热弹性马氏体相变弛豫特性的研究

叶冠群, 宫晨利, 朱成忠

(合肥工业大学材料科学与工程学院,安徽合肥 230009)

热弹性马氏体相变弛豫特性的研究

叶冠群, 宫晨利, 朱成忠

(合肥工业大学材料科学与工程学院,安徽合肥 230009)

文章研究了Cu-A l-N i-Mn-Ti合金热弹性马氏体相变的弛豫特性。实验结果表明,母相的本征内耗随振动频率的降低而衰减,在某一临界频率下出现内耗峰。随着等温测量温度的降低,内耗峰的峰高增加,峰位降低,这说明马氏体相变前母相内部已经发生了预相变,该弛豫应归结为滞弹性弛豫。当升温速率为0.25～3.80℃/m in时,滞弹性弛豫时间为4.005～0.372 s,并且快速衰减至一个平衡值。

铜基形状记忆合金;热弹性马氏体相变;滞弹性弛豫;弛豫时间

铜基形状记忆合金是继Ni-Ti合金之后又一实用合金,作为一种重要的记忆功能材料在工程中已经得到了广泛应用[1,2]。铜基形状记忆合金可在空气中熔炼,制备成本低,有良好的冶金性能和冷热加工性能。该合金在热弹性马氏体相变过程中会产生一些特殊的力学和物理性能,如高阻尼性、超弹性、相变伪弹性,以及高的导热性、导电性和耐蚀性[3-5]。通过添加某些合金元素或进行适当的热处理,其相变温度可在相当宽的范围内(-150～300℃)调节,所以铜基形状记忆合金特别适合用于制造低温或高温控制和驱动元件、敏感保护元件,在铜基形状记忆合金中最具实用价值的是Cu-Zn-A 1和Cu-A 1-Ni2个系列。Cu-A l-Ni系列经过适当合金化可以克服塑性低、晶粒粗大、抗疲劳性差等缺点,提高其使用性能。

本文借助多功能力学弛豫谱仪对铜基形状记忆合金的相变弛豫特性进行研究。有关铜基形状记忆合金中热弹性马氏体预相变以及与之相关的相变弛豫参数的实验研究还处于初级阶段,对其深入研究不仅可以揭示马氏体相变前母相内部结构的细微变化和相变的遗传问题,而且还可以揭示相变弛豫参数随外界变量的变化,这对该类合金的理论研究及应用具有重要意义。

1 实验材料及方法

多晶Cu-12A l-5Ni-1.6M n-1Ti形状记忆合金采用中频感应熔炼,轧制后切割成 1 mm×4mm×70 mm内耗实验样品,在氩气或氮气炉中加热至850℃,保温60m in水淬。TEM、XRD和EDXS表征结果证实,淬火时发生M 18R1型马氏体相变,属于长周期单斜结构,内部亚结构为高密度堆垛层错[6-9]。

内耗实验在多功能弛豫谱仪上进行。测量原理是由数字信号发生器产生正弦电压给激励线圈,产生交变磁场作用在竖扭摆上的永久磁铁,在样品上产生扭矩,样品扭转角位移通过光电接收器测量,经计算机处理计算出动态响应函数。实验采用强迫振动模式。

2 实验结果及分析

将样品加热至100℃保温30 min,使合金完全处于母相状态,在组织结构完全稳定后,以1.0℃/min的速度缓慢降至预先设定的测量温度,在该温度下测量内耗和相对动力学模量随振动频率的变化。

Cu-A l-Ni-M n-Ti合金母相内耗等温频率谱如图1所示。

图1 内耗等温频率谱

由图1可知,母相本征内耗(即基体内耗)随振动频率的降低而逐渐衰减,但在较低频率时均出现一个内耗峰,随着测量温度的降低,峰高增加,峰位降低,出现明显的频移现象。由于测量温度均在Ms点之上,合金处于母相状态,从而证明了在马氏体相变之前母相内部就已经出现微观结构上的变化。

合金升温逆马氏体相变的内耗和相对动力学模量(RDM)的温度曲线如图2所示。测量步骤是将样品加热到100℃保温30 min,然后缓慢降温至48℃,在该温度保温30 min后升温测量,升温速率为2.5℃/min。由于合金降温至48℃时仅生成极少量的马氏体,马氏体片之间的距离较远,可以忽略马氏体片间弹性应力场的相互耦合,从而使测量精度大大提高。

图2 相变内耗温度谱

由图2看出,当测量频率高于0.045 H z时,仅有一个相变内耗峰,它基本对应于模量最小值;当频率低于0.045 Hz时,随着频率的降低,内耗峰逐渐向高温方向移动,并且当频率足够低时,内耗峰最大值与模量曲线的拐点相对应。事实上,该相变内耗峰是由2个不同的内耗峰相互叠加而成,其中对应于模量最小值的内耗峰和相变模量软化有关,而对应于模量曲线拐点的内耗峰起因于相转变的体积变化[5]。

热弹性马氏体主要由变温形成,在等温状态下几乎不可能发生,因此研究马氏体相变内耗随测量频率的变化,要首先测量温度谱,再由温度谱转换成频率谱。

对图2中的内耗温度谱进行Gauss-Lorentz函数拟合,扣除母相和马氏体相内耗背底后,内耗峰峰值和对数频率的关系如图3所示。当频率小于0.045 Hz时,内耗峰峰值和频率成反比,表明在低频下这部分内耗满足Delorme-Belko内耗模型;当频率大于0.045 H z时,内耗峰峰值呈对称分布,虚线为拟合曲线,这部分内耗无法用 Delorme-Belko模型解释。

由图3拟合曲线得出升温速率为2.5℃/m in条件下,内耗半峰宽 Δlgωτ=1.367,相变弛豫时间τ=0.532 s,与 Debye滞弹性弛豫的半峰宽Δlgωτ=1.144相比,内耗半峰宽稍微增加,因此可以认为相变模量软化引起的弛豫属于滞弹性弛豫,但是内耗峰的宽化说明热弹性马氏体相变弛豫时间并非是常数,而是一个函数,原因是不同马氏体变体的形核位置、晶体学取向以及形核功有所不同。

图3 相变内耗频率谱

从48℃开始升温测量的逆马氏体相变的内耗和相对动力学模量(RDM)随温度的变化曲线如图4所示,升温速率为0.75℃/m in,当升温速率较低时2个内耗峰和模量曲线的对应关系更加明显。同样可以将该温度谱转换为频率谱并计算出升温速率为0.75℃/min时的内耗半峰宽Δlgωτ=1.735和相变弛豫时间τ=1.592 s。

合金在不同升温速率下测量的相变弛豫时间变化曲线如图5所示。为了保证数据可靠性,同一升温速率下进行多次实验。随着升温速率的增大,相变弛豫时间开始快速衰减,然后逐渐趋于平缓,最后接近一个平衡值。当升温速率从0.25℃/min升到 3.8 ℃/min时,弛豫时间从4.005 s缩短至0.372 s。相变弛豫时间随升温速率的衰减特性可以解释为:随着升温速率的增加,合金的过热度增大,相变驱动力增大,从而使马氏体形核时间减小。当升温速率较小时,随着升温速率的增大,有效相变驱动力增大,弛豫时间衰减得快,这一现象在升温速率小于2℃/min时尤为明显;当升温速率较大时,随着升温速率的增加,相变温度向高温移动,有效相变驱动力并非线性增加,从而使相变弛豫时间衰减变缓。

图4 相变内耗温度谱

图5 相变弛豫时间和升温速率的关系

由图5拟合曲线得到相变分布参数 l=0.774 88(l定义为Debye峰和实际内耗峰的半峰宽之比),与Debye滞弹性弛豫的分布参数l=1相比略微减小,进一步证实模量软化引起的弛豫是滞弹性弛豫。

根据内耗理论,低频可以耦合尺寸较大的原子集团,高频可以耦合尺寸较小的原子集团或单个原子,因此在较高频率下耦合出的内耗与相变模量软化有关,它是由热弹性马氏体沿相界面共格切变时伴随的界面滞弹性运动引起的,但是在共格切变过程中相界面上的少量母相原子必须通过扩散的方式随时调整,以满足相变对相界面母相原子有序度的要求,这样才能使母相原子转变为马氏体相原子。

合金的母相内耗与相变模量软化引起的内耗存在着必然的联系。对比图1和图3可看出,合金的母相内耗和相变软模引起的内耗在频率谱上

均出现峰形分布,它们都出现频移现象,而频移是滞弹性弛豫的重要特征。母相内耗的频移现象与母相内原子有序度的变化有关,随着温度降低,母相有序度逐渐加大,频移现象更明显。宏观上,只有当母相有序度达到某一临界值时(对应于合金的M s点),才会发生马氏体相变。这种在Ms点以上发生的母相有序度变化可以理解为预马氏体相变。

3 结 论

Cu-A l-Ni-M n-Ti合金母相本征内耗随振动频率的降低而衰减,在某一临界振动频率下出现内耗峰。随着等温测量温度的降低,内耗峰峰高增加,峰位降低,出现频移现象,表明在马氏体相变前,母相内原子有序度发生了变化,这种由母相原子有序度变化而引起的结构变化可以视为预马氏体相变,应归结为滞弹性弛豫的范畴。

Cu-A l-Ni-M n-Ti合金的升温速率从0.25℃/min升高到3.8℃/m in时,马氏体相变弛豫时间从4.005 s缩短至0.372 s,随着升温速率的增加,相变弛豫时间快速衰减,最后趋于一个平衡值,弛豫时间的衰减特性和有效相变驱动力的非线性增加有关。

与Debye滞弹性弛豫相对比,热弹性马氏体相变滞弹性弛豫的半峰宽增加,相变分布参数减小,内耗峰宽化表明相变弛豫时间呈现连续分布的特征,这取决于马氏体变体的形核位置、晶体学取向以及形核功。

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On relaxation p roperties of therm oelasticmartensitic transformation

YEGuan-qun, GONG Chen-li, ZHU Cheng-zhong

(School of Materials Scien ce and Engineering,Hefei University of Technology,H efei 230009,China)

The relaxation properties of thermoelastic martensitic transformation in Cu-A l-Ni-Mn-Ti shapememory alloy are studied.The experimental resu lts show that the intrinsic internal friction values in parent phase attenuatewith the decrease of vibration frequency,and an internal friction peak emerges at a critical frequency.The internal friction peak becom eshigher and its location decreases as isothermalmeasuring tem perature d rops.This con firm s that there exists a p re-phase transformation in the parent phase before themartensitic transformation takes p lace,which belongs to the anelastic relaxation.When the heating rate is from 0.25℃/min to 3.80 ℃/min,the anelastic relaxation time changes from 4.005 s to 0.372 s and decays quick ly to an equilibrium value.

Cu-based shapememory alloy;thermoelasticmartensitic transformation;anelastic relaxation;relaxation time

TG 111.5

A

1003-5060(2011)01-0052-04

10.3969/j.issn.1003-5060.2011.01.012

2010-03-15;

2010-05-17

国际合作日本NSGF资金资助项目(200412)

叶冠群(1986-),男,江西九江人,合肥工业大学硕士生;

宫晨利(1956-),男,辽宁鞍山人,博士,合肥工业大学副教授,硕士生导师.

(责任编辑 闫杏丽)