CRYSTALLOGRAPHY OF MARTENSITIC TRANSFORMATION IN A Cu-26Zn-4Al SHAPE MEMORY ALLOY Ⅰ. Experimental and Phenomenological Theory

本文以马氏体相变晶体学表象理论讨论了Cu-26Zn-4Al形状记忆合金马氏体相变的晶体学性质,采用B_2(CsCl)结构→非规则9R单斜晶胞的应变矩阵,用计算机求得该合金马氏体相变的晶体学结果。该合金马氏体惯析面为(1,7.71,9.32),与实验测得的惯析面(1,7,8)相差1.6°,两者吻合较好。     

马氏体相变晶体学概述(一)

阐明马氏体相变的惯习面、位向关系和亚结构等晶体学特征是马氏体相变研究的重要内容之一。金属材料马氏体相变的位向关系有K-S关系、N(或N-W)关系,G-T关系和Burgers关系等,相应的经典切变模型为K-S模型、N模型、G-T模型和Burgers模型。但这些模型均不能解释相变的表面浮凸和惯习面问题。以不变平面应变为基础的马氏体相变晶体学表象理论,即P1=RBP或P1P2=RB,能成功预测许多马氏体相变的晶体学特征。其不变线S的获得和求取是表象理论的关键,通过S的逆分解可以求解相变的惯习面和位向关系,结果与实验测定值相吻合。然而,应用上述理论求解板条马氏体和(225)f马氏体的晶体学特征的努力并不成功。近二三十年来,发展了晶体学理论的双点阵不变切变模型,F=RPS2S1。由此出发,能够说明板条马氏体和(225)f马氏体的晶体学特征。此外,简单介绍张文征等学者的一些马氏体相变晶体学方面的研究成果。     

NiTi合金B2-B19′马氏体相变晶体学的拓扑模拟研究

运用拓扑模型研究了等原子比NiTi合金B2-B19'马氏体相变晶体学,根据最优扭转角(wo)准则计算得到wo=-0.969°,并获得了马氏体惯习面指数及母相-马氏体相界面位错结构特征,计算结果与实验测量值非常接近。NiTi合金马氏体相变所产生的相变应变包含一个平行于惯习面的剪切应变和一个垂直于惯习面的轴向应变,轴向应变量表示B2-B19'相变所引起的宏观体积变化为εHP33=6.6879×10-3,表明NiTi合金的负热膨胀现象来源于合金中马氏体相变所产生的相变应变。     

马氏体转变(八)

4马氏体相变晶体学马氏体相变晶体学的研究和转变机制的提出可以追溯到上世纪三十年代,人们一直在重视这方面的研究,具有划时代意义的是晶体学表象(或唯象)理论的提出。尽管它至今还不能用于预测和计算板条马氏体和(225)γ马氏体—晶体学特征。马氏体相变的晶体学的研究会提供马氏体发生相变时晶体结构的变化过程,从而对揭示相变的物     

马氏体转变(十一)

4.3马氏体转变晶体学表象理论计算示例[10,17,41]应用BM方法,对Fe-31wt%Ni合金fcc→bcc马氏体相变进行计算。4.3.1已知条件(1)按Breedis和Waymann在1962年测定该合金奥氏体f和马氏体b在室温的点阵常数为:     

Cu-26Zn-4Al形状记忆合金马氏体相变晶体学 Ⅱ.群论的应用

本文试图用群论的理论分析,探讨Cu-Zn-Al合金马氏体相变的晶体学性质:由群的表示理论找得诱导该合金B_2结构母相β→非规则9R马氏体的不可约表示;由群论讨论该合金马氏体相变具有24个变态的可能性,找出由组态组成的自协调组织的对称性群D_2h,揭示了变态间的对称联系和分布规律。     

CRYSTALLOGRAPHY OF MARTENSITIC TRANSFORMATION IN A Cu-26Zn-4Al SHAPE MEMORY ALLOY Ⅱ. Application of Group Theory

本文试图用群论的理论分析,探讨Cu-Zn-Al合金马氏体相变的晶体学性质:由群的表示理论找得诱导该合金B_2结构母相β→非规则9R马氏体的不可约表示;由群论讨论该合金马氏体相变具有24个变态的可能性,找出由组态组成的自协调组织的对称性群D_2h,揭示了变态间的对称联系和分布规律。     

马氏体相变的晶体学特征—不变平面应变

自20世纪20年代以来,基于马氏体相变产生的浮凸和在母相中预先刻制的直线变成在相界面上连续的折线,提出了以切变为基础的马氏体相变的晶体学特征—"不变平面应变"的概念。随后,以该概念为基础建立了马氏体相变晶体学表象理论(PTMC)。然而,刘宗昌等基于相同的实验,即马氏体相变后的直线刻痕仍为直线和浮凸形态为帐篷形,分别在2010年和2013年《热处理》杂志上发表文章,否定马氏体相变的"切变"机制进而否定马氏体相变的"不变平面应变"。如所周知,否定马氏体相变的"切变机制"就是否定"不变平面应变",因此刘宗昌等于2013年发表的文章彰显出他们的轻率。本文作者已在3篇文章中列举用原子力显微镜和透射电镜观察的结果驳斥了他们的错误观点,至少可以说,他们没有理解我们文章中的实验和理论。为此,本文再次引用Yang和Wayman的透射电镜实验结果,即单变体马氏体使预存在的层错迹线(直线)变成折线,而自协调的多个马氏体可使迹线仍为直线;单变体马氏体的浮凸为N形,但多变体马氏体的浮凸可以是帐篷形或更为复杂的形态,由此可以说明刘宗昌等错误观点的原因。最近,本文作者及其合作者基于PTMC计算了Mn80Fe15Cu5热弹性合金马氏体相变的惯习面,并与实验结果相符,由此确认了"不变平面应变"是马氏体相变晶体学特征的正确性。     

COMPUTER SIMULATION FOR TRANSFORMATION FROM CUBIC PHASE TO TETRAGONAL ORTHORHOMBIC AND MONOCLINIC MARTENSITE Ⅱ. Orthorhombic as Martensite in Ti Alloys

依据作者在文献[1]提出的公式和计算机模拟方法,研究了Ti-Mo,Ti-Nb,Ti-Mo-Si,Ti-V-Al和Ti-6246等10种二元、三元和实用Ti合金的β→α″马氏体相变的晶体学特征。理论计算结果表明;所研究的各种Ti合金的β→α″相变切变量在0.03070—0.09551之间,马氏体亚结构由内孪晶构成,大部分合金的α″马氏体内孪晶比值在1—4之间,部分合金β→α″相变的体积变化小于0.01.从晶体学上说,这些特征与热弹性马氏体相变类似。     

立方相向正方、斜方和单斜马氏体转变的计算机模拟 Ⅱ.具有斜方结构的钛合金α″马氏体

依据作者在文献[1]提出的公式和计算机模拟方法,研究了Ti-Mo,Ti-Nb,Ti-Mo-Si,Ti-V-Al和Ti-6246等10种二元、三元和实用Ti合金的β→α″马氏体相变的晶体学特征。理论计算结果表明;所研究的各种Ti合金的β→α″相变切变量在0.03070—0.09551之间,马氏体亚结构由内孪晶构成,大部分合金的α″马氏体内孪晶比值在1—4之间,部分合金β→α″相变的体积变化小于0.01.从晶体学上说,这些特征与热弹性马氏体相变类似。     

用金相法研究马氏体的惯析面

本文提出了用双面金相法研究马氏体惯析面的二种方法。首先通过高温加热,在奥氏体中引入大量{111}_A 孪晶,淬火以后,使这种带有孪晶面的奥氏体转变为马氏体。通过测定孪晶面和板条马氏体的惯析面的截距,可计算出它们之间的夹角和马氏体惯析面的品面指数。从而确定40Cr钢马氏体的惯析面不可能是{111}_A而应该是{557}_A,这种方法实验误差小,费用低,简便,有一定的实用价值。     

蝶状马氏体形成机理的探讨

采用光学显微镜、扫描电镜和透射电镜研究了20Cr2Ni4、45CrNi、30CrMnSi钢中(1200℃进行固体渗碳20 h后淬火)蝶状马氏体的几种形貌。根据马氏体晶体学和相变力矩原理,提出了蝶状马氏体的形成机理,并用它对蝶状马氏体的特性进行了合理的解释;同时发现蝶状马氏体只发生在马氏体比容大、迁移激活能高而导致形核和核长大困难的合金里。当形核困难时,尤其是在压力场下,"伴生核"相变的形核功和核长大功较低,比"普通核"相变更容易发生。核长大功高的合金,当粗大的马氏体片因过高的应变能而停止长大时,可以通过两种方式继续相变:1)在粗马氏体片一侧,沿另一个惯习面长出分支;2)发生"伴生核"相变,在残留的奥氏体中形成蝶状马氏体。     

热处理和热循环对Ru-49Ta高温形状记忆合金马氏体相变行为的影响

用示差扫描热分析仪(DSC)、X射线衍射仪(XRD)和光学显微镜系统研究了热处理和热循环对Ru-49Ta高温形状记忆合金马氏体相变行为的影响。结果表明：Ru-49T8合金的Ms(马氏体相变开始温度)和Af(马氏体逆相变结束温度)分别为1065℃和1085℃，相变温度范围(Ms-Mf)为15℃，相变热滞和相变热比较小，分别为22℃和2J／g。热处理对Ru-49Ta合金马氏体相变行为影响不大，该合金的马氏体相稳定性良好，不存在时效效应，相变方式为孪生。热循环对Ru-49Ta合金马氏体相变温度和热滞影响不大，随热循环的进行，相变热有所减少。     

MnFeCu反铁磁形状记忆合金中FCC-FCT马氏体相变晶体学

反铁磁MnFeCu合金的形状记忆效应来自于FCC-FCT马氏体相变。相比于其他合金,MnFeCu合金体系的点阵畸变度较小。通过极小形变近似理论计算点阵不变形变为孪晶切变的FCC-FCT马氏体相变的相关晶体学参数,得到形式简单的解析解,与实验测量结果相吻合。比较ID近似理论计算结果与经典的WLR理论计算结果,可以发现前者是后者的高阶近似,在点阵畸变度较小的情况下,两者的精度几乎相同。由此可见,对于点阵畸变度较小的合金体系,应用ID近似理论预测相变晶体学极其便利,可以给出形式简单且精度较高的解析解。     

马氏体相变研究的进展和瞻望SCIEI

叙述马氏体相变研究的一些进展和瞻望,包括马氏体相变的定义,马氏体相变热力学,奥氏体状态对马氏体相变的影响,动力学,形核和长大,以及马氏体相变晶体学。     

TC21钛合金α′′马氏体中的反相畴界状结构(英文)

采用X射线衍射(XRD)和透射电子显微镜(TEM),研究TC21钛合金马氏体中亚结构的形貌和形成机理。结果显示,在960～1000°C温度范围内,TC21合金进行固溶淬火处理后会发生β→α′′马氏体相变。在板条状α′′马氏体内部发现有反相畴界状结构,并且该结构平行于α′′马氏体的(001)和(020)面。该结构被确定为马氏体相变过程中诱导产生的一种堆垛层错,它具有反相畴界的形貌特征,但并不是有序/无序相变过程中产生的反相畴界。在马氏体相变过程中,马氏体畴形核并且长大,畴与畴之间相互碰撞,最终导致反相畴界状结构的产生。     

马氏体转变(九)

4.2晶体学表象理论[2,5,10,17,41] 美国的Wechsler,Lieberman和Read[43]于1953年以及澳大利亚的Bowles和Mackenzie[42]于1954年分别独立提出马氏体相变的表象理论.研究对象是马氏体相变后马氏体与母相之间存在的晶体学关系:晶体点阵类型、点阵参数与相变惯习面、位向关系之间的联系.根据该理论,由母相和产物相的点阵参数,晶体结构能够对转变发生的惯习面和位向关系以及形状应变进行预测.现在对之相应称为W-L-R理论和B-M理论.尽管它们都应用矩阵代数进行数学处理,却有明显不同.但理论的本质上具有一致性.1955年,Christian对这两种理论作了比较,认为它们实质上具有等同性.以后又出现Bul-lough和Bilby (1956)以及Bilby和Frank(1960)的分析方法.但Wayman提出其方法的基本原理与上述两个理论相同.     

38Si2Mn2Mo钢等温下贝氏体的精细结构和晶体学特征

应用透射电镜研究了38Si2Mn2Mo实验用钢320℃等温处理后的下贝氏作组织的晶体学和精细结构．贝氏体含有中脊线、相变单元、残余奥氏体及ε碳化物,贝氏体及奥氏体内存在大量位错．电子衍射和晶体学测量表明下贝氏体惯习面为｛11,7,15｝f型,贝氏体与奥氏体的取向关系为G—T关系．相邻贝氏体板条绕公共面法线＜110＞相对旋转54．7°或60°,形成板条间的不同取向关系,包括近似的｛112｝b孪晶关系．下贝氏体的晶体学位向关系和惯习面分别与板条马氏体的相同或相近,且与由马氏体晶体学表象理论预测的基本一致,说明下贝氏体相交具有马氏体相变的特征．     

(Y,Mg)-PSZ陶瓷马氏体相变SCIEI

用透射电镜定位观察了(Y,Mg)-PSZ陶瓷马氏体相变的动态过程。在四方氧化锆互相顶撞的应力作用下,先产生一组马氏体亚结构,由于弛豫弹性应变再诱发另一组亚结构,二者形成(100)孪晶。同时,对马氏体相变过程作了晶体学研究。     

材料的相变研究及其应用

Fe-C和Fe-X-C合金马氏体相变热力学的研究成果使结构钢的Ms温度能以热力学预测。建立铜基合金及Fe-Mn-Si基合金马氏体相变热力学，为铜基和铁基形状记忆合金的成分和工艺设计提供基础。提出含ZrO2陶瓷Ms温度的热力学计算方法，以及其母相晶粒大小影响Ms的正确表达式，对陶瓷的生产和工业应用都具有意义。修正马氏体变温相变动力学方程，显示低碳钢中影响碳扩散系数的合金元素影响残余奥氏体量，这有利于低碳马氏体组织钢的开发。GCr15轴承钢中残余奥氏体→马氏体的等温动力谠研究提高钢件的尺寸稳定性达34％。对Ni-Ti,Cu-Zn-Al,Fe-Mn-Si基合金及ZrO2陶瓷中马氏体相变及其逆相变特征的研究，揭示不同形状记忆材料中，影响形状记忆效应（SME）的一些重要因素，并由此获得改善SME的途径，有利于这些材料的开发应用。对Fe-C、钢、Cu-Zn,Cu-Al,Cu-Zn-Al及Ag-Cd合金贝氏体相变的热力学研究，观察到生长台阶，母相强化对相变影响的研究以及内耗测量结果，均显示贝氏体相变属扩散型机制。Cu-Zn-Al中加入贝氏体相变，并与其出现脆性有关。三元合金spinodal分解判据的建立，对借spinodal分解呈现高阻尼或高强度合金的开发可能具有价值。群论在相变晶体学成功地获得应用。由群论导出呈现晶体学可逆性的条件为形成单变体马氏体。应用孤粒子相变的形核－长大模型初见成效。随着功能材料的发展，二级相变理论在材料工程中将得到应用。纳米金属和合金常显示与大块晶体异常的晶体结构。初步揭示纳米材料在马氏体相变和扩散型相变中的一些特征：如高温相的稳定化，不同纳米度和不同制备方法呈现不同的相变产物，晶界偏聚引起脱溶临界温度的降低，以及过渡相的消失等。纳米材料的相变及其对性能的影响是纳米材料开发、应用的一项基础工作，值得重视。