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系统铜合金的形状记忆效应

Ph.D.Ph.D。乔?ica Bezjak a教授的工作带来积极影响的Primorska、PEF、斯洛文尼亚
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文摘

直到现在,形状记忆效应被发现在铜、镍、金、Ag)、Nb和Fe-based合金。其中,最大的实际可用性有铜和镍基合金,但后者有更好的机械性能(硬度更高,更好的可变形性,以及温度和耐腐蚀性)。两个新的基于Cu-Zn-Al合金的化学成分被选为了分析相变,形状记忆行为。合金的化学成分都是相对封闭的,选择以这样一种方式,他们的马氏体转变温度高于室温。女士变形的影响及热处理对合金进行了分析。马氏体转变温度可以通过不同的方法来衡量。x射线法和电阻率测量在升高的温度下在文献引用最频繁。在目前的工作中,膨胀法(迪勒)用作检测的一种新方法马氏体转变到-100°C。透射电镜(TEM)和光学显微镜与加热表(HT / LM)被使用来解释和确认温度马氏体开始(Ms),马氏体(Mf),完成奥氏体开始()和奥氏体结束(Af)由迪勒。

关键字
形状记忆合金,马氏体传送格式

介绍
一个术语形状记忆?表明,某些类型的合金吗?还记得吗?自身形式的变形之前,他们有能力回报如果加热高于临界温度特征。形状记忆效应是自1932年首次发现于Au-Cd-based合金。后来这种效应在许多合金系统。技术最重要的是Cu-Zn-Al, Cu-Zn-Ni Ni-Ti。最近,这些合金系统非常有吸引力。主要原因这么大的兴趣是他们出色的机械性能,特别是pseudoelasticity和形状记忆效应。在不同的合金,马氏体转变可以陪同,单向(不可逆),或双向形状记忆效应和pseudoelasticity(可逆)。
合金,具有pseudoelasticity和形状记忆效应与一个狭窄的可逆马氏体转变温度滞后(5 - 30°C)。自然,可逆的热弹性马氏体的转变。热弹性力学的特点是弹性应变能的数量,这是存储在一个β(?)相转变成马氏体阶段。反之亦然,逆转转化过程中能量的释放。因此,马氏体转变中可以找到所有的合金系统基于铜、Ag)、金、钛和铁,有高温?步。形状记忆效应是观察在快速冷却(淬火)?步从高到室温。高温?规律具有体心立方结构形成有序的马氏体转变开始之前。因此,形成马氏体继承?远程的顺序主要?步。图1显示了示意图在形状记忆合金马氏体转变课程。
如果合金马氏体结构加载和连续elasto-plastically变形后的结构保持永久变形卸载。在加热的情况下这上面合金奥氏体形成的温度(Af)马氏体结构和变形消失。原始的未变形的形状是重新建立。这两个参数的影响;例如:温度和形状记忆合金变形是图2所示。曲线右上角显示了一个变形的合金在室温下与马氏体结构。曲线左下角显示了合金,这是畸形的略高于Af温度时,合金奥氏体区域。
在许多合金系统中,马氏体转变有通过可逆(双向)或不可逆形状记忆效应和pseudoelasticity(单向的)。

二世。PSEUDOELASTICITY
术语pseudoelasticity意味着橡胶材料的行为。材料的可逆地改变自己的形式与小压力变化在装卸,分别。
在应力σ= Rt强烈变形发生。这种效应类似于单向的形状记忆效应,因为它将显示。变形被返回?准?弹性卸载后(图3)。这种效应是在连接与压力滞后- ?σh。高于Rt强烈变形发生在加载。这个变形丢失和材料返回其原始形式卸货后已经在稍低应力σ= Rt - ?σ(Af < T3 < Md)。
转换β→α诱导的压力。晶体剪切可能性的选择是按照主剪应力方向造成的主要外部负载,就像在单向的形状记忆效应。但趋势逆转转换α→β在这里强相比,单向的形状记忆效应。温度的合金表现pseudoelastically地区从房颤。
答:单向的形状记忆效应
材料是伪可塑性变形在Rt < Rp如果展品单向的形状记忆效应。如果上面材料随后加热温度开始改变成原来的形式,它在未变形的状态(图4)。
b .双向形状记忆效应
双向形状记忆效应引起的温度。如果温度改变形状改变。获得的最大变形总是比它小一点是由单向形状记忆效应引起的。变形过程几乎是不连续的温度在一个小地区的磁滞? Th低于100 K(图5)。在加热期间,作为与房颤发生强烈的形状变换(变形)但必须强烈?训练过?,以前。女士之间的物质变换成自己的原始形状和Mf冷却到室温(好< T1 < Mf <女士)。在训练的双向形状记忆效应是可能的特殊材料循环变形和过热,使只获得一个可能的马氏体变体在奥氏体转变成马氏体。
单程形状记忆效应的特征是变形恢复与房颤。但是,加热温度变形是完全可逆的合金具有双向形状记忆效应。

三世。实验
我们的调查两Cu-Zn-Al被选中,从三元合金系统。他们的化学成分表1中给出。工业纯铜、锌和铝融化在中频感应炉加热的石墨坩埚。准备合金被扔在一个平坦的20毫米厚,长60毫米金属模具。均化退火的铸钢锭进行24小时的750 0 c。之后,冷热轧制的锭。热轧跑到10毫米的厚度在850 0 c的初始温度。最后的8毫米厚与冷轧公寓被获得。冷轧样本然后仍然再结晶退火6500 c 0.5小时。
锌、铝和铜的分布是由电子探针(电子探针)。分布在某些阶段估计单个元素的点和线剖面分析。对于合金、x射线相分析。x射线衍射模式的基础上,确定了各个阶段的合金由ASTM地图的帮助。膨胀(迪勒)调查和示差热分析(DTA)是由巴尔(德国)装置。图6显示了我们的调查样本从冷轧8毫米厚的钢板。
变形影响中形成的样本与退火消除在750 0 c一小时缓慢加热/冷却速率的20 c /分钟。样本然后在高频炉在不同的温度下退火;例如:650、700、750、800、830和1100°C。样本在这些温度下等温退火30分钟,然后快速冷却到室温。升温速率是2-50C /分钟。(120 - 300 0 c / h)。被Pt-PtRh 10热电偶测量温度。调查与HT / LM与标准样品进行了尺寸(见图7)。这些样本也发现从卷板和退火作为迪勒和DTA调查样本。
调查与Leitz则执行(德国)光学显微镜放大100 ?。样本由标准金相程序之前的调查。热处理;淬火进行了系列和等温退火温度地区一批炉形式500 - 750 0 c(在步骤50 0 c) 20分钟。维氏硬度的表面抛光的样品也是衡量(每2至5压痕)。
微观结构的变化蚀刻LM和透射电镜观察样品。为蚀刻剂水溶液的摘要和3% -h202使用(20毫升的水,20毫升摘要和20毫升-h202 3%)
首先,TEM调查,小板是由金刚石锯。从这些小板的厚度0.12到0.15μm然后剪小磁盘,最后变薄了Tenupol装置。(图8)。薄的铜- Zn-Al合金进行样本CrO3、饱和H3PO4和200毫升的水。减少样本然后rinsert H2O C2H5OH。清洁样本保存在石蜡油防止表面氧化。在显微镜样本在petrol-ether清洗。

四、结果与讨论
很明显从图9(平衡合金的微结构A1)基本共析安排富含铝和锌。相用小得多的锌含量也能注意到。x射线光谱相同的合金在淬火状态给出图10所示。它可以注意到,合金元素的分布非常均匀。

诉的结论
两个形状记忆合金Cu-Zn-Al合金系统选择和制造。马氏体转变温度高于室温。形成这种类型的合金是非常困难的因为锌的蒸发。烧坏的锌是大约1.5%为A1和A2为0.7%。因此,合金A2转变温度低于室温。
退火和均化750 0 c减少显微偏析凝固过程中形成的。
结果被LM证实了电子探针和x射线相分析。结果符合文献数据(6、8)。一些问题出现在电子探针,因为大量的吸收K - ?铜和锌的基地。错误引起的吸收x射线和原子序数样品和标准之间的差异被纠正。按照线与点分析结果分析与平衡两种合金微观结构的显微结构的组件。
温度测量阶段转换的不同的方法。调查与加热表可以直接测定马氏体转变温度。在这个样品表面的温度变化可以注意到由于马氏体的形成针和救援形成。仔细观察样品表面的冷却使我们能够确定温度女士马氏体层数目开始形成。在随后的样品的加热温度Af决心马氏体消失和高温β-phase出现(开始形成)。这个温度阶段转换的直接证据证实温度女士,Mf,和Af获得迪勒和DTA(见表3)。
迪勒方法被选中,因为它使来确定转换温度下降到-100 0 c。先决条件的可重复性,我们调查的结果是一个适当的热处理(均化)的合金,不过快升温速率转换阶段(2 - 3 0 c /分钟。max)。

表乍一看
表的图标 表的图标
表1 表2

数据乍一看
图1 图2 图3 图4 图5
图1 图2 图3 图4 图5


图6 图7 图8 图9 图10
图6 图7 图8 图9 图10

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