余奥氏体、热弹性马氏体,和淬火轴承钢中的等温马氏体、以及它们在材料工程的应用加以综述。     

Cu-Al合金贝氏体相变热力学

对x_(Al)=0.24合金贝氏体相变的两种机制的相变驱动力ΔG~(p_1→a’)及ΔG~(β_1→β_2~(+a))进行了热力学计算,结果表明,在贝氏体相变温度范围680—750K内,ΔG~(β_1→α’)>0,这说明贝氏体相变的开始不可能按β_1→α’的切变型机制进行,在700K只产生5%的α时,α的成分至少降到x_(Al)~α=0.204,才能使ΔG~(β_1→β_2~(+α))<0,而在750K,则至少需满足x_(Al)~α≤0.209,才有ΔG~(β_1→β_2~(+α))<0,说明贝氏体相变须按β_1→β_2+α扩散型机制进行,且转变温度不同,所需扩散量也不同。     

THERMODYNAMICS(KRC MODEL)OF THE BAINITIC TRANSFORMATION IN Fe-C ALLOYS

以改进的KRC模型决定AG~(γ→α)的方法,计算了Fe-C合金贝氏体相变可能机制:γ→α+γ_1,γ→α+Fe_3C以及γ→α(浓度相同)和α′→α_B~″(贝氏体铁素体碳浓度)+Fe_3C的相变驱动力和长大(形核)驱动力.相变驱动力以γ→α+Fe_3C为最大,γ→α+γ_1次之,γ→α最小.由奥氏体转变成同成分铁素体(γ→α)的长大驱动力远小于γ→α+γ_1的长大驱动力.在贝氏体形成温度范围内,γ→α的驱动力远小于切变机制所需的驱动力.0.1—0.55wt,%C合金在B_s温度时γ→α+γ_1的相变驱动力仅约—45Jmol~(-1).0.8wt %C合金在贝氏体形成上限温度(823K)时γ→α的相变驱动力为137Jmol~(-1),而α→α+Fe_3C的相变驱动力为-527Jmol~(-1);两者相加,即在贝氏体铁素体析出渗碳体的情况下,相变总驱动力也仅有约-390Jmol~(-1).上述结果表明,贝氏体铁素体很难以切变机制形成和长大.     

奥氏体强化对马氏体和贝氏体相变的影响

研究了三个Fe-Ni-C合金及三个工业用钢的奥氏作强化对M_s及B_s温度的影响.M_s温度随着奥氏体屈服强度的增加而线性下降,而B_s温度和奥氏体强度之间无任何直接的关系,发现三个Fe-Ni-C合金的B_s温度与D_C~γ和D_(Fe)~γ成正比线性关系,求出这三个合金TTT图上鼻部温度的△G_V及D_(Fe)~γ,则它们的孕育期正比于Feder等的扩散型相变孕育期公式计算值,说明在鼻部温度时,贝氏体孕育期受化学自由能差及Fe原子扩散的控制.     

三元系调幅分解的热力学判据

从三元系自由能对成分的Taylor展开,导出三元调幅分解的热力学判据为G_(xx)(δ_x)~2+2G_(xy)δ_xδ_y+G_(yy)(δ_y)~2<0,据此引出调幅分解的各种条件:当G_(xx)<0,G_(xy)~2-G_(xx)G_(yy)<0,为不受成分起伏方向约束的不稳定分解,当G_(xx)<0,G_(xy)~2-G_(xx)G_(yy)>0以及G_(xx)>0,G_(xy)~2-G_(xx)G_(yy)>0或G_(xx)=0均为受成分起伏方向约束的不稳定分解,相应的成分起伏δ_x,δ_y需满足一定的条件。由此可以解释调幅分解过程中发生的成分转动现象.以Cu-Ni-Fe系为例根据以上三元调幅分解的判据由计算机计算不稳定分解区域的范围与文献报道的实验结果相符。     

Fe-Mn-Si形状记忆合金在不同热机械循环条件下γ→ε马氏体相变的电子显微镜分析

测定了Ｆｅ３３７（ｗｔ）％Ｍｎ５２２（ｗｔ）％Ｓｉ形状记忆合金在不同变量和不同回复温度的热机械循环（简称“训练”）条件下的形状记忆效应（ＳＭＥ）。通过电子显微分析观察到应力诱发马氏体均为薄片层组织。在应变量过大或回复不充分的训练过程中，位错的增殖会破坏这种片层组织并影响晶体学的可逆性，同时使形状记忆效应恶化。     

Al-Cu纳米薄膜时效处理后沉淀相显微组织的TEM表征

传统块体Al-Cu合金过饱和固溶体在进行适当工艺条件下的时效处理时，将会出现过饱和固溶体→G．P．（Ⅰ）区→G．P．（Ⅱ）区（或θ＂）→θ＇→稳定的θ相的沉淀序列。但最近的文献报道，纳米Al-Cu合金在退火过程中将不会析出中间亚稳相，稳定的θ（Al2Cu）相将直接从母相晶粒中析出，且主要分布在晶界或三叉晶界处。α（Al）为面向立方晶体（a=0．404nm），θ（Al2Cu）为复杂四方结构（a=0．607nm，c=0．487nm）。对于纳米Al-Cu晶体材料在固溶温度以下等温时效过程中析出的沉淀相微结构的研究尚未见文献报道。本文用透射电子显微镜（TEM）研究不同Cu含量的纳米Al-Cu合金薄膜材料经过时效处理后的沉淀相微结构。