劉錦平 ，楊 斌，王智祥，羅 欣，蔣黎明，黃永發(fā)

(1. 江西理工大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，贛州 341000；2. 江西銅業(yè)集團(tuán)公司，貴溪 335424)

應(yīng)力誘發(fā)馬氏體相變是形狀記憶合金的重要特性之一[1?4]。馬氏體之間的逐級(jí)相變表現(xiàn)為以一種馬氏體轉(zhuǎn)變?yōu)榱硪环N馬氏體，它們具有同一基面和長(zhǎng)周期層狀堆垛的結(jié)構(gòu)特征，只是堆垛順序不同[5?6]。在應(yīng)力作用下，1β′馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)會(huì)發(fā)生改變，由1β′馬氏體轉(zhuǎn)變?yōu)?α′馬氏體或1γ′馬氏體，應(yīng)力誘發(fā)馬氏體相變?nèi)Q于馬氏體的母相取向[7]。

TAS等[8]研究 Cu-11.7%Al 合金拉伸變形過程中1β′馬氏體相變，發(fā)現(xiàn)馬氏體的母相取向與馬氏體相變及其塑性變形能力存在較密切的關(guān)系。馬氏體相變具有固態(tài)無擴(kuò)散特點(diǎn)，相變時(shí)主要沿著原子密排面和密排方向進(jìn)行切變[9?10]。同時(shí)，馬氏體相變過程中晶體點(diǎn)陣的改變會(huì)導(dǎo)致形狀和體積發(fā)生變化，而且不同的應(yīng)力狀態(tài)也會(huì)導(dǎo)致晶格和體積發(fā)生相應(yīng)的改變[11?14]。因此，力的作用方式對(duì)馬氏體相變具有重要影響。

本文作者擬采用連續(xù)定向凝固技術(shù)制備具有一定晶體學(xué)取向的線坯，并對(duì)其進(jìn)行拉伸和壓縮兩種變形方式。通過分析馬氏體母相取向和力的作用方式與馬氏體相變和塑性變形能力之間的關(guān)系，為充分發(fā)揮含馬氏體組織金屬材料的使用性能提供理論依據(jù)。

1 實(shí)驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)選用純度為 99.99%的純 Al和 99.95%的純Cu按質(zhì)量比12:88進(jìn)行熔煉。采用自制高真空熔煉氬氣保護(hù)連續(xù)定向凝固實(shí)驗(yàn)設(shè)備制備線材[15]，其工藝參數(shù)分別為：結(jié)晶器長(zhǎng)度20 mm，加熱溫度1150 ℃，拉坯速度40 mm/min(工藝1)；結(jié)晶器長(zhǎng)度30 mm，加熱溫度1150 ℃，拉坯速度30 mm/min(工藝2)。具體制備過程參見文獻(xiàn)[16]。制備的線材直徑為6 mm。對(duì)不同工藝所制備的線材分別進(jìn)行物相分析、力學(xué)性能測(cè)試及斷口分析。采用日本理學(xué)D/max?RB 12 kW旋轉(zhuǎn)陽極X射線衍射(XRD)儀(Cu Kα)對(duì)線材橫截面進(jìn)行物相分析，工作電壓為40 kV，工作電流為 150 mA；在MTS810萬能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行準(zhǔn)靜態(tài)拉伸和壓縮試驗(yàn)，拉伸試樣按照GB/T 228—2002進(jìn)行加工，標(biāo)距為25 mm，夾頭移動(dòng)速度為0.02 mm/s；壓縮試樣尺寸為d 6 mm×9 mm，試樣兩端墊石墨紙，壓頭移動(dòng)速度為0.02 mm/s。使用電火花線切割方法將壓縮變形后的試樣沿縱截面中心軸面剖開，樣品經(jīng)過機(jī)械拋光和浸蝕后，采用Nikon Eclipse LV150金相顯微鏡(OM)進(jìn)行組織觀察，浸蝕劑組成為5 g FeCl3+ 10 mL HCl + 100 mL H2O；應(yīng)用CAMBRIDGE S?360掃描電子顯微鏡(SEM)觀察拉伸和壓縮試樣的斷口形貌。

2 結(jié)果及分析

2.1 線坯取向分析

圖1所示為工藝1和工藝2連續(xù)定向凝固線坯橫截面的XRD譜。由圖1(a)可知，工藝1所制備線材含單一1β′馬氏體相，其衍射面分別為(019)、(1010)、和(040)。其中兩個(gè)最強(qiáng)衍射峰為(040)和(020)，對(duì)應(yīng)的馬氏體母相晶面為(001)；由圖1(b)可知，工藝2所制備線材也為單一的1β′馬氏體相，其衍射面為(0018)和(2010)，且以(0018)晶面為主，其對(duì)應(yīng)的馬氏體母相晶面為(110)。

圖1 采用工藝1和2所制備線坯橫斷面的XRD譜Fig. 1 XRD patterns of cross section of wires fabricated by processes 1(a)and 2(b)

2.2 拉伸和壓縮力學(xué)性能

圖2所示為馬氏體母相取向分別為[001]和[110]的線材單向拉伸和壓縮真應(yīng)力—真應(yīng)變曲線。由圖 2可知，[001]取向線材拉伸真應(yīng)力—真應(yīng)變曲線經(jīng)彈性變形后，隨著應(yīng)變?cè)黾樱瑧?yīng)力增加較緩慢，存在明顯的應(yīng)力—應(yīng)變曲線平臺(tái)，平均真應(yīng)變值為24.4%(見表1)；[001]取向線材壓縮真應(yīng)力—真應(yīng)變曲線與拉伸變形相似，但壓縮真應(yīng)變值較小，平均真應(yīng)變值為14.7%；[110]取向線材拉伸真應(yīng)力—真應(yīng)變曲線較陡峭，應(yīng)變硬化速率較大。拉伸變形的真應(yīng)變值較低，平均真應(yīng)變值為9.0%；與拉伸變形相比，[110]取向線材壓縮變形所能獲得的真應(yīng)變值較高，平均真應(yīng)變值為80.9%。而且，真應(yīng)變位于20%~50%范圍內(nèi)可見真應(yīng)力—真應(yīng)變曲線呈線性上升。由此可知，[001]取向拉伸變形和[110]取向壓縮變形具有較大的應(yīng)變值，其中[110]取向的壓縮變形應(yīng)變值最大。

圖3所示為[001]和[110]取向線材的拉伸和壓縮斷口形貌。由圖 3可知，[001]取向線材拉伸斷口存在較深且密集的韌窩，其斷裂類型為韌性斷裂；[001]取向線材壓縮斷口未見韌窩，可見較為明顯的解理階，表現(xiàn)為解理斷裂；[110]取向線材拉伸斷口上存在少量韌窩和解理階，其斷裂類型為準(zhǔn)解理斷裂；[110]取向線材壓縮斷口存在較密集的韌窩，表現(xiàn)為韌性斷裂。

圖2 不同取向線坯單向拉伸和壓縮的真應(yīng)力—真應(yīng)變曲線Fig. 2 True stress—true strain curves of uniaxial tension or compression for different grain orientation wires: (a)[001]tension;(b)[001]compression; (c)[110]tension; (d)[110]compression

表1 [001]和[110]取向線材拉伸和壓縮真應(yīng)變Table 1 Tensile and compression true strain of [001]and [110]wires

2.2 拉伸和壓縮性能差異分析

圖4所示分別為[001]和[110]取向線材拉伸或壓縮變形前后的 XRD譜。由圖4(a)可知，[001]取向線材的1β′馬氏體經(jīng)拉伸變形轉(zhuǎn)變?yōu)?α′馬氏體，而壓縮變形后則轉(zhuǎn)變?yōu)?γ′馬氏體。由圖4(b)可知，[110]取向線材的1β′馬氏體經(jīng)拉伸變形轉(zhuǎn)變?yōu)?γ′馬氏體，而壓縮變形后則轉(zhuǎn)變?yōu)?α′馬氏體。由此可知，[001]取向線材拉伸變形和[110]取向線材壓縮變形時(shí)均會(huì)發(fā)生1β′馬氏體轉(zhuǎn)變?yōu)?α′馬氏體，呈現(xiàn)較好的塑性變形能力；[001]取向線材壓縮變形和[110]取向線材拉伸變形時(shí)均會(huì)發(fā)生1β′馬氏體轉(zhuǎn)變?yōu)?γ′馬氏體，塑性變形能力較差。

圖3 不同取向線坯試樣拉伸和壓縮斷口微觀形貌Fig. 3 Fracture micromorphologies of uniaxial tension or compression for different grain orientation wires: (a)[001], tension;(b)[001], compression; (c)[110], tension; (d)[110], compression

圖4 不同取向線坯拉伸和壓縮變形前后線坯XRD譜Fig. 4 XRD patterns of different grain orientation wires before and after deformation: (a)[001]; (b)[110]

3 討論

圖5 不同馬氏體相互轉(zhuǎn)變受力分析Fig. 5 Force analysis of different martensite phase transformation: (a)Four-corner lattice; (b)1β′ martensite to 1α′ martensite; (c)1β′ martensite to 1γ′ martensite

圖5所示為在不同的力作用方式下馬氏體母相(DO3)與α1′馬氏體和γ1′馬氏體之間轉(zhuǎn)變示意圖。α1′馬氏體晶體結(jié)構(gòu)為 DO22，晶格常數(shù)為 a=b=3.59 ?，c=7.55 ?， α =β =γ= 90°，c/a=2.10。γ1′馬氏體晶體結(jié)構(gòu)為2H，晶格常數(shù)為 a=4.54 ?，b=5.16 ?，c=4.21 ?，α= β = γ = 90°，a和c值較接近，而與b值相差較大，且b/a=1.14[7?8]。圖5(a)所示為β1′馬氏體的母相DO3單胞，其包含有 8個(gè)體心立方點(diǎn)陣，邊長(zhǎng)為 a0。從DO3單胞中取出四角點(diǎn)陣，其晶格常數(shù) a=b=2a0，c=2a0，軸比c/a=2。將其沿c軸均勻拉長(zhǎng)，或垂直于c軸的另外兩個(gè)軸均勻壓縮，便可將馬氏體的晶軸調(diào)整為c/a=2.10，即為α1′馬氏體晶體點(diǎn)陣，如圖5(b)所示。對(duì)應(yīng)的晶體轉(zhuǎn)變關(guān)系為 (110)DO3//(100)DO22、和(001)DO3//(001)DO22。此即類似于高碳鋼面心立方點(diǎn)陣轉(zhuǎn)變成體心立方點(diǎn)陣的 Bain轉(zhuǎn)變機(jī)制[5]。由此可知，沿[001]方向拉伸或[110]壓縮有利于1β′馬氏體以Bain機(jī)制進(jìn)行轉(zhuǎn)變，1β′馬氏體的母相(001)面經(jīng)過拉伸變形后變?yōu)?α′馬氏體的(001)面，即(001)DO3//(001)DO22(見圖 4(a)中(004)面)，母相(110)面經(jīng)過壓縮變形后變?yōu)?α′馬氏體的(100)面，即(110)DO3//(100)DO22(見圖4(b)中(200)面)。相反，沿1β′馬氏體母相單胞c軸均勻壓縮，或垂直于c軸的另外兩個(gè)軸均勻拉長(zhǎng)，并對(duì)坐標(biāo)軸進(jìn)行相應(yīng)轉(zhuǎn)換，即可將馬氏體的晶軸調(diào)整為b/a=1.14，即為1γ′馬氏體晶體結(jié)構(gòu)，如圖 5(c)所示。對(duì)應(yīng)的晶體轉(zhuǎn)變關(guān)系為(110)DO3//和(001)DO3//(010)2H。由此可知，沿[001]方向壓縮或[110]方向拉伸有利于1β′馬氏體轉(zhuǎn)變?yōu)?γ′馬氏體。1β′馬氏體的母相(001)面壓縮變形后變?yōu)?γ′馬氏體的(010)面，即(001)DO3//(010)2H(見圖 4(a)中(020)和(040)面)，母相(110)面經(jīng)過拉伸變形后變?yōu)?γ′馬氏體的(001)面，即(110)DO3// (001)2H(見圖4(b)中(002)面)。由于拉伸或壓縮變形時(shí)，1β′馬氏體會(huì)轉(zhuǎn)變?yōu)?α′馬氏體或γ′馬氏體，而且1α′馬氏體和γ′馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)差異較大。與γ′馬氏體相比，1α′馬氏體的對(duì)稱性較高，滑移系多，具有較好的塑性變形能力，故[001]取向的拉伸變形和[110]取向壓縮變形的應(yīng)變值均較大(見表1)，斷口表現(xiàn)為韌性斷裂(見圖 3)，[001]取向的壓縮變形和[110]取向拉伸變形的應(yīng)變值較小，斷口含有脆性斷裂特征。對(duì)不同晶體取向線坯拉伸和壓縮斷口的宏觀形貌(見圖6)進(jìn)一步分析可知，斷裂面與力作用方向的夾角均約為 45°，皆表現(xiàn)為剪切斷裂。由于[001]取向拉伸變形和[110]取向壓縮變形的微觀形貌含有大量韌窩(見圖 3(a)和(d))，故其斷裂機(jī)理均表現(xiàn)為微孔聚合型剪切斷裂；[001]取向的壓縮變形微觀形貌可見較明顯的光滑解理階(見圖3(b))，斷裂機(jī)理表現(xiàn)為純剪切斷裂；[110]取向拉伸變形微觀形貌含有解理階和韌窩(見圖3(c))，斷裂機(jī)理表現(xiàn)為混合型剪切斷裂。

另外，材料發(fā)生塑性變形的難易程度也與不同的加載方式(也即應(yīng)力狀態(tài))密切相關(guān)。根據(jù)應(yīng)力狀態(tài)軟性系數(shù)α的定義[17]：

式中：1σ、2σ、3σ分別為3 個(gè)主應(yīng)力，且1σ＞2σ＞3σ；tmax是按最大切應(yīng)力理論計(jì)算的最大切應(yīng)力；Smax則是按最大正應(yīng)變理論定出的最大正應(yīng)力。

圖6 不同取向線坯試樣拉伸和壓縮斷口宏觀形貌Fig. 6 Fracture macromorphologies of uniaxial tension or compression for different grain orientation wires: (a)[001], tension;(b)[001], compression; (c)[110], tension; (d)[110], compression

顯然，對(duì)于單向拉伸載荷，1σ=σ，2σ=3σ= 0，故α=0.5；而對(duì)于單向壓縮載荷，1σ=2σ=0，3σ=σ，故α=2，明顯高于單向拉伸載荷，也即在單向壓縮載荷作用下，最大切應(yīng)力與正應(yīng)力的比值較單向拉伸情況大，應(yīng)力狀態(tài)軟，金屬易產(chǎn)生塑性變形。因此，雖然1β′馬氏體母相的[001]取向拉伸變形和[110]取向壓縮變形都發(fā)生由1β′馬氏體轉(zhuǎn)變?yōu)?α′馬氏體，但由于在壓縮變形時(shí)易于引起某些滑移系的開動(dòng)而產(chǎn)生滑移變形，因而，[110]取向壓縮變形具有更大的應(yīng)變值。圖 7所示為[110]取向線坯壓縮真應(yīng)變分別為 15%、30%、45%和 60%的組織形貌。由圖 7(a)可知，當(dāng)真應(yīng)變值為15%時(shí)，試樣由黃色變成了粉紅色，顏色變化是馬氏體發(fā)生了相變的特征之一[18]，發(fā)生了由1β′馬氏體轉(zhuǎn)變?yōu)?α′馬氏體的相變。由圖7(b)可知，當(dāng)真應(yīng)變?yōu)?0%時(shí)，試樣存在以單滑移為主的不連續(xù)變形帶，如圖中A處所示。由圖7(c)可知，當(dāng)真應(yīng)變?yōu)?5%時(shí)，單滑移更為明顯，而且，滑移線在馬氏體間呈連續(xù)變形帶延伸，如圖中B處所示。由圖7(d)可知，當(dāng)真應(yīng)變?yōu)?0%時(shí)，滑移線較密集，并存在大量的雙滑移(圖中C處)，這說明馬氏體進(jìn)行了劇烈滑移變形。由此可知，馬氏體母相取向[110]線坯在壓縮變形時(shí)，隨著真應(yīng)變值增加，首先發(fā)生由1β′馬氏體轉(zhuǎn)變?yōu)?α′馬氏體的相變；當(dāng)真應(yīng)變值大于20%時(shí)，主要表現(xiàn)為單滑移變形方式，真應(yīng)力—真應(yīng)變曲線出現(xiàn)線性硬化階段(見圖2)；隨著變形量的增加，馬氏體基體上可見較明顯的雙滑移變形特征。

圖7 [110]取向線坯不同壓縮變形量的微觀組織Fig. 7 Microstructures of [110]crystal orientation of different compression deformation quantity: (a)15%; (b)30%; (c)45%; (d)60%

4 結(jié)論

1) 連續(xù)定向凝固工藝參數(shù)為結(jié)晶器長(zhǎng)度20 mm，加熱溫度1150 ℃，拉坯速度40 mm/min所制備的線材為單一的1β′馬氏體相，其取向主要表現(xiàn)為[0018]，相應(yīng)的母相取向?yàn)閇110]；結(jié)晶器長(zhǎng)度30 mm，加熱溫度1150 ℃，拉坯速度30 mm/min所制備的線材也為單一的1β′馬氏體相，其取向主要表現(xiàn)為[020]和[040]，相應(yīng)的母相取向?yàn)閇001]。

2) 母相取向?yàn)閇001]線坯拉伸變形時(shí)真應(yīng)變?yōu)?4.4%，斷口表現(xiàn)為韌性斷裂，斷裂機(jī)理為微孔聚合型剪切斷裂；壓縮變形時(shí)真應(yīng)變值為 14.7%，斷口表現(xiàn)為解理斷裂，斷裂機(jī)理為純剪切斷裂；母相取向?yàn)閇110]線坯拉伸變形時(shí)真應(yīng)變?yōu)?.0%，斷口表現(xiàn)為準(zhǔn)解理斷裂，斷裂機(jī)理為混合型剪切斷裂，壓縮變形時(shí)真應(yīng)變值可達(dá) 80.9%，斷口表現(xiàn)為韌性斷裂，斷裂機(jī)理為微孔聚合型剪切斷裂。

3) 沿母相[001]方向拉伸或沿[110]方向壓縮會(huì)發(fā)生由1β′馬氏體轉(zhuǎn)變?yōu)?α′馬氏體，其轉(zhuǎn)變機(jī)制為Bain轉(zhuǎn)變。

4) 母相取向?yàn)閇110]線坯壓縮變形時(shí)會(huì)發(fā)生單滑移或者雙滑移塑性變形，具有較好的塑性變形能力。

[1]PENG C, WANG X Y, HUO Y Z. Characteristics of stress-induced transformation and microstructure evolution in Cu-based SMA[J]. Acta Mechanica Solida Sinica, 2008, 21(1):1?8.

[2]陳 威, 孫巧艷, 肖 林, 佘文博, 孫 軍, 葛 鵬. 應(yīng)變速率對(duì)β固溶Ti-10V-2Fe-3Al合金應(yīng)力誘發(fā)馬氏體相變的影響[J]. 中國有色金屬學(xué)報(bào), 2010, 20(11): 2124?2129.CHEN Wei, SUN Qiao-yan, XIAO Lin, SHE Wen-bo, SUN Jun,GE Peng. Influence of strain rate on stress induced martensitic transformation in β solution treated Ti-10V-2Fe-3Al alloy[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2010, 20(11):2124?2129.

[3]GRACZYKOWSKI B, MIELCAREK S, BRECZEWSKI T.Martensitic phase transition in Cu-14%Al-4%Ni shape memory alloys studied by Brillouin light scattering[J]. Smart Materials and Structures, 2013, 22(8): 1?10.

[4]歐陽德來, 魯世強(qiáng), 崔 霞, 李 鑫, 黃 旭. TB6鈦合金熱變形誘導(dǎo)馬氏體轉(zhuǎn)變[J]. 中國有色金屬學(xué)報(bào), 2010, 20(12):2307?2312.OUYANG De-lai, LU Shi-qiang, CUI Xia, LI Xin, HUANG Xu.Transformation of deformation induced martensite in TB6 titanium alloy[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals,2010, 20(12): 2307?2312.

[5]楊 杰, 吳月華. 形狀記憶合金及其應(yīng)用[M]. 合肥: 中國科學(xué)技術(shù)大學(xué)出版社, 1993.YANG Jie, WU Yue-hua. The shape memory alloy and its application[M]. Hefei: University of Science and Technology of China Press, 1993.

[6]KIREEVA I V, CHUMLYAKOV Y I, KIRILLOV V A,KARAMAN I, CESARI E. Orientation and temperature dependence of superelasticity caused by reversible γ-α′martensitic transformations in FeNiCoAlTa single crystals[J].Technical Physics Letters, 2011, 37(5): 487?590.

[7]TAS H, DELAEY L, DERUYTTERE A. Stress-induced phase transformation and the mechanical properties of β′1copperaluminum martensite[J]. Z Metallkde, 1973, 64: 855?861.

[8]TAS H, DELAEY L, DERUYTTERE A. Stress-induced phase transformation and the shape memory effect in β′1Cu-Al martensite[J]. Scripta Metallurgica, 1971, 5: 1117?1124.

[9]CAYRON C, BARCELO F, CARLAN Y D. The mechanisms of the fcc-bcc martensitic transformation revealed by pole figures[J]. Acta Materialia, 2010, 58(4): 1395?1402.

[10]PUSHIN V G, KURANOVA N N, MARCHENKOVA E B,BELOSLUDTSEVA E S. High-temperature shape memory effect and the B2-L1thermoelastic martensitic transformation in Ni-Mn intermetallics[J]. Technical Physics, 2013, 58(6): 878?887.

[11]LU Y, HUTCHINSON B, MOLODOV D A, GOTTSTEIN G.Effect of deformation and annealing on the formation and reversion of ε martensite in an Fe-Mn-C alloy[J]. Acta Materialia,2010, 58(8): 3079?3090.

[12]MESZAROS I, PROHASZKA J. Magnetic investigation of the effect of α′ martensite on the properties of austenitic stainless steel[J]. Journal of Materials Processing Technology, 2005,161(1/2): 162?168.

[13]SAHIN Y, ERDOGAN M, CERAH M. Effect of martensite volume fraction and tempering time on abrasive wear of ferritic ductile iron with dual matrix[J]. Wear, 2008, 265(1/2): 196?202.

[14]SHIBATA A, YONEZAWA H, YABUUCHI K, MORITO S.Relation between martensite morphology and volume change accompanying fcc to bcc martensitic transformation in Fe-Ni-Co alloys[J]. Materials Science and Engineering A, 2006, 438/440:241?245.

[15]季燈平, 劉雪峰, 謝建新, 余均武, 李衛(wèi)河, 榮鳴雷.Cu-12%Al鋁青銅線材的連續(xù)定向凝固制備[J]. 金屬學(xué)報(bào),2006, 42(12): 1243?1247.JI Deng-ping, LIU Xue-feng, XIE Jian-xin, YU Jun-wu, LI Wei-he, RONG Ming-lei. Preparation of Cu-12%Al Al bronze wires by continuous unidirectional solidification[J]. Acta Metallurgica Sinica, 2006, 42(12): 336?341.

[16]季燈平. 鋁青銅線材連續(xù)定向凝固制備工藝及其性能研究 [D]. 北京: 北京科技大學(xué), 2006: 27?28.JI Deng-ping. Research on preparation and properties of aluminum bronze wires by continuous unidirectional solidification[D]. Beijing: University of Science and Technology Beijing, 2006: 27?28.

[17]束德林. 金屬力學(xué)性能[M]. 北京: 機(jī)械工業(yè)出版社, 1995.SHU De-lin. Mechanic properties of metals[M]. Beijing: China Machine Press, 1995.

[18]劉錦平, 劉雪峰, 黃海友, 謝建新. Cu-12%Al合金線材的馬氏體結(jié)構(gòu)及其對(duì)力學(xué)性能的影響[J]. 中國有色金屬學(xué)報(bào),2011, 21(5): 1052?1059.LIU Jin-ping, LIU Xue-feng, HUANG Hai-you, XIE Jian-xin.Martensite structure of Cu-12%Al alloy and its effect on mechanical properties[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2011, 21(5): 1052?1059.